马氏体相变及形状记忆合金共60页
第九章马氏体相变与形状记忆合金
因为： 恒压热容
2U T 2
P
CP T
材料压缩系数 材料体膨胀系数
2U P2TFra bibliotek V1 V
V T T
2U V
TP
1 V
V T P
第九章马氏体相变与形状记忆合金
所以二级相变时，系统的化学势、体积、熵无
突变，
但
CP 0
0
0
所以热容、热膨胀系数、压缩系数均不连续变化。
第九章马氏体相变与形状记忆合金
马氏体相变
新相与母相的结构不同，但成分相同。 钢铁中高温奥氏体珠光体
第九章马氏体相变与形状记忆合金
马氏体相变
钢经高温淬火后，当母相奥氏体快速冷却时，奥氏 体转变成片状或针状新相，新相与母相的成分相同， 新相结构由面心立方转变为体心四方，形成的相叫做 马氏体相。从奥氏体到马氏体的转变叫做马氏体相变。
(1) 成分的影响
成分对相变温度的影
响非常大，Ti、Ni在
１：１ 附近微小的成
分改变可能引起相变
温度较大的变化，含
Ni量应控制在47—
51at％范围内，否则
合金便不存在形状记
忆效应。
第九章马氏体相变与形状记忆合金
加第三元素
第三元素取代部分Ti、Ni，可改变合金的形状 回复温度，也改变中间相的温度范围。
以晶格转变为主的位移型无扩散相变统称为马氏 体相变。
第九章马氏体相变与形状记忆合金
马氏体相变的特点： 新旧成分不变，原子只做有规则的重排而不进行扩散。
1) 母相和马氏体之间不改变结晶学方位的关系 新相总是沿着一定的晶体学面形成，新相与母相之间有严 格的取向关系，靠切变维持共格关系。 相变时不发生扩散，是一种无扩散转变。马氏体相变为一级相 变。
形状记忆合金课件
✓ Fe基合金价格低，加工性能好，力学强度高，在应用方 面具有明显的竞争优势，但其形状记忆效应不是很好。
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✓ 只对Ni含量高于50.5at％的富Ni合金有效。
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形状记忆处理
形状记忆合金的制备通常是先制备合金锭，之后 进行热轧、模锻、挤压，然后进行冷加工。
为把形状记忆合金用做元件，有必要使它记住给 定形状。
形状记忆处理(一定的热处理)是实现合金形状记 忆功能方面不可或缺，至关重要的一环。
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形状恢复完全可逆需具备以下条件：
➢ 马氏体相变是热弹性的； ➢ 母相和马氏体呈现有序的点阵结构； ➢ 马氏体点阵的不变切变为孪生，亚结构为孪晶或
层错； ➢ 马氏体相变在晶体学上是可逆的。
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随着形状记忆材料研究的不断深入，发现不完全 具备上述条件的合金也可以显示形状记忆效应。
形状记忆效应原理
形状记忆合金在一定范 围内发生塑性变形后， 经加热到某一温度后能 够恢复变形，实质是热 弹性马氏体相变。
马氏体在外力下变形成 某一特定形状，加热时 已发生形变的马氏体会 回到原来奥氏体状态， 这就是宏观形状记忆现 象，如右图所示。
图6 形状记忆效应 过程的示意图
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马氏体性能及形状记忆合金
马氏体性能众所周知，马氏体是强化钢件的重要手段，而且一般认为，马氏体是一种硬而脆的组织，尤其是高碳片状马氏体。
要想提高淬火钢的塑性和韧性，必须用提高回火温度的方法，牺牲部分强度而换取韧性，就是说强度和塑性很难兼得。
但是近年来的研究工作表明，这种观点只是适用于片状马氏体，而板条状马氏体不是这样，板条状马氏体不但具有很高的强度而且具有良好的塑性和韧性，同时还具有低的脆性转变温度，其缺口敏感性和过载敏感性都较低。
马氏体的硬度和强度钢中马氏体机械性能的显著特点是具有高硬度和高强度。
马氏体的硬度主要取决于马氏体的含碳质量分数。
马氏体的硬度随质量分数的增加而升高，当含碳质量分数达到0.6%时，淬火钢硬度接近最大值，含碳质量分数进一步增加，虽然马氏体的硬度会有所提高，但由于残余奥氏体数量增加，反而使钢的硬度有所下降。
