Cu-12%Al合金線材的馬氏體結(jié)構(gòu)及其對(duì)力學(xué)性能的影響

劉錦平, 劉雪峰，黃海友，謝建新

(1. 北京科技大學(xué) 材料先進(jìn)制備技術(shù)教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100083；2. 北京科技大學(xué) 新材料技術(shù)研究院，北京 100083)

Cu-12%Al合金線材的馬氏體結(jié)構(gòu)及其對(duì)力學(xué)性能的影響

劉錦平1,2, 劉雪峰1,2，黃海友1,2，謝建新1,2

(1. 北京科技大學(xué) 材料先進(jìn)制備技術(shù)教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100083；2. 北京科技大學(xué) 新材料技術(shù)研究院，北京 100083)

采用連續(xù)定向凝固技術(shù)制備Cu-12%Al(質(zhì)量分?jǐn)?shù))合金線材，通過(guò)改變?nèi)垠w溫度獲得不同結(jié)構(gòu)的馬氏體，研究馬氏體取向和形貌對(duì)線材力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明：在引拉速度為10 mm/min、冷卻水溫為20 ℃、水流量為400 L/h、熔體溫度為1 150或1 200 ℃的條件下所制備的直徑為6 mm的Cu-12%Al線材均為馬氏體組織。熔體溫度為1 150 ℃時(shí)，定向凝固線材馬氏體的母相擇優(yōu)生長(zhǎng)面為(100)和(01)，馬氏體形貌呈枝狀和片狀，線材的伸長(zhǎng)率為5.1%，斷口特征為準(zhǔn)解理斷裂；而熔體溫度為1 200 ℃時(shí)，定向凝固線材馬氏體的母相擇優(yōu)生長(zhǎng)面為(011)、(01)和(0 1)，馬氏體形貌全部呈平行片狀，線材的伸長(zhǎng)率達(dá)到 16.9%，斷口特征為韌性斷裂。枝狀馬氏體在拉伸變形時(shí)阻礙位錯(cuò)滑移，抑制馬氏體相變的發(fā)生；而平行片狀馬氏體拉伸變形時(shí)，有利于不全位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，促進(jìn)馬氏體相變的發(fā)生，產(chǎn)生相變塑性，因而具有更強(qiáng)的塑性變形能力。

Cu-12%Al合金；連續(xù)定向凝固；馬氏體；相變塑性

高Al含量(10%～11%Al，質(zhì)量分?jǐn)?shù))鋁青銅除具有普通鋁青銅合金的優(yōu)良性能之外，還具有高強(qiáng)度、高彈性和良好形狀記憶性能等特點(diǎn)，廣泛應(yīng)用于飛機(jī)、汽車、船舶、家電及建筑等領(lǐng)域[1-3]。但Al含量超過(guò)11%的Cu-Al合金在565 ℃平衡凝固時(shí)會(huì)發(fā)生共析反應(yīng)，即β→α+γ2，析出脆性相γ2[4]。因此，采用傳統(tǒng)鑄造方法制備的高鋁青銅線材脆性相含量較高，塑性較差，難以加工成形，因而限制了其在工業(yè)上的應(yīng)用[5-6]。

季燈平等[7]采用定向凝固方法制備了單晶組織的Cu-12%Al(質(zhì)量分?jǐn)?shù))合金線材，發(fā)現(xiàn)合金線材為馬氏體相，線材的彈性模量可達(dá)168 GPa，拉伸伸長(zhǎng)率高達(dá) 19.7%，表明馬氏體相對(duì)合金的力學(xué)性能具有顯著影響。SWANN和WARLIMONT[8]及BALANDRAUDA和ZANZOTTO[9]對(duì)高鋁青銅進(jìn)行熱處理，得到的馬氏體形貌主要有矛頭狀、菱形狀和片狀，但未對(duì)不同形貌馬氏體相的力學(xué)性能進(jìn)行分析。TAS等[10]采用Bridgman方法獲得了不同取向的高鋁青銅馬氏體，發(fā)現(xiàn)室溫下馬氏體是由高溫母相經(jīng)切變獲得，經(jīng)不同取向高溫母相轉(zhuǎn)變的室溫馬氏體的力學(xué)性能差異較大，但未對(duì)不同取向精細(xì)的馬氏體結(jié)構(gòu)進(jìn)行分析。根據(jù)馬氏體相變晶體學(xué)特征[11]可知，高溫母相的生長(zhǎng)方向與其切變方向存在一定對(duì)應(yīng)關(guān)系，因此，馬氏體的取向、形貌與力學(xué)性能存在相應(yīng)關(guān)系。另一方面，由馬氏體轉(zhuǎn)變熱力學(xué)和動(dòng)力學(xué)[12]可知，馬氏體的形核和生長(zhǎng)也與外界條件密切相關(guān)。因此，改變凝固過(guò)程的工藝參數(shù)，可能導(dǎo)致馬氏體取向和形貌發(fā)生變化，從而使力學(xué)性能產(chǎn)生相應(yīng)變化。

