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6．1弹性变形
6．1．1普弹性
晶体发生弹性变形时，应力与应变成线性关系，去掉外力后，应变完全消失，晶体恢复到末变形状态。
弹性变形阶段应力与应变服从虎克定律。
弹性模量是重要的物理和力学参量，表示使原子离开平衡位置的难易程度，只取决：
晶体原子结合的本性，不依晶粒大小以及组织变化而变．是—种组织不敏感的性质。
6．1．2滞弹性
在弹性范围内加载或去载，发现应变不是瞬时达到其平衡值，而是通过一种驰豫过程来完成的，即随时间的延长，逐步趋于平衡值的，在应力作用下逐渐产生的弹性应变叫滞弹性应变。
应力—应变曲线就成—回线，回线所包围的面积是应力循环一周所消耗的能量，称为内耗。
6．2单晶体的塑性变形
工程上应用的金属材料通常是多晶体。
金属的塑性变形主要通过滑移方式进行，此外还有孪生与扭折。
高温变形时，还会以扩散蠕变与晶界滑动方式进行。
6．2．1滑移
1．滑移现象
滑移带，若用电子显微镜观察，发现每条滑移带均由许多聚集在一起的相互平行的滑移线所组成。
滑移线实际上是晶体表面产生的一个个滑移台阶造成的。
在晶体缺陷—章已指出，室温下晶体塑变的主要方式是滑移．滑移是靠位错的运动实现的位错沿滑移面滑移．当移动到晶体表面时，便产生了大小等于柏氏矢量的滑移台阶，如果该沿移面上有大量位错运动到晶体表面，宏观上，晶体的—部分相对另一部份沿滑移面发生了相对位移，这便是滑移，滑移矢量与与柏氏矢量平行。
2．滑移系
滑移时，滑移面应是面间距最大的密排面，滑移方向方向是原子的最密排方向，一个滑移面与其上的一个滑移方向组成一个滑移系。
面心立方金属的滑移面为｛111｝，共有四组，包含三个滑移方向，因此共有12个滑移系。
密排六方金属滑移面为（0001），滑移方向为<
1120>
每组滑移面包含2个滑移方向，故也有12个滑移系。
密排六方金属滑移系少，滑移过程中，可能采取空间位向少，故塑性差。
体心立方金属得移系较多故比密排六方结构金属塑性好。
但其滑移面原子密排程度不如面心立方，滑移方向的数目也少于面心立方，故体心立方金属不如面心立方金属塑性好
3．滑移的临界分切应力
4．滑移时的晶体转动
晶体发生塑性变形时，往往伴随取向的改变，当晶体在拉应力作用下产生滑移时．若夹头不受限制，欲使滑移面的滑移方向保持不变，拉力轴取向必须不断变化。
实际上夹头固定不动，即拉力轴方向不变，此时晶体必须不断发生转动。
转动结果，使滑移面法线与外力轴夹角增大．使外力与滑移方向夹角变小。
5．多滑移与交滑移
（1）多滑移
对于有多组滑移系的晶体．当其与外力轴取向不同时，处于软位向的一组滑移系首先开动．这便是单滑移。
若两组或几组滑移系处在同等有利的位向，在滑移时，各滑移系同时开动，或由于滑移过程中晶体的转动使两个或多个滑移系交替滑移叫多滑移。
（2）交滑移
交滑移是指两个或多个滑移面沿同一个滑移方向滑移。
面心立方晶体中，扩展位错由两个肖克莱不全位错和它们所夹的层错带构成。
展位错只能沿层错面移动。
如果增大应力可使扩展位钱集，即使两个肖克莱不全位错结合成一个螺型全位错便可交滑移至另一滑移面，然后在该滑移面扩展开。
热激活可促进交滑移，故升高温度有利于交滑移进行。
交滑移过程还与扩展位错的宽度有关。
6．单晶体的应力—应变曲线
单晶体的塑变过程可以用单晶体的应力—应变曲线清晰表示出来。
图6—16给出面心立方单晶的几种取向的应力·
应变曲线。
6．2．2孪生
孪生是冷塑性变形的另一种重要形式，常作为滑移不易进行时的补充。
一些密排六方的金属如Cd,Zn，Mg等常发生孪生变形。