合金元素对钢的硬度关系不大，但可以提高其强度。
马氏体具有高硬度和高强度的原因是多方面的，其中主要包括固溶强化、相变强化、时效强化以及晶界强化等。
(1)固溶强化。
首先是碳对马氏体的固溶强化。
过饱的间隙原子碳在a相晶格中造成晶格的正方畸变，形成一个强烈的应力场。
该应力场与位错发生强烈的交换作用，阻碍位错的运动从而提高马氏体的硬度和强度。
(2)相变强化。
其次是相变强化。
马氏体转变时，在晶格内造成晶格缺陷密度很高的亚结构，如板条马氏体中高密度的位错、片状马氏体中的孪晶等，这些缺陷都阻碍位错的运动，使得马氏体强化。
这就是所谓的相变强化。
实验证明，无碳马氏体的屈服强度约为284Mpa,此值与形变强化铁素体的屈服强度很接近，而退火状态铁素体的屈服强度仅为98~137Mpa，这就说明相变强化使屈服强度提高了147~186MPa(3)时效强化。
时效强化也是一个重要的强化因素。
马氏体形成以后，由于一般钢的点Ms大都处在室温以上，因此在淬火过程中及在室温停留时，或在外力作用下，都会发生自回火。
即碳原子和合金元素的原子向位错及其它晶体缺陷处扩散偏聚或碳化物的弥散析出，钉轧位错，使位错难以运动，从而造成马氏体的时效强化。
马氏体相变
30
第30页，共69页。
惯习面：随形成温度的下降，由{225}γ变为{259}γ ，位向关系由K-S关系变为西山关系。
亚结构为细小孪晶，一般集中在中脊面附近， 片的边缘为位错。随形成温度下降，孪晶区扩 大。
位错M → 孪晶M
32 第32页，共69页。
（2）奥氏体与马氏体的强度
图4-15 滑移和孪生的临界分切应力与温度的关系
33 第33页，共69页。
当马氏体在较高温度形成时，滑移的临界 分切应力较低，滑移比孪生更易于发生，从 而在亚结构中留下大量位错，形成亚结构为位
错的板条马氏体。
由于温度较高，奥氏体和马氏体的强度均 较低。相变时，相变应力的松驰可以同时在奥氏
少量塑性变形对马氏体转变有促进作用，而超 过一定量的塑性变形将对马氏体转变产生抑制作 用。
48
第48页，共69页。
原因：
当变形度小时，增加了奥氏体中有利于 马氏体形核的晶体缺陷。
当变形度较大时，在奥氏体中形成大量亚晶 界和高密度位错区，奥氏体产生加工硬化，屈 服强度提高，阻碍切变过程，从而使奥氏体稳 定化。
在低、中碳钢，马氏 体时效钢中出现，形成 温度较高。
基本单元板条为一个 个单晶体。
图4-12 板条马氏体示意图
25 第25页，共69页。
许多相互平行的板条组成一个板条束，它们具有 相同的惯习面。
板条马氏体的惯习面为{111}γ，位向关系为K-S关系 。由于有四个不同的{111}γ面，所以一个奥氏体晶粒 内可能形成四种马氏体板条束。
如 T8、T12钢，为片状马氏体。 通常采用不完全加热淬火（在Ac1稍上加 热，保留一定量未溶渗碳体颗粒），获 得隐晶马氏体+渗碳体颗粒的混合组织。 隐晶马氏体极细，光学显微镜较难分辨 。
形状记忆合金SMA
力学性能及改善方法：
Ni-Ti和Cu-Zn-Al合金的性能比较
合金 性能
抗拉强度
(MPa) 屈服强度
(MPa)
Ni-Ti
Cu-Zn-Al
1000
50 - 200 (马氏体相) 100 - 600（母相）
700
50 - 150（马氏体相) 50 - 350（母相）
延伸率(%)
20 - 60
– 马氏体相变转变过程中，没有原子的扩散，也不改变成 分，仅仅是晶格结构发生变化。母相(P)和马氏体相(M)内 的晶格点阵有看一一对应的关系
– 除钢外，纯金属Li、Ti、Hg、Tl、Pu、Co，合金AuCd、 CZruOA2l，、非Ag金Zn属、材C料uZVn3形、S状iT，记i忆N也合i，金存S化M在A 合马物氏半体导相体变BaTiO3、
• FeC合金中，C原子和Fe原子的间隙位置，在奥氏体和马 氏体中都保持不变，并导致马氏体的四方性。
• 马氏体相变前后没有任何化学成分的改变，马氏体相成分 和原母相成分完全一致
形状记忆合金SMA
马氏体相变是切变性相变
• 切变性相变：从母相到马氏体相的转变过程是以切 变方式进行的，是靠母相和新相界面上的原子以协 同的、集体的、定向的和有次序的方式移动，实现 从母相到马氏体相的转变
