高超彈性高馬氏體相變臨界應(yīng)力形狀記憶合金及制備方法
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001] 本發(fā)明屬于金屬材料制備領(lǐng)域，設(shè)及一種高超彈性高馬氏體相變臨界應(yīng)力 化-Al-Mn形狀記憶合金的制備方法。
【背景技術(shù)】
[0002] 形狀記憶合金是一種集感知和驅(qū)動(dòng)于一體的智能材料，可W制成傳感器、探測(cè)器、 阻尼器件、能量轉(zhuǎn)換器W及智能微型裝置等，廣泛應(yīng)用于電子通信、醫(yī)療衛(wèi)生、機(jī)械制造、航 空航天、能源化工W及日常生活等眾多領(lǐng)域?；?Al-Mn形狀記憶合金是一種重要的化基形 狀記憶合金，由于其價(jià)格低廉（相當(dāng)于NiTi形狀記憶合金的1/10)、形狀記憶性能良好，且 導(dǎo)熱導(dǎo)電性能優(yōu)異，已成為最具應(yīng)用潛力的新型形狀記憶合金。
[0003] 隨著材料智能化和智能系統(tǒng)的不斷發(fā)展，對(duì)形狀記憶合金的綜合性能提出了更高 的要求，其中高超彈性和高馬氏體相變臨界應(yīng)力是最主要的性能發(fā)展趨勢(shì)。然而，常規(guī)鑄造 方法制備的普通多晶組織化-Al-Mn形狀記憶合金的超彈性僅為3%左右，馬氏體相變臨界 應(yīng)力一般小于400MPa;而單晶化-Al-Mn形狀記憶合金超彈性雖然可達(dá)10%W上，但其馬氏 體相變臨界應(yīng)力僅為lOOMPa左右，導(dǎo)致合金應(yīng)用時(shí)所能提供的驅(qū)動(dòng)力和疲勞強(qiáng)度都很低， 極大的限制了合金的應(yīng)用。
[0004] -般來(lái)講，提升金屬材料強(qiáng)度的主要方法有添加合金元素、細(xì)晶強(qiáng)化、形變強(qiáng)化和 熱處理強(qiáng)化等。但對(duì)于形狀記憶合金，添加合金元素會(huì)嚴(yán)重影響合金的相變溫度、超彈性和 形狀記憶性能等重要使用性能，例如添加化、Fe、Co、Ni、Ti等合金元素會(huì)在一定程度提高 合金的強(qiáng)度，但是會(huì)嚴(yán)重的降低合金的超彈性和形狀記憶性能。制備細(xì)晶或超細(xì)晶組織形 狀記憶合金，合金的強(qiáng)度和初性會(huì)得到提升，但由于晶界的大量增多，對(duì)馬氏體相變的阻礙 作用顯著增大，會(huì)導(dǎo)致合金的超彈性和形狀記憶性能?chē)?yán)重下降。形變強(qiáng)化的效果與細(xì)晶強(qiáng) 化類(lèi)似，由于位錯(cuò)等缺陷的大量產(chǎn)生，也會(huì)導(dǎo)致合金使用性能的惡化。熱處理強(qiáng)化是一種可 行的形狀記憶合金強(qiáng)化方法。在一定溫度范圍內(nèi)對(duì)化-Al-Mn形狀記憶合金進(jìn)行熱處理，合 金可析出具有高硬度、高強(qiáng)度的貝氏體相，從而提升形狀記憶合金的硬度、馬氏體相變臨界 應(yīng)力和疲勞強(qiáng)度等（析出強(qiáng)化），且合金的超彈性隨熱處理溫度和時(shí)間的升高（延長(zhǎng)）緩慢 下降。單晶化-Al-Mn形狀記憶合金經(jīng)熱處理后其強(qiáng)度雖然能夠獲得提升，但由于單晶體中 不存在晶界，熱處理后合金的馬氏體相變臨界應(yīng)力不超過(guò)400MPa。目前，制備同時(shí)具有高超 彈性和高馬氏體相變臨界應(yīng)力的化-Al-Mn形狀記憶合金仍面臨極大的挑戰(zhàn)。

【發(fā)明內(nèi)容】

[0005] 本發(fā)明基于柱狀晶組織形狀記憶合金具有高超彈性W及貝氏體析出可大幅提升 化-Al-Mn形狀記憶合金馬氏體相變臨界應(yīng)力的特點(diǎn)，通過(guò)采用定向凝固+熱處理的制備方 法，對(duì)合金組織和相組成進(jìn)行精確控制，從而獲得同時(shí)具有高超彈性和高馬氏體相變臨界 應(yīng)力的化-Al-Mn形狀記憶合金。