体心立方及面心立方结构的金属在形变温度很低．形变速率极快时，也会通过孪生方式进行塑变。
孪生是发生在晶体内部的均匀切变过程，总是沿晶体的一定晶面（孪晶面），沿一定方向（孪生方向）发生，变形后晶体的变形部分与未变形部分以孪晶面为分界面构成了镜面对称的位向关系．金相显微镜下一般呈带状，有时为透镜状。
1．孪生的晶体学
2．孪生变形特点
孪生与滑移有如下差别：
（1）孪生使一部分晶体发生了均匀切变，而滑移只集中在一些滑移面上进行。
（2）孪生后晶体的变形部分的位向发生了改变，滑移后晶体各部分位向均未改变（3）与滑移系类似，孪生要素也与晶体结构有关，但同一结构的孪晶面、孪生方向与滑移面，滑移方向可以不同。
孪生对塑变的直接贡献比滑移小很多。
6．2．3晶体的扭折
沿六方金属C轴压缩时，当外力超过某一临界值时晶体会产生局部弯曲，这种形式的变形叫扭折，扭沂是晶体弯曲变形或滑移在某些部位受阻，位错在那里堆积而成的。
压缩时产生的理想对称扭折带是由好几个楔形区域组成。
6．3多晶体的塑性变形
实际使用的绝大多数金属材料都是多晶体。
多晶体塑变与单晶体塑变即有相同之处，又有不同之处。
相同之处是变形方式也以滑移，孪生为基本方式。
不同之处是变形受到晶界阻碍与位向不同的晶粒的影响使变形更为复杂。
6．3．1多晶体塑性变形过程
多晶体由位向不同的许多小晶粒组成，在外加应力作用下，只有处在有利位向的晶粒中的那些取向因子最大的滑移系才能首先开动。
周围位向不利的晶粒的各滑移系上的分切应力尚未达到临界值，所以还没发生塑变，处在弹性变形状态。
当有晶粒塑变时，就意味着其滑移面上的位错源将不断产生位错，大量位错将沿滑移面源源不断运动，但由于四周晶粒位向不同，滑移系的位向也不同，运动着的位错不能越过晶界．
6．3．2晶粒大小对塑性变形的影响
由以上分析可知，晶粒越细，单仿体积所包含的晶界越多．其强化效果越好。
这种用细化晶粒提高金属强度的方法叫细晶强化。
6．3．3多晶体应力—应变曲线
多晶体应力—应变曲线如图6—25，它不具有典型单晶体的第1阶段——易滑移阶段。
这是因为晶粒方位不同．各晶粒变形需互相协调，至少有5个独立滑移系开动，一开始便是多滑移，故无易滑移阶段。
此外由于晶界的强化作用和多滑移过程中位错的相互干扰，使多晶体应力—应变曲线斜率即加工硬化率明显高于单晶。
6．4塑性变形对金属组织与性能的影响
6．4．2形变织构
金属冷塑性变形时，晶体要发生转动，使金属晶体中原为任意取向的各晶粒逐渐调整到取向彼此趋于一致，这就形成了晶体的择优取向，我们称它为形交织构。
6．4．3残余应力
宏观残余应力又称第一类内应力，是物体各部分不均匀变形所引起，在整个物体范围内处于平衡。
微观内应力也叫第二类内应力，由晶粒或亚晶变形不均匀引起．在晶粒或亚范围内互相平衡。
点阵畸变也叫第三类内应力，约占储存能的90％。
由形变金属内部产生的大量位错等晶体缺陷引起，其作用范围仅为几十至几百个nm。
6．5金属及合金强化的位错解释
6．5．Cottrell气团
晶体中溶质原子的溶入，引起了点阵畸为，形成了应力场。
若晶体中同时存在位错，则位错的应力场与溶质原子倾向于聚集到位错周围；
形成比较稳定的分布。
通常把溶质原子在位错周围的聚集叫柯氏气团。
6．5．2位错交割和带割阶位错的运动
6．5．3固定位错
有些位错本身不能沿滑移面滑动，称为固定位错。
铁素体，奥氏体都有很好的塑性,韧性,珠光体有较高的综合机械性能;
莱氏体\渗碳体都是脆性的,硬度高,耐磨性好;
索氏体较珠光体有更高的综合机械性能;
马氏体分2种:
低碳M有很高的强韧性,高碳M有更高的耐磨性;
屈氏体较索氏体的层片间距更小,屈服强度更高,弹性更好.