形状记忆合金SMA
（一） Cu基记忆合金中的基本相和相变
Cu基记忆合金的成分范围通 常在相区
相区成分的合金
高温淬 火冷却
亚稳的有序'相
热弹性马氏
加热
体相变转变
冷却
马氏体
Cu-Zn-Al合金相图的垂直截
形状记忆合金SMA 面图(6 wt%Al)
（二） Cu-Zn-Al基记忆合金的稳定性及其影响因素 稳定性 － 相变点、记忆性能、力学性能、化学 影响相变点的因素： 成分： Ms(oC)=1890-5100w(Zn)%-13450w(Al)% 热循环：随热循环次数的增加相变点会变化。在
形状记忆合金简介
•形状记忆效应：具有一定形状的固体材料(通常是具有热弹性马氏体相变的材料)，在某一温度下(处于马氏体状态M f 进行一定限度的塑性变形后，通过加热到某一温度(通常是该材料马氏体完全消失温度A f )上时，材料恢复到变形前的初板条马氏体钢的淬火5•Monoclinic Crystal StructureTwinned Martensite 自协作马氏体Detwinned Martensite非自协作马氏体8发生塑性变形后，经加热到某一温度后能够恢复变形，马氏体在外力下变形成某一特定形状，加热时已发生形变的马氏体会回到原来奥氏形状记忆效应过程的示意图马氏体相变热力学相变产生，M相的化学自由能必须，不过冷到适当低于T0(A相和M相化学自由的温度，相变不能进行，必须过热到适当高于T0的温度，相变才马氏体相和母相化学自11马氏体相变热力学低于Ms温度下，马氏体形成以后，界面上的弹性变形随着马氏体的长大而增加；当表面能、弹性变形能及共格界面能等能量消耗的增加与变化学自由能的减少相等时，马氏体和母相间达到热弹性平衡状态，马氏体停止长大。
CuAlNi合金加热过程中热弹性马氏体相变(马氏体缩小)温度继续下降，马氏体相变驱动力增加，马氏体又继续长大，也可能出现新的马氏体生长。
温度升高，相变驱动力减小，马氏体出现收缩。
CuAlNi合金加热过程中热弹性马氏体相变(马氏体缩小)16伪弹性应力应变示意图17f(a) Shape Memory Effect (b) Superelasticity[100][111]冷却形状记忆效应的三种形式(a)单程(b)双程(c)全程22（a）马氏体状态下未变形（b）马氏体状态下已变形）放入热水中，高温下恢复奥氏体状态，形状完全恢复单程TiNi记忆合金弹簧的动作变化情况24没放入热水前放入热水后冷却至室温后再次放入热水后双程CuZnAl记忆合金花的动作变化情况TiNi合金的全程记忆效应（100℃-室温）TiNi合金的全程记忆效应（低温-100℃）铁磁性形状记忆合金简介温控形状记忆铁磁性铁磁性形状记兼有磁致伸缩材料和传统温控形状记忆材料的优点响应频率快磁致应变大The magnetic easy axis changes from one twin to the other•Weak magnetic anisotropy.Effect of a magnetic fieldWeak anisotropy Strong anisotropyIn systems with strong anisotropy and highly mobile boundaries, field inducedet al. J.Appl.Phys. 92,3867 (2002);Moya et al. Phys. Rev. B 73, 64303 (2006); 74, 24109 (2006).)33(1) Via martensite variant reorientation-Ni2MnGa(2) Via magnetic field induced martensitictransformation-NiMnIn(Sn,Sb)37Ni 2MnGa -crystal structureNi 2MnGa is the most successful magnetic shape memory alloy. It transforms from the Heusler cubic structure to tetragonal