本文作者采用定向凝固方法制備具有馬氏體組織的Cu-12%Al高鋁青銅線材，通過(guò)改變?nèi)垠w溫度獲得具有不同取向和形貌的馬氏體組織，研究高溫母相的生長(zhǎng)面、馬氏體取向及形貌與力學(xué)性能之間的關(guān)系，為控制或進(jìn)一步改善合金性能提供指導(dǎo)。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)選用純度為 99.99%的純 Al和 99.95%的純Cu按質(zhì)量比為12:88進(jìn)行熔煉。采用自制高真空熔煉Ar氣保護(hù)連續(xù)定向凝固實(shí)驗(yàn)設(shè)備制備線材[7]，其工藝參數(shù)如下：拉坯速度為10 mm/min，冷卻水溫為20 ℃、水流量為400 L/h、熔體溫度為1 150和1 200 ℃。具體制備過(guò)程參見(jiàn)文獻(xiàn)[7]。制備的線材直徑為6 mm。對(duì)在不同熔體溫度下所制備的線材分別進(jìn)行成分測(cè)定、物相分析、組織觀察、力學(xué)性能實(shí)驗(yàn)及斷口分析。采用比色法測(cè)定試樣的成分，試劑配比為5 mL HCl +95 mL H2O；采用日本理學(xué)D/max-RB 12 kW旋轉(zhuǎn)陽(yáng)極X射線衍射(XRD)儀(Cu Kα)對(duì)線材的橫截面進(jìn)行物相組成分析，工作電壓為40 kV，工作電流為 150 mA；在MTS810萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行準(zhǔn)靜態(tài)拉伸試驗(yàn)，拉伸試樣按照GB/T228—2002進(jìn)行加工，標(biāo)距為25 mm，夾頭移動(dòng)速度為0.01 mm/s；采用電火花線切割方法將拉伸變形前后的試樣沿中軸面剖開(kāi)，樣品縱截面經(jīng)過(guò)機(jī)械拋光、金相侵蝕后，采用Nikon Eclipse LV150金相顯微鏡(OM)進(jìn)行組織觀察，侵蝕劑配比為 5 g FeCl3+10 mL HCl + 100 mL H2O；應(yīng)用CAMBRIDGE S-360掃描電子顯微鏡(SEM)觀察拉伸變形斷裂試樣的斷口形貌。

2 結(jié)果與討論

2.1 Cu-12%Al線材的連續(xù)定向凝固組織

2.1.1 不同熔體溫度下所制備線材的物相分析

采用比色法對(duì)熔體溫度為1 150和1 200 ℃時(shí)所制備線材的 Al含量進(jìn)行測(cè)定，結(jié)果分別為 12.1%和11.9%。Cu-12%Al合金的馬氏體和奧氏體相變點(diǎn)溫度Ms、Mf、As和 Af分別為 412、367、357 和 447 ℃[13]。兩種工藝線材橫截面的XRD譜如圖1所示。由圖1可知，1 150 ℃線材和1 200 ℃線材均為β1′馬氏體相。這說(shuō)明當(dāng)拉坯速度為10 mm/min，冷卻水溫為20 ℃、水流量為400 L/h、熔體溫度為1 150和1 200 ℃時(shí)，凝固過(guò)程中不發(fā)生共析反應(yīng)，脆性相γ2得到充分抑制，線材為單一的β1′馬氏體相。在前期的研究中[7]，當(dāng)采用熔體溫度為1 250 ℃、冷卻水流量為900 L/h、冷卻水溫為28 ℃及引拉速度為9 mm/min的工藝條件時(shí)，不能完全抑制脆性相γ2的析出。這說(shuō)明降低熔體溫度和冷卻水溫度、提高引拉速度能有效增加線材的冷卻速率，使脆性相γ2的析出完全被抑制。由圖1可以看出，不同熔體溫度所制備線材的β1′馬氏體相具有不同的晶體學(xué)取向，這與凝固初期高溫相的生長(zhǎng)機(jī)制有關(guān)。