一般金属材料收到外力作用后，首先发生弹性变形，达到屈服点，金属就产生塑性变形，应力消除后就产生了永久变形。
有些金属在高温下定形后冷却到低温并施加变形，从而形成残余形变。
当材料加热时，材料的残余形变消失，并回复到高温下所固有的形状。
再进行加热或冷却时，形状保持不变，这就是所谓的形状记忆效应（ShapeMemoryEffect），它就像合金记住了高温状态的形状一样。
具有形状记忆效应的金属通常是两种以上金属的合金，因此称为形状记忆合金（ShapeMemoryALLoys，SMA）
相关概念
形状记忆效应
具有形状记忆效应的金属通常是两种以上金属的合金，因此称为形状记忆合金（ShapeMemoryALLoys，SMA）
形状记忆效应是在马氏体相变中发现的。
通常把马氏体相变中的高温相叫做母相，或奥氏体相（P），是一种体心立方晶体结构的CsCl相（又称B2）。
低温相叫做马氏体相（M），是一种低对称性的单斜晶体结构。
从母相到马氏体相的相变叫做马氏体正相变，或马氏体相变。
从马氏体相到母相的相变叫做马氏体逆相变
这类相变具有热滞效应，图中四个相变特征温度分别为马氏体转变开始温度Ms、终了温度Mf、母相转变（即逆转变）开始温度As和终了温度Af。
相应的晶体结构变化在图中标出。
热滞回线间的热滞大小一般为20K～40K。
形状记忆合金在冷－热循环中的热滞效应
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。
热弹性马氏体相变
在金属的马氏体相变中，根据马氏体相变和逆相变的温度滞后大小（即As～Ms）和马氏体的长大方式大致分为热弹性马氏体相变（ThermoelasticMartensiticTransformation）和非热弹性马氏体相变。
普通铁碳合金的马氏体相变为非热弹性马氏体相变。
其相变温度滞后非常大，约为几XX。
各个马氏体片几乎是在瞬间就长到最终大小，且不会因温度降低而再长大，相变过程是以在未相变的母相领域内生成新的马氏体的形式进行。
形状记忆合金的马氏体相变属于热弹性马氏体相变（但具有热弹性马氏体相变的材料并不都具有形状记忆效应）。
其相变温度滞后比非热弹性马氏体相变小一个数量级以上，有的形状记忆合金只有几度的温度滞后。
冷却过程中形成的马氏体会随着温度的变化而继续长大或收缩，母相和马氏体相的相界面表现出弹性式的相界面推移，在相变的全过程中一直保持着良好的协调性。
马氏体变体
当形状记忆合金被冷却到相变温度Ms以下时，母相的一个晶粒内会生成许多惯习面位向不同，但在晶体学上是等价的马氏体，把这些惯习面位向不同的马氏体叫做马氏体变体（Variant）。
马氏体变体一般存在24个。
在各个马氏体变体生成时都伴随有形状变化，在合金的局部产生凹凸．但是作为整体，在相变前后其形状并不发生改变，这是因为若干个马氏体变体组成菱形状片群。
或组成三用锥状片群。
它们互相抵消了生成时产生的形状变化，这样的马氏体生成方式被叫做自协作（SelfAccommodation）。
如果存在有外部应力或内部应力，特定的马氏体变体。
或者说相对于应力处于最有利位向的马氏体变体就会优先生成。
这时，合金的整体将会表现出宏观的形状变化。
马氏体变体在相变过程中的自协作是形状记忆效应的重要机制。
应力诱发马氏体相变
形状记忆合金在外部应力作用下，由于诱发产生马氏体相变而导致合金的宏观变形，是剪切变形。