on cooling. A 6% magnetic field induced tensile strain hasbeen recorded in a single crystal, by the mechanism of martensite variant reorientation.The absence of a thermal effect makes it suitable for high frequency operations. The mechanical work output, however, is muchlower than those of thermal SMAs .ΔV= -1.30%:The volume change is large. The material is an intermetallic compound and is intrinsically brittle Îtransformation induced cracking . The problem is much less severe with single crystals.Tetragonal MartensiteCubic Austenite-4.45%1.63%aac aaa[100]c expansion by 1.63%[001]c contraction by –4.45%The tetragonal structure is mechanically anisotropic. Themaximum linear strain is when axis [001] is converted to [100]: ~6%Mn Ni38c c(110)c plane of AccNi 2MnGa –structural anisotropy of M(110)c T w i n p l a n e[100]c projection plane of A [100]c projection plane of MMarioni , JMMM, 290-291 (2005) 35Now we have got a working mechanism for shape change39Ni 2MnGa –magnetic anisotropy(110)c[001]c(the c -axis of M)[001]c(the c -axis of M)Structure anisotropy Magnetic anisotropyThe tetragonal structure is a uniaxial structure magnetically. Its c -axis is theeasy direction of magnetization40Li et al, APL, 84, 3594 (2004).Ni 2MnGa –magnetic anisotropyWu et al: APL. 75, 2990 (1999).MartensiteAustenite[001]-3-23015.8x10J/g=4.5x10J/cm 2E H M μΔ=Δ=For a phase transformation at room temperature, the T ΔS energy is typically~80 J/cm 3The driving force is too small to induce austenite -martensite transformationCo 2NiGaNi 2MnGa41Possibility of magnetic fieldinduced deformation viamartensite reorientationMagnetization curves along easy ([001]) and hard([100]) axes of Ni 48Mn 30Ga 22constrained in single variant martensite. The magnetic driving force (energy) is ~0.08 J/cm 