[0006] 本發(fā)明的目的在于提供一種具有高超彈性和高馬氏體相變臨界應(yīng)力的化-Al-Mn 形狀記憶合金及其制備方法，解決目前高超彈性高馬氏體相變臨界應(yīng)力化基形狀記憶合 金制備困難的問(wèn)題。
[0007] 本發(fā)明是通過(guò)W下技術(shù)方案實(shí)現(xiàn)的：
[000引高超彈性高馬氏體相變臨界應(yīng)力形狀記憶合金的制備方法，所述形狀記憶合金的 制備方法具體是：首先采用定向凝固方法制備具有高超彈性的柱狀晶組織化-Al-Mn合金 巧料，再通過(guò)熱處理提高所述合金巧料的馬氏體相變臨界應(yīng)力，從而獲得具有高超彈性和 高馬氏體相變臨界應(yīng)力的化-Al-Mn形狀記憶合金。
[0009] 進(jìn)一步地，所述制備方法具體包括W下步驟：
[0010] (1)材料的準(zhǔn)備及配比純度均高于99. 9%的無(wú)氧銅、電解侶和電解儘為原料； 配比時(shí)，W原子數(shù)百分含量計(jì)，選取的侶、銅及儘的含量分別為：侶：16at%~24at%，儘： 9at%~13at%，銅：63at%~75at% ;
[0011] (2)制備合金巧料：將步驟（1)中配比的原料進(jìn)行烙煉，烙煉溫度為iiocrc~ 1200°C;然后進(jìn)行定向凝固，所述定向凝固過(guò)程采用石墨鑄型周向加熱，所述石墨鑄型溫度 為iooo°c~iiocrc，所述石墨鑄型置于銅模底座上，所述銅模底座的冷卻方式為水冷，將 烙煉獲得的金屬液注入石墨鑄型，然后停止對(duì)所述石墨鑄型周向加熱，所述金屬液自下而 上定向凝固，制備獲得化-Al-Mn合金巧料；
[001引 做馬氏體相變開(kāi)始溫度Μ前測(cè)量：現(xiàn)慢步驟似所制備的化-Al-Mn合金巧料的 馬氏體相變開(kāi)始溫度噸，所述馬氏體相變開(kāi)始溫度噸的測(cè)量方法為差熱分析法或電阻測(cè)量 法；
[001引 （4)制備化-Al-Mn形狀記憶合金：對(duì)步驟似中制備的所述化-Al-Mn合金巧料 進(jìn)行熱處理，熱處理?xiàng)l件：熱處理溫度高于馬氏體相變開(kāi)始溫度噸200°C-500°C;熱處理時(shí) 間為Imin-lOOh，熱處理后進(jìn)行空冷或水澤，獲得所述化-Al-Mn形狀記憶合金。
[0014] 進(jìn)一步地，步驟（2)制備合金巧料過(guò)程中，制備獲得的所述化-Al-Mn合金巧料為 柱狀晶組織，所述化-Al-Mn合金巧料由β奧氏體單相組成。
[0015] 進(jìn)一步地，步驟（4)中所述熱處理溫度和所述熱處理時(shí)間是根據(jù)熱處理后合金的 性能確定的，所述熱處理后合金的性能與所述熱處理溫度及所述熱處理時(shí)間的關(guān)系滿足公 式山：
[001 引y(T，t) =y" +(y0-y" )/{l+[a·exp(-b·Τ) ·t]n} 山
[0017] 公式[1]中：y(T，t)表示在熱處理溫度為T(mén)、熱處理時(shí)間為t的條件下熱處理后合 金的性能，所述熱處理后合金的性能包括馬氏體相變臨界應(yīng)力、抗拉強(qiáng)度、硬度、彈性模量 及超彈性中的全部或其中任意的組合；y。表示熱處理前合金的性能值，熱處理前t= 0;yW 表示熱處時(shí)間無(wú)限長(zhǎng)時(shí)合金的性能值，所述熱處時(shí)間無(wú)限長(zhǎng)是指t> 10化；公式[1]中a、 b和η為材料常數(shù)。
[001引進(jìn)一步地，公式[1]中材料常數(shù)a、b和ηW及制備所述化-Al-Mn形狀記憶合金所 需的熱處理處理溫度T和熱處理處理時(shí)間t的計(jì)算方法包括如下步驟：
[0019] (1)熱處理預(yù)實(shí)驗(yàn)：在高于馬氏體相變開(kāi)始溫度Ms200°C~500°C的溫度范圍內(nèi) 選取不少于4個(gè)熱處理溫度T值，并在Imin~10化的時(shí)間范圍內(nèi)選取不少于4個(gè)熱處理 時(shí)間t值進(jìn)行熱處理預(yù)實(shí)驗(yàn)，所述熱處理預(yù)實(shí)驗(yàn)中所述熱處理溫度T和熱處理時(shí)間t的選 取應(yīng)盡量分散，并保證有一組預(yù)實(shí)驗(yàn)中的熱處理時(shí)間t為10化；