这和滑移变形、孪生变形一样，也是合金的一种变形模式。
这种由外部应力诱发产生的马氏体相变叫应力诱发马氏体相变（Stress－InducedMartensiticTransformation）。
当形状记忆合金受到的剪切分应力小于滑移变形或孪生变形的临界应力，即使在Ms温度之上也会发生应力诱发马氏体相变。
也就是说，外部应力使相变温度上升。
形状记忆合金在Af温度点以上产生应力诱发马氏体相变，一般会表现出相变伪弹性效应。
但是，应力诱发马氏体相变并非都会产生相变伪弹性效应。
微观机理
形状记忆效应的微结构变化过程
（a）母相奥氏体（b）冷却时的微孪晶马氏体（c）变形后的单一趋向马氏体
（d）加热时马氏体可逆转变为奥氏体，形状恢复
图4—1示意说明形状记忆效应的微观机理。
当母相奥氏体冷却到低于Ms点温度时，即转变成马氏体。
通过多晶和单晶Cu—Zn合金的实验发现，相变时，马氏体常围绕母相的一个特定位相形成4种变体，合称为一个“马氏体片群”。
变体的惯习面以这一特定位相对称排列。
在光学显微镜下采用偏振光观察，每个马氏体片群具有4种不同颜色，这表征各个变体的位相不同。
之所以形成这种结构，是因为每片马氏体形成时，在其周围的基体中造成了一定方向的应力场，变体欲沿这个方向长大就很困难。
如果有另一个马氏体变体在此应力场中形成，它将沿阻力小的取向生长，使应变能降低。
宏观上看，由4种变体组成的片群的总应变能趋近于零，此即称为“马氏体相变的自适应现象”。
在通常的形状记忆合金中，根据马氏体与母相的晶体学关系，共有6个片群，24种马氏体变体。
在外力作用下，形状记忆合金可以把马氏体相变自适应相互抵消的变形量提供出来。
这里有两种情况：
一种是呈马氏体状态的试样，在单向外力作用下自适应排列的马氏体顺应力方向发生再取向，当大部或全部马氏体都取一个方向时，造成马氏体的择优取向，整个试样呈现明显的形变；
另一种是呈母相状态的试样，在单向外力作用下能诱发马氏体相变，所生成的马氏体都顺应力方向作择优取向，整个试佯也会呈现明显的形变。
马氏体择优取向是通过孪生和界面移动实现的。
这种变体的择优生长称为马氏体再取向过程。
当加热时，在As和Af之间，马氏体发生逆转变。
由于马氏体晶体的对称性低，因此在逆转变时马氏体中只形成几个母相的等效晶体位向，有时只形成一个母相的原来位向。
当母相为长程有序时，形成单一母相原来位向的倾向更大，使马氏体完全回复了原来母相的晶体，宏观变形也就完全回复。
其过程如图4—2所示。
基于这种机理，形状记忆合金能够记忆各种赋于它的形状，在外界温度变化时，产生形状记忆功能。
形状记忆效应的原理
分类
根据不同的记忆功能，形状记忆合金可分为单程、双程、全程记忆效应和伪弹性等。
单程形状记忆（OneWayShapeMemory）
单程形状记忆只在加热到Af以上，马氏体逆转变成奥氏体，发生形状回复的现象，显示出记忆原来形状的能力。
如固5—1上部所示，在低于Mf时把压紧弹簧拉长。
当将其加热到Af以上时，弹簧就会收缩到原来的形状；
当弹簧温度再次冷却到低于Mf时，压紧螺旋弹簧并不改变形状。
它通常用于一次性抱合和连接的紧固件、连接件和密封垫。
在低温时把需要连接的部件配合在一起，温度升高到Af时就会记忆原来形状把它们牢牢地抱合在一起。
这种连接可靠、牢固，适用于空间很小、常规情况下难以连接的地方，操作时也省时省工。
形状记忆合金弹簧演示的单程记忆