3. Likhachev: Phys. Lett. A 275 (2000) 142.Ni 2MnGa deformed along [100] direction at 300 K in martensitic state. Chernenko et al: Phys. Rev.B 69134410 (2004)The mechanical resistive force is ~1.5 MPa and the mechanical frictional energy is 0.09 J/cm 3Ni 2MnGa –magnetic anisotropycaac42Heczko et al. JMMM 226-230 (2001) 996NiMnGa43Heczko et al. JMMM 242–245 (2002) 1446Ni 2MnGa –magnetic field induced martensite reorientation6% strain is induced bymagnetic field via martensite reorientation. The strain is irreversible.NiMnGaFerromagnetic martensite/austeniteparamagnetic austenite/martensite47TiNi 形状记忆合金的应力应变曲线。
4形状记忆合金PPT课件
21
马氏体相变的G-T转变模型
{11}1 //1{1}0a',差1 110 //111a' ，差 2
3
形状记忆效应
❖形状记忆效应:固体材料在发生了塑性变形后， 经过加热到某一温度之上，能够恢复到变形前的 形状，这种现象就叫做形状记忆效应。
普通金属材料
形状记忆合金
4
形状记忆效应简易演示实验
初始形状
拉直
加热后恢复
5
形状记忆效应与马氏体相变
➢形状记亿效应是在马氏体相变中发现的 ➢马氏体相变中的的高温相叫做母相(P)，低温相 叫做马氏体相(M) ➢马氏体正相变、马氏体逆相变。 ➢马氏体逆相变中表现的形状记忆效应，不仅晶 体结构完全回复到母相状态，晶格位向也完全回 复到母相状态，这种相变晶体学可逆性只发生在 产生热弹性马氏体相变的合金中。 ➢马氏体相变的临界温度：Ms、Mf、As、Af
形状记忆合金 Shape Memory Alloys
1
形状记忆合金概述
❖ 发展历史 ❖ 基本概念
形状记忆效应及其临界温度 热弹性马氏体相变 马氏体变体与自协作 应力诱发马氏体相变 相变伪弹性(超弹性)
2Hale Waihona Puke 形状记忆合金发展历史❖ 30年代，美国哈佛大学A. B. Greninger等发现CuZn合金在加热与冷却的 过程中，马氏体会随之收缩与长大
15
马氏体相变
❖马氏体相变的热力学持征 ❖马氏体相变机制的几个晶体学经典模型
Bain转变模型 K-S转变模型 西山转变模型 G-T转变模型
16
马氏体相变的热力学持征
❖相变得以进行需要驱动力，相变驱动力来自 于新旧两相的自出能差
❖马氏体相变时需要较大的驱动力。这主要是 由于相转变时的切变过程需要很高的塑性变 形能，用以产生浮凸，产生高密度位错或孪 晶等，同时，为了维持两相的共格，以及因 体积的变化会引起晶格的弹性畸变，导致较 大的能量提高。所以，马氏体相变的的驱动 力主要是为了克服相变时的切变阻力和变形 阻力，包括弹性变形和塑性变形。
磁性形状记忆合金的组织结构与马氏体相变
性 形状 记 忆合 金 的组 织结 构和 马 氏体 相 变 进行
了研 究。
实验 方 法
试 验用合 金 以高 纯 度 （ 纯 度 高于 ９ ９ ． ９ ９ ％） 镍 、铁 、镓 为原 料 ，采 用 高真 空磁 控 电弧熔 炼 炉熔 炼 。为 了保证 铸 锭 化 学成 分 的均 匀 性 ，每 个样 品翻 转熔 炼 ４ 次 。组 织 观察 在 ｏＬ Ｙ ＭＰ Ｕ Ｓ ＧＸ ５ １ 倒 置 式 金 相 显 微 镜 上 进 行 ，腐 蚀 剂 为 变 温度 测量 在 Ｑ １ ０ ０ 一 Ｄ Ｓ Ｃ 型差 示扫 描量 热仪 上 采 用差 热分 析模 式确 定 ，加热 ／ 冷 却 速 度 为 １ Ｏ Ｋ ／ ｍｉ ｎ 。利 用 Ｔ ｅｃ ｎ ａ ｉ Ｇ２ Ｆ ２ ０ 透射 电子显微 镜获 取 明场像 和选 区电子衍 射谱 。 结果 与 分析 图 １是铸 态合 金在 室温 下的 光学 显