2.1.2 熔體溫度對(duì)線材馬氏體形貌的影響

熔體溫度為1 150和1 200 ℃線材的縱截面顯微組織如圖2所示。由圖2(a)可見(jiàn)，熔體溫度為1 150 ℃所制備線材內(nèi)部的馬氏體近似沿線材的軸向即連續(xù)定向凝固方向定向生長(zhǎng)。對(duì)其進(jìn)行高倍觀察，如圖2(b)所示，存在2種形貌的馬氏體組織：枝狀馬氏體和片狀馬氏體，枝狀馬氏體分枝與凝固方向的夾角約為45°，片狀馬氏體與凝固方向接近平行。由圖2(c)可知，熔體溫度為1 200 ℃時(shí)所制備線材內(nèi)部馬氏體的生長(zhǎng)方向與凝固方向的夾角約為45°。對(duì)其進(jìn)行高倍觀察，如圖2(d)所示，馬氏體都呈平行片狀，但以深色和淺色相間，表明所形成的是以馬氏體相界面成點(diǎn)陣對(duì)稱的馬氏體變體[14-15]，馬氏體的平均寬度約為20 μm。

圖1 熔體溫度為1 150 和1 200 ℃時(shí)所制備線材橫截面的XRD譜Fig.1 XRD patterns of cross section of wires fabricated at melt temperatures of 1 150 and 1 200 ℃

Cu-12%Al合金連續(xù)定向凝固時(shí)由于冷卻速率較快，會(huì)發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，由DO3型結(jié)構(gòu)β1母相轉(zhuǎn)變?yōu)?8R結(jié)構(gòu)型的β1′馬氏體，兩者之間的晶體學(xué)取向具有如下對(duì)應(yīng)關(guān)系[11]：

圖2 熔體溫度為1 150 和1 200 ℃所制備線材縱截面的組織形貌Fig.2 Longitudinal section OM images of wires fabricated at different melt temperatures: (a), (b) 1 150 ℃; (c), (d) 1 200 ℃

由此關(guān)系可得，圖1所示熔體溫度為1 150 ℃所制備線材衍射峰上的馬氏體 β1′(040)生長(zhǎng)面對(duì)應(yīng)于母相的(100)面，馬氏體 β1′(019)生長(zhǎng)面對(duì)應(yīng)于母相的(01)面。因此，可以推斷熔體溫度為1 150 ℃所制備線材的馬氏體母相擇優(yōu)生長(zhǎng)面為(100)和(01)。馬氏體轉(zhuǎn)變是母相的密排面{110}沿〈10〉方向進(jìn)行切變，密排面和切變方向均與(100)面呈 45°，故母相(100)面經(jīng)切變后生成沿45°生長(zhǎng)的枝狀馬氏體。而對(duì)于(01)面，屬于母相的密排晶面族{110}，故母相(01)面經(jīng)切變后，形成與定向凝固方向平行的片狀馬氏體。因此，在熔體溫度為1 150 ℃所制備的線材中可見(jiàn)片狀和枝狀兩類馬氏體。圖1所示是熔體溫度為1 200 ℃所制備線材衍射譜中的馬氏體 β1′(200)生長(zhǎng)面對(duì)應(yīng)于母相的(011)晶面，β1′(0018)和(2022)生長(zhǎng)面對(duì)應(yīng)于母相的(01)面，β1′(4 0)生長(zhǎng)面對(duì)應(yīng)于母相的(0 1)面，因此，熔體溫度為1 200 ℃時(shí)所制備線材的母相擇優(yōu)生長(zhǎng)面為(011)、(01)和(0 1)，生長(zhǎng)面(01)與(01)平行，并且與(011)面垂直。這兩種生長(zhǎng)面均為{011}晶面族，各生長(zhǎng)面原子以(010)面對(duì)稱堆垛，有利于馬氏體相變時(shí)互相協(xié)調(diào)變形而減小應(yīng)變能，形成顏色明暗相間的點(diǎn)陣對(duì)稱馬氏體變體。由于原子沿晶面(010)對(duì)稱堆垛生長(zhǎng)，且(010)面與密排面(011)和切變方向〈0 1 1〉的夾角均為45°，因此，熔體溫度為1 200 ℃所制備線材馬氏體變體的形貌表現(xiàn)出與定向凝固方向夾角呈45°的平行片狀。