双程形状记忆（TwoWayShapeMemory）
双程形状记忆如图5—2下部所示。
加热温度超过Af时，压紧弹簧伸长：
冷却到低于Mf时，它又自动收缩。
再加热时，再次伸长。
这个过程可以反复进行，弹簧显示出能分别记忆冷和热状态下原有形状的能力。
双程形状记忆需要对合金进行一定训练后才能得到，也就是把记忆合金制作的元件在外加应力作用下，反复加热相冷却。
当合金恢复到它原来形状时，即可输出力而作功。
通常可用这种合金制成各种驱动器。
形状记忆合金弹簧演示的双程记忆
全程形状记忆（TwoWayShapeMemory）
富Ni的Ni—Ti合金经约束时效就会出现一种反常记忆效应，其本质与上述双程记忆效应类似，但是变形更明显更强烈，如图5—3中的演示。
合金首先在l273K、1小时固溶处理，然后在奥氏体相将合金约束成图5—3（a）中的形状．当它冷却时就会成图5—3（b）和5—3（c）的形状。
继续冷却，形状又会向相反方向变形，如图5—3（d）和5—3（e）。
如果再加热至Af以上，便会恢复到图5—3（a）中的原样。
由于这种相反方向的变形均能恢复到原形，故称为全程形状记忆。
值得注意的是，只有含Ni量不小于50．5％（原子）的合金且又经过时效，才能具有这种效应。
因为时效析出的是透镜状的Ti3Ni4相，它们在奥氏体基体中能产生不同方向的约束应变。
当发生两个阶段马氏体相变（B2相<
—>
R相<
M相）时，R相开始在Ti3Ni4沉淀相表面生成．同时M相（包括R相）将沿沉淀相的方向择优形成，使得内外层分别发生不同取向的马氏体相变。
所以冷热循环过程中，试样内外层分别发生不同取向的可逆相变，导致全程形状记忆效应的出现。
Ti－51Ni（％原子）合金呈现出的全程形状记忆
（a）固溶处理并加约束（b）（c）冷却时形状（d）（e）继续冷却时形状
伪弹性
产生热弹性马氏体相变的形状记忆合金，在Af温度以上诱发产生的马氏体只在应力作用下才能稳定地存在，应力一旦解除，立即产生逆相变，回到母相状态，在应力作用下产生的宏观变形也随逆相变而完全消失。
其中应力与应变的关系表现出明显的非线性，这种非线性弹性和相变密切相关，叫做相变伪弹性，即超弹性（TransformationPseudoelasticity）。
应力诱发马氏体的相变驱动力不是热能而是机械能。
当材料处于Ms～Md温度范围时发生变形，就会产生伪弹性，类似橡胶。
Md是应力诱发马氏体相变的终了温度。
在Ms—Md间外加应力，可以保持马氏体稳定，但应力一旦消除，马氏体就变得不稳定。
图5—4表示超弹性的应力——应变曲线。
曲线上部平台对应于应力作用下形成的马氏体，而曲线下部平台对应于应力消除时的马氏体可逆转变。
它们的可恢复应变量达到10％以上。
伪弹性也可称之为机械形状记忆效应。
CuZn合金应力诱发马氏体相变呈现的伪弹性行为
图5—5表示NiTi记忆合金弹簧和钢琴丝的伪弹性曲线。
比较两者的特点可以看出，在达到相同应变量时，形状记忆合金可以完全恢复，而钢琴丝只能部分恢复，而有残余永久变形。
NiTi记忆合金弹簧和钢琴丝的弹性行为比较
形状记记合金的相变伪弹性和形状记忆效应本质上是同一个现象，区别仅仅在于，相变伪弹性是在应力解除后产生马氏体逆相变使形状回复列母相状态。
而形状记忆效应是通过加热产生逆相变回复到母相。
所以，事实上产生热弹性马氏体相变的大部分合金不仅有形状记忆效应，也表现出超弹性。