下声呐、微位移器、震动和噪声控制、线性马 达、微波器件 、机器人等领域有重要应用 ，有 望 成 为继 压 电 陶瓷 和磁 致 伸缩 材 料 之后 的 新一 代驱 动 与传 感材 料 ，因而具有 广阔的 应 用前景 。 对于大多数的 Ｈ ｅ ｕ ｓ ｌ ｅ ｒ 合金 ，传统的合成方法 是 电 弧熔 炼 。这 种传 统 熔 炼 方法 不能 用于合 成 单一的相 。由于在常规的凝 固过程 中存在着形 成Ｙ 固溶 体 相 和 形 成 金 属 问化 合 物 相 的激 烈 竞 争， 一旦形成了Ｙ 相， 将会阻碍纯 Ｌ ２ １ 结构母相 的形 成 ，影响 合金 的磁 性能 。Ｎ． ’ Ｆ ｅ — Ｇａ合 金研 究于 ２ ０ ０ ２ 年， 其母相奥氏体 晶体结构属于立方 系Ｌ ２ １ 型有序结构【 ８ 】 ， 马氏体相结构分为调制 结构 和 非调制 结构 ， 而调 制结构 包括 ２ Ｍ、 １ ０ Ｍ、 １ ２ Ｍ 、１ ４ Ｍ【 ９ — １ ３ 】 。本文 对 Ｎ ｉ ５ ５ Ｆ ｅ１ ８ Ｇａ ２ ７磁
第四章马氏体相变n-资料
随着形成温度的下降，孪生的临界分切应力 较低，变形方式逐渐过渡为以孪生进行，形成 亚结构为孪晶的片状马氏体。
若奥氏体的σS低于206MPa，应力在奥氏体
中以滑移方式松弛。由于形成的马氏体强度较 高，应力在马氏体中只能以孪生方式松弛，则 形成惯习面为 (225)γ的片状马氏体。
若奥氏体的σS超过206MPa，相变应力在两
马氏体片互成交角，后形成的马氏体片对 先形成的马氏体片有撞击作用，接触处产生 显微裂纹。
31
3.3 影响马氏体形态及其亚结构的因素
（1）Ms点
Ms点高 ---- 形成板条马氏体。 Ms点低 ---- 形成片状马氏体。
C%↑ → Ms ↓ 板条M → 板条M+片状M →片状M 位错M → 孪晶M
如Mf点低于室温， 则淬火到室温将保 留相当数量的未转 变奥氏体，称为残 余奥氏体。
图4-11 转变量-温度关系
23
（5）马氏体相变的可逆性
A↔M
Ms , Mf ; As , Af ; As > Ms
钢中马氏体加热时，容易发生回火分解， 从马氏体中析出碳化物。
Fe-0.8%C钢以5000℃/S快速加热，抑制回 火转变，则在590～600℃发生逆转变。
11
③ 不变平面应变
倾动面一直保持为平面。
发生马氏体相变时，虽发生了变形，但原 来母相中的任一直线仍为直线，任一平面仍 为平面，这种变形即为均匀切变。
造成均匀切变且惯习面为不变平面的应变 即为不变平面应变。
12
不变平面
图4-5 三种不变平面应变 a）膨胀 b）孪生时的切变 c）马氏体相变时----切变 + 膨胀
在Ms~Md温度范围的塑性变形度越大，由形 变诱发的马氏体量越大。但对未转变的奥氏体， 在随后的冷却过程中，马氏体相变却受到了抑 制（发生了机械稳定化）。
Ti—Ni—Gd形状记忆合金的马氏体相变
Ｔｉ 合 金 中加入第 三组 元进 行合 金化 时 ， — Ｎｉ 合金 元素对 Ｔｉ 合 金 的 马 氏 体 相 变 开 始 温 度 （ ） 明 显 的影 — Ｎｉ Ｍ。 有
响Ｌ 。这 些元 素大 体可分 为 ３类 ： １ ］ 一类 是 降低 Ｍ。 的 点 元素 ， Ｖ、 ｒ Ｍｎ Ｆ 、 ｏ等 ； 一类 是 提 高 Ｍ。 的 如 Ｃ 、 、 ｅＣ 另 点 元素 ， Ｐ 、 ｔＡｕ等 贵金属 元 素 ； 一类 是基 本 保 持 如 ｄＰ 、 再 其 Ｍ＿ 点不 变 的元 素 ， Ｃ 、 如 ｕ Ｎｂ等 ［ 。 已有 的 研 究 ２ 州］
． ．
， ） ，
在下面 的论 述 中 分 别 以 Ｇ ｄ的加 入 量 来 代 表该 合 金 ，
如 Ｇｄ ｌ代表 Ｔ一０２ 一Ｇｄ合 金 。实验合金 的名义化 ｉ ． Ｎｉ ５ １
学 成分 见表 １ 。 表 １ Ｔ— — ｉ Ｇｄ合 金的名 义化学 成分 Ｎｉ
Ｔａ ｌ ｍｉ ａ ｏ ｂ ｅ １ Ｎｏ ｎ ｌ ｍｐ ｓｔｏ ｆ ・ — ｌ ｙ ｃ ｏ ｉ ｎ ｏ ・ ・ ａｌ ｓ ｉ Ｔｉ Ｎｉ Ｇｄ ｏ