[0020] (2)合金性能測(cè)試：將步驟（1)熱處理預(yù)實(shí)驗(yàn)前w及熱處理預(yù)實(shí)驗(yàn)后的合金樣品 進(jìn)行合金性能測(cè)試，所述合金性能包括馬氏體相變臨界應(yīng)力、抗拉強(qiáng)度、硬度、彈性模量及 超彈性，測(cè)得所述熱處理前合金的性能值y。、熱處時(shí)間無(wú)限長(zhǎng)時(shí)合金的性能值y?值和一系 列不同熱處理溫度及時(shí)間的y(T，t)值，然后根據(jù)公式[1]對(duì)數(shù)值進(jìn)行擬合，得到a、b和η 的值；
[0021] (3)制備所述化-Al-Mn形狀記憶合金所需的熱處理溫度Τ和熱處理時(shí)間t的計(jì) 算：首先確定所要制備的所述化-Al-Mn形狀記憶合金的合金性能y，然后將步驟（2)中的 測(cè)得的材料常數(shù)a、b和η的值W及所述化-Al-Mn形狀記憶合金的合金性能y代入式（1) 中，即可計(jì)算出制備所述化-Al-Mn形狀記憶合金所需的熱處理溫度T和熱處理時(shí)間t。
[0022] 進(jìn)一步地，步驟（1)熱處理預(yù)實(shí)驗(yàn)中所述熱處理時(shí)間為Imin~10化，且有一組預(yù) 實(shí)驗(yàn)的熱處理時(shí)間為1〇化。
[0023] 具有高超彈性和高馬氏體相變臨界應(yīng)力的化-Al-Mn形狀記憶合金，根據(jù)所述的 高超彈性高馬氏體相變臨界應(yīng)力形狀記憶合金的制備方法制備獲得，W原子數(shù)百分含量 計(jì)，所述化-Al-Mn形狀記憶合金的主要成分為：侶：16at%~24at%，儘：9at%~13at%， 銅：63at%~75at%，所述化-Al-Mn形狀記憶合金為柱狀晶組織，室溫下所述化-Al-Mn形 狀記憶合金的相組成包括β奧氏體與貝氏體，所述化-Al-Mn形狀記憶合金中貝氏體相含 量為33%~77%、超彈性為5%~10%、馬氏體相變臨界應(yīng)力為440MPa~700Mpa。
[0024] 進(jìn)一步地，所述化-Al-Mn形狀記憶合金的抗拉強(qiáng)度為550Mpa~SOOMpa、彈性模量 為:MGPa~55GpaW及維氏硬度為290HV~370HV。
【附圖說(shuō)明】
[00幼圖1:定向凝固制備的柱狀晶組織Cu?.9Ali7.9Mnii.2合金巧料的金相照片；
[002引圖2定向凝固制備的柱狀晶組織化?.9Ali7.9Mnii.2合金巧料的超彈性應(yīng)力-應(yīng)變曲 線；
[0027] 圖3經(jīng)350°C熱處理60min后的柱狀晶組織化7〇.gAli7.gMnii.2形狀記憶合金的金相 照片，其中灰色針片狀的為貝氏體析出相，基體為奧氏體相；
[002引圖4經(jīng)350°C熱處理30min后的柱狀晶組織化70.gAli7.gMnii.2形狀記憶合金的超彈 性應(yīng)力-應(yīng)變曲線；
[0029] 圖5柱狀晶組織化wAl^Mni。形狀記憶合金超彈性和馬氏體相變臨界應(yīng)力隨熱處 理溫度和熱處理時(shí)間變化的等高線，其中陰影部分對(duì)應(yīng)于超彈性大于5%且馬氏體相變臨 界應(yīng)力大于440MPa的高超彈性高馬氏體相變臨界應(yīng)力區(qū)。
【具體實(shí)施方式】
[0030] 為了使本發(fā)明的目的、技術(shù)方案及優(yōu)點(diǎn)更加清楚明白，W下結(jié)合附圖及實(shí)施例，對(duì) 本發(fā)明進(jìn)行進(jìn)一步詳細(xì)描述。應(yīng)當(dāng)理解，此處所描述的具體實(shí)施例僅僅用于解釋本發(fā)明，并 不用于限定本發(fā)明。
[0031] 相反，本發(fā)明涵蓋任何由權(quán)利要求定義的在本發(fā)明的精髓和范圍上做的替代、修 改、等效方法W及方案。進(jìn)一步，為了