PDF《在不同热机械循环条件下γ → ε马氏体》

6000 C 图43%应变

6000 C 回复训练

5 次后样品的电镜 照片 图3为经过

1 %应变

6000 C 回复训练

5 次后样品的电镜照片 , 其中马氏体是很细

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2 期 徐彤等 :FeMnSi 形状记忆合金在不同热机械循环条件下γ ε马氏体相变电子显微镜分析 的片层结构 , 马氏体于母相之间界面清晰 、平直 .这种形态被认为与 Fe2Mn2Si 的层 错形核机制有关 .在Fe2Mn2Si 合金马氏体相变的形核过程中 , 母相中的位错很容易 分解为两个不全位错 , 两个不全位错之间为层错 , 层错则很难再束集并在另一个面扩 散,因而由层错重叠所形成的ε马氏体仍然保持原来的层错面 (即(111) 面) 继续长 大,形成平直 、清晰的界面 .但是 , 若在这种片层结构中产生了位错的交滑移 , 原来的 平直界面会被破坏 .图4为经过

3 %应变

6000 C 回复训练

5 次后样品的电镜照片 , 图5为其中的放大像 .由图可见 , 马氏体片层结构中由于位错的交滑移 , 在局部区域产生了 小的形变 , 破坏了原有的平直界面 , 这种变形必然会阻碍不全位错的逆运动 . Fig15 An enlarged micrograph of Fig14 图5图4中放大像 在该合金的大应变训练中 , 位错交滑移的影响更加普遍 .图6为经过

5 次9%应 变和

6000 C 回复的训练后样品的电镜照片 .这里马氏体的平直界面已不再存在 .与图

5 相比 , 马氏体的变形更加严重 , 因位错的交滑移而产生了许多台阶 .样品在这种训 练条件下的回复率仅为

3217 % , 而累积的不可回复应变量已达到

3214 %.在相同温 度下

3 % 恒应变训练的样品的回复率为

8917 % , 累积的不可回复应变仅为

318 % , 前 者不可回复应变为后者的

815 倍.在较低温度下训练同样会产生位错的交滑移 , 图7为小应变 ( ε=

2 %)

2000 C 回 复训练后样品的电镜照片 .与图

5 相比 , 马氏体片层组织中出现大量位错 , 局部出现 位错的缠结 , 马氏体与母相间界面也更加紊乱 , 位错的交滑移形成台阶 .这些都会阻 碍不全位错的逆运动 .在这种条件下的训练 , SME 不但没有改善 , 反而降低了形状 回复率 , 累积的不可回复应变为

6178 %.与相同应变量

6000 C 回复条件下相比 , 不 可回复的应变量增加了

417 倍 .这也可以看出产生位错的交滑移对形状记忆效应的影 响是十分显著的 . 众所周知 , Fe2Mn2Si 合金中应力诱发产生的全位错对形状记忆效应是不利的 .但 是合金在热2机械训练过程中位错的变化及其对 SME 影响尚未见到报道 .从我们观察 小应变下低温回复不完全 , 和大应变的训练相比较有类似的效果 .图6和图

7 表明 , 在回复温度较低 (2000 C) 的训练过程中 , 局部区域产生位错并发生交滑移 , 可能是

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3 卷 由于重复应变过程中内应力进一步积聚所致 , 使形状记忆效应下降 .与此等效的是

9 %应变和

6000 C 回复的训练 , 当局部应力超过一定数值也能引发大量位错的交滑移 , 即使较高温度也难以消除其影响 .此条件下的训练 , 第一次回复率仅为

2015 % , 训练5次后仅增加为

3217 % , 其中大部分的应变是不可回复的 .这两种情况在合金的 ........