對(duì)于立方結(jié)構(gòu)金屬，{001}晶面族為晶體長(zhǎng)大的優(yōu)先生長(zhǎng)面，其次為{011}晶面族，而{111}晶面族的生長(zhǎng)速度最慢[16]。從 XRD衍射實(shí)驗(yàn)的結(jié)果可以看出：當(dāng)熔體溫度為1 150 ℃時(shí)，馬氏體高溫母相生長(zhǎng)面為(100)和(0 11)晶面；而當(dāng)熔體溫度為1 200 ℃時(shí)，母相生長(zhǎng)面均屬于{011}晶面族。在連續(xù)定向凝固過(guò)程中，金屬的生長(zhǎng)面會(huì)受到固/液界面曲率的影響[17]。Cu-12%Al合金在不同的熔體溫度下，馬氏體高溫母相生長(zhǎng)面不同的可能原因是：當(dāng)熔體溫度較低時(shí)，如1 150 ℃，固-液界面比較平直，{001}晶面族法向與定向凝固方向平行度高，因而得到母相的優(yōu)先生長(zhǎng)面(100)和次生長(zhǎng)面(0 11)；當(dāng)熔體溫度增加時(shí)，如1 200 ℃，在相同的結(jié)晶器保溫條件下，固-液界面的曲率增大，從而導(dǎo)致{100}晶面族法向與定向凝固方向的偏離程度增大，不利于{001}晶面族生長(zhǎng)，而母相次優(yōu)先生長(zhǎng)面{011}生長(zhǎng)。

2.2 Cu-12%Al線材的力學(xué)性能及斷口形貌

熔體溫度為1 150和1 200 ℃時(shí)所制備線材的拉伸變形應(yīng)力—應(yīng)變曲線如圖3所示。為了保證實(shí)驗(yàn)結(jié)果的可靠性，對(duì)每個(gè)熔體溫度條件下的試樣進(jìn)行3次拉伸實(shí)驗(yàn)，線材的拉伸方向與凝固方向平行。由圖 3可見(jiàn)，熔體溫度為1 150 ℃時(shí)所制備線材的應(yīng)力—應(yīng)變曲線較陡峭，應(yīng)變硬化速率較大，沒(méi)有明顯的屈服極限；熔體溫度為1 200 ℃時(shí)所制備線材的應(yīng)力—應(yīng)變曲線彈性階段較熔體溫度為1 150 ℃時(shí)所制備線材的曲線變化平緩，經(jīng)彈性變形后，隨著應(yīng)變的增加，應(yīng)力增加較緩慢，存在明顯的應(yīng)力—應(yīng)變曲線平臺(tái)，符合典型形狀記憶合金的拉伸應(yīng)力—應(yīng)變規(guī)律，表明熔體溫度為1 200 ℃時(shí)所制備線材在拉伸變形過(guò)程中發(fā)生了應(yīng)力誘發(fā)馬氏體相變[18-19]。

圖3 熔體溫度為 1 150 和 1 200 ℃所制備線材的拉伸應(yīng)力—應(yīng)變曲線Fig.3 Tensile stress—strain curves of wires fabricated at melt temperatures of 1 150 and 1 200 ℃

熔體溫度為1 150和1 200 ℃時(shí)所制備線材的拉伸力學(xué)性能如表1所列。由表1可知，熔體溫度為1 150℃時(shí)所制備線材的平均屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為358和649 MPa，伸長(zhǎng)率和面縮率分別為5.1%和4.9%；而熔體溫度為1 200 ℃時(shí)所制備線材的平均屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為146和287 MPa，伸長(zhǎng)率為16.9%，約為熔體溫度1 150 ℃時(shí)所制備線材的3倍，是Al含量相當(dāng)?shù)钠胀ㄨT造鋁青銅合金(QAl11-6-6)的2倍；面縮率為10.9%，約為熔體溫度為1 150 ℃時(shí)所制備線材的2倍。由此可知，熔體溫度為1 200 ℃時(shí)所制備線材的平行片狀馬氏體組織比熔體溫度為1 150 ℃時(shí)所制備線材的片狀和枝狀馬氏體組織具有更強(qiáng)的冷加工變形能力。