Ｇｄ三元 合 金的 物相分 析 利用 日本理 学公 司 的 Ｄ ｍａ— ／ ｘ
ｒ 旋 转 阳 极 Ｘ 射 线 衍 射 仪 进 行 ， ｕ靶 ， 长 为 ｂ型 Ｃ 波 ０ １ ４ ５ ｎ 工作 电压 为 ４ ｋ 电流为 ４ ｍＡ。 ． ５ ０ ６ ｍ， ０ Ｖ， ０
表明稀 土元素 Ｌ ａ添加 到 Ｎｉ 记 忆 合 金 和 Ｃ 添 加 到 Ａ１ ｅ Ｔ— 合 金 中 都 能 明 显 提 高 合 金 的 马 氏 体 相 变 温 ｉ Ｎｉ 度Ｌ８。但 是有关 重 稀土元 素 Ｇｄ对 Ｔ— 合 金马 氏体 ７］ ｌ ｉ Ｎｉ
形状记忆合金共35页
L O G O
形状记忆合金及马氏体相变 形状记忆效应的两种主要机理 形状记忆合金的分类及性能 应用
L O G O
形状记忆合金及马氏体相变
形状记忆合金
L O G O
形状记忆合金 (Shape Memory Effect,简称SMA)
L O G O
降温过程中，奥氏体将转变成马氏体。马氏体转 变开始和终了温度分别以Ms、Mf表示；加热过程中， 马氏体逆相变开始和终了温度分别以As、Af表示。
对于不同材料，这些特征温度不同。马氏体逆相 变中存在热滞后现象，使得As大于Ms。按As-Ms的大 小和马氏体的生长特征将马氏体相变分成非热弹性马氏 体相变和热弹性马氏体相变两类。
接管从管接头两侧插入， 去掉保温材料，管接头温度上升到室温，
内径恢复到扩径前状态，牢牢箍紧被接 管。
形状记忆管接头
L O G O
智能机器人
形状记忆合金可制成驱动器、控制器等应 用在智能机器人中
智能控制器
温控智能机器人元件
医学应用
L O G O
形状记忆合金
物无理忧P所PT：整高理发萌布 邢令义
拥有“大脑”的合金
L O G O
Yes, I can also remember
引例
L O G O
没放入热水前
放入热水后
冷却至室温后 再次放入热水后
双程CuZnAl记忆合金花的动作变化情况
主要内容
L O G O
形状记忆合金的分类及性能
形状记忆合金分类
L O G O
（1）单程记忆效应
在较低的温度下变形，只在加热到Af以上，马 氏体逆转变成奥氏体，发生形状回复的现象，显示 出记忆热态形状的能力。
马氏体可逆转变和形状记忆效应
马氏体可逆转变和形状记忆效应在马氏体相变热力学一节中已经讨论到马氏体相变具有可逆性，并将马氏体向高温上的转变称为逆转变或反相变。
碳钢中的马氏体因其加热时极易分解，所以到目前为止尚未观直接察到它的逆转变。
但在一系列铁合金和非铁合金的马氏体相变中均已观察到逆转变的存在，并且在逆转变中亦观察到了表面凹凸现象，凹凸的方向正好和正相变相反。
已发现具有可逆马氏转变的合金有：Fe-Ni，Fe-Mn，Cu-Al，Cu-Au，In-Tl，Au-Cd，Ni-Ti等。
这些合金中的马氏体可逆转变，按其特点不同，可分为热弹性马氏体的可逆转变和非热弹性马氏体可逆转变两类。
热弹性马氏体的可逆转变是近代发展形状记忆材料的基础。
而非热弹性马氏体可逆转变则导致材料的相变冷作硬化，成为材料强化的途径之一。
（一）马氏体可逆转变的特点具有马氏体可逆转变的不同合金中，马氏体相变的热滞后现象有明显差异。
例如，在Fe-Ni合金（以此作为非热弹性马氏体可逆转变的代表）中，A S较M S高420℃，Au-Cd 合金（以此作为热弹性马氏体可逆转变的代表）中A S比M S 仅高16℃，如图3-100所示。
显然，这两种合金马氏体相变的驱动力差别很大，前者很大，后者很小。
因此，它们的相变行为也有很大的差别。
1、共同特点热弹性马氏体可逆转变和非热弹性马氏体可逆转变的共同特点是急速加热和冷却都不能遏制转变的进行。
在连续冷却时两种合金转变量随温度的变化都是连续的，即转变量是转变温度的函数，符合降温形成马氏体动力学的一般规律。
2、不同特点主要表现在M S以下两种合金马氏体的长大方式有着明显的差别。
（1）非热弹性马氏体在Fe-Ni合金中，连续冷却时新马氏体片不断形成，每一片都是突然出现，并迅速长大到极限尺寸。
因此，相变速率是温度下降速率的函数，马氏体是由成核率及每一片马氏体长大后的大小来决定的，而和长大速度无关。
因为Fe-Ni 合金马氏体相变驱动力很大，马氏体片长大速度极快。