目前具有较好应用价值的形状记忆合金可分为三大类：
①Ni—Ti合金；
②Cu基合金；
②Fe基合金。
Ni—Ti形状记忆合金自70年代初进入工业应用以来，至今已有20多年的发展历史。
虽然其性能优异，但因价格昂贵．加工工艺性差，且相变温度难以控制，因此不利于大量推广应用。
Cu基形状记忆合金虽然价格低廉（为Ni—Ti合金的1／5），但存在晶粒粗大。
抗疲劳性较差和形状记忆效应的时效稳定性差等缺点，其推广应用也受到很大限制。
因此近年来，低成本（为Ni—Ti合金的1／10）、高强度、易冶炼加工的Fe基形状记忆合金受到国内外研究者的特别关注，尤以加入Cr、Ni后的改良耐蚀Fe—Mn—Si—Cr—Ni合金更是成为最近研究的热点[6]。
以下仅对Fe基形状记忆合金的实验室制作方法，及各种工艺参数对Fe－Mn－Si－Cr－Ni－C形状记忆合金的影响进行讨论。
制作方法
实验材料
试验合金用工业纯铁、金属锰、金属硅、金属铬、电解镍为原料，在ZG－25A型真空感应炉内熔炼。
铸锭经1100℃x15h均匀化退火，1100℃热锻成Φ15mm圆棒，再经3次旋锤成Φ3.5mm丝，最后冷拉成Φ1.5mm丝材。
从电阻温度曲线上测定出相变温度。
合金的化学成分和相变温度见表6－1。
Fe－Mn－Si－Cr－Ni－C形状记忆合金化学成分和相变温度
试样制备
从Φ1.5mm的丝材上剪取长度为200mm的丝，并校直。
为了消除冷拉及校直过程中产生的应力诱发t马氏体，将校直的丝置于管内，约束条件下于1100℃保温30min水淬。
经这样处理的丝材，供实验用。
各种工艺参数对Fe－Mn－Si－Cr－Ni－C形状记忆合金的影响
7.1.热机械循环训练能有效提高Fe－Mn－Si－Cr－Ni－C合金的SME。
训练2—3次．提高较显著。
进一步训练，提高不大。
[7]
7.2.碳含量对合金的最佳中间退火温度有着显著的影响。
最佳中间退火温度随着含碳量的增加而增加。
在碳含量小于0.12％时，其增加的幅度很小，但大于0.12％以后，其增加的幅度非常显著。
[6]
7.3.在Fe－Mn－Si－Cr－Ni－C合金中，碳含量低于0.12％时，随着碳含量的增加，形状记忆效应增加。
高于0.12％时，则相反。
7.4.合金随着变形量的增加，形状恢复率随之下降，但可恢复变形量增加。
但合金中含0.12％～0.18％的碳时，下降速度趋缓。
7.5.在保证Fe－Mn－Si－Cr－Ni－C合金获得最好的形状记忆效应的前提下，可允许碳含量达0.1％左右。
这为非真空感应电炉冶炼提供了方便．同时也可降低炉料成本．有利于该合金的推广应用。
7.6.含碳高达0.18％的Fe－Mn－Si－Cr－Ni－C合金，其生产成本远低于超低碳合金。
而且只要中间退火温度适当，热机械循环能将其记忆效应的水平提高到超低碳合金的水平。
[6]
7.7.逆相变加热的温度越高，冷却过程中产生的回复应力越大。
[9]
7.8.合金加热时产生的最大回复应力σh随时效温度的升高逐步增加，在1023K时达到最大值，比固溶态时增加了75％；
随后σh将随时效温度的进一步升高迅速下降。
但是当时效温度高于1123K后，时效温度的进一步升高对σh几乎没有影响。
时效后合金加热时产生的最大回复应力都大于固溶态时的回复应力。
7.
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