圖4所示為熔體溫度為1 150和1 200 ℃時(shí)所制備線材的拉伸斷口形貌。由圖 4可看出，熔體溫度為1 150 ℃時(shí)所制備線材的斷口存在明顯解理臺(tái)階，呈解理斷裂特征。局部可觀察到少而淺的韌窩，可知其斷裂機(jī)制為準(zhǔn)解理斷裂。熔體溫度為1 200 ℃時(shí)，所制備線材的拉伸變形斷口的微觀形貌顯示，斷口存在大量韌窩和撕裂棱，斷裂機(jī)制為韌性斷裂，表明含平行片狀馬氏體變體組織的線材比含枝狀和片狀馬氏體組織線材具有更強(qiáng)的塑性變形能力。

表1 不同熔體溫度下所制備線材的拉伸力學(xué)性能Table 1 Tensile mechanical properties of wires fabricated at different melt temperatures

圖4 熔體溫度為1 150 和1 200 ℃所制備線材的拉伸斷口形貌Fig.4 Tensile fractographs of wires fabricated at different melt temperatures: (a) 1 150 ℃, quasi-cleavage fracture; (b) 1 200 ℃, ductile fracture

圖5 熔體溫度為1 150 和1 200 ℃所制備線材拉伸變形后的微觀組織Fig.5 Microstructures of wires fabricated at different temperatures after tensile deformation: (a), (b) 1 150 ℃;(c) 1 200 ℃ (A indicates non-slip region between forked martensite, B indicates slipping outside forked martensite;C and D indicate small martensite splitting from martensite edge)

為了進(jìn)一步研究馬氏體形貌對(duì)材料變形過(guò)程的影響，對(duì)拉伸斷裂后試樣的變形組織進(jìn)行觀察。圖5所示是熔體溫度為1 150和1 200 ℃時(shí)所制備線材拉伸變形后的組織形貌。圖 5(a)和(b)所示為熔體溫度為1 150 ℃時(shí)所制備線材拉伸變形組織的不同區(qū)域。大部分馬氏體組織拉伸變形后未發(fā)生明顯變化(見(jiàn)圖5(a))，僅在少數(shù)視場(chǎng)可見(jiàn)滑移痕跡(見(jiàn)圖 5(b))，枝狀馬氏體片間無(wú)滑移痕跡，如A處所示，而馬氏體枝片外存在滑移帶，如 B處所示?；茙Оl(fā)展到枝狀馬氏體附近逐漸消失，表明枝狀馬氏體對(duì)變形具有阻礙作用。圖5(c)所示為熔體溫度為1 200 ℃時(shí)所制備線材拉伸變形后的微觀組織。由圖 5(c)可知，變形前深淺相間平行片狀馬氏體變體的顏色發(fā)生了變化，所有馬氏體顏色趨于一致，且馬氏體尺寸發(fā)生不均勻變化，最大尺寸的馬氏體片層間距與變形前的相近，約為20 μm；細(xì)小尺寸馬氏體片層發(fā)生細(xì)化，片層間距約為5 μm。由此可知，熔體溫度為1 150 ℃時(shí)所制備的線材在變形過(guò)程中，馬氏體組織幾乎未發(fā)生變化，而熔體溫度為1 200 ℃時(shí)所制備線材的馬氏體在變形時(shí)發(fā)生了顯著的變化，不同取向的馬氏體變體在變形過(guò)程中取向趨于一致。

如前文所述，Cu-12%Al合金連續(xù)定向凝固時(shí)會(huì)發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，DO3型晶體結(jié)構(gòu)的β1母相經(jīng)點(diǎn)陣轉(zhuǎn)變?yōu)镸18R結(jié)構(gòu)的β1′馬氏體。β1′馬氏體的晶胞參數(shù)為a = 4.49 ?，b = 5.19 ?，c=38.2 ?，α=γ= 90°，β=89.7°[20]。此晶體結(jié)構(gòu)c軸與a軸和b軸參數(shù)相差較大，夾角β小于 90°，屬于單斜晶系，因此，β1′馬氏體晶體結(jié)構(gòu)的對(duì)稱性較低，滑移系少，變形能力差。熔體溫度為1 150 ℃時(shí)所制備的線材存在枝狀馬氏體，由于其幾何結(jié)構(gòu)的不規(guī)則性，會(huì)進(jìn)一步阻礙位錯(cuò)滑移，所以，枝狀馬氏體組織線材的應(yīng)力—應(yīng)變曲線無(wú)明顯屈服極限(見(jiàn)圖3)，表現(xiàn)出很差的塑性性能。由于在枝狀馬氏體向片狀馬氏體內(nèi)生長(zhǎng)時(shí)會(huì)受到相鄰馬氏體切變的阻力而使端部尺寸逐漸變小，頂端附近因而會(huì)存在一定的應(yīng)力場(chǎng)。在軸向外力的作用下，枝頂端附近易產(chǎn)生較強(qiáng)的應(yīng)力集中，因而在外力的協(xié)同作用下，可發(fā)生局部滑移(見(jiàn)圖 5(b)中 B處)。TAS等[21]指出，Cu-Al合金β1′馬氏體在力的作用下，可能進(jìn)行馬氏體相變，由β1′馬氏體轉(zhuǎn)變成α1′馬氏體，馬氏體組織的顏色由黃色變?yōu)槊倒迳?。?dāng)馬氏體發(fā)生相變時(shí)，可以獲得相變塑性，從而使材料的塑性得到一定的提高。變形后獲得的 α1′馬氏體結(jié)構(gòu)為 DO22有序結(jié)構(gòu)，晶格常數(shù)為a=b=3.59 ?，c=7.55 ?，α=β=γ= 90°。α1′馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)對(duì)稱性較高，滑移系較多，其變形能力強(qiáng)于 β1′馬氏體，因此，可以進(jìn)一步提高材料的塑性。圖6所示是熔體溫度為1 150和1 200 ℃時(shí)所制備線材拉伸變形斷裂后的XRD譜。由圖6可知，熔體溫度為1 150℃時(shí)所制備線材拉伸變形斷裂后仍然為β1′馬氏體，沒(méi)有發(fā)生馬氏體相變；而熔體溫度為1 200 ℃時(shí)所制備的線材在拉伸變形時(shí)會(huì)發(fā)生馬氏體相變，由β1′馬氏體轉(zhuǎn)變成α1′馬氏體。因此，熔體溫度為1 150 ℃的線材與熔體溫度為1 200 ℃的線材在拉伸變形過(guò)程中表現(xiàn)出截然不同的力學(xué)行為。

圖6 熔體溫度為1 150 和1 200 ℃所制備線材拉伸變形后的XRD譜Fig.6 XRD patterns of wires fabricated at melt temperatures of 1 150 and 1 200 ℃ after tensile deformation

馬氏體相變的切變過(guò)程除了改變點(diǎn)陣外，為保持慣習(xí)面不發(fā)生畸變和轉(zhuǎn)動(dòng)，在馬氏體內(nèi)部產(chǎn)生滑移和孿生等不均勻變形，出現(xiàn)大量位錯(cuò)和層錯(cuò)缺陷[22]。Cu-Al合金各馬氏體晶體結(jié)構(gòu)均為具有同一底面的長(zhǎng)周期堆垛層狀結(jié)構(gòu)，它們的區(qū)別只是堆垛順序不同，馬氏體之間的相變是以一種長(zhǎng)周期堆垛層狀結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)榱硪环N長(zhǎng)周期堆垛層狀結(jié)構(gòu)的方式進(jìn)行的。由于馬氏體內(nèi)存在大量的層錯(cuò)缺陷，根據(jù)幾何條件和能量條件，馬氏體內(nèi)的全位錯(cuò)在力的作用下會(huì)分解為兩個(gè)不全位錯(cuò)，不全位錯(cuò)的收縮和擴(kuò)張能改變?cè)又g的堆垛順序，因此，馬氏體的逐級(jí)相變是由不全位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)引起的[23]。介于馬氏體晶體結(jié)構(gòu)的有序性和馬氏體基面的單一性[24]，兩個(gè)不全位錯(cuò)在力的作用下沿馬氏體的同一晶面產(chǎn)生滑移運(yùn)動(dòng)，不全位錯(cuò)不斷進(jìn)行形核并長(zhǎng)大，導(dǎo)致在馬氏體內(nèi)形成很多細(xì)小的馬氏體片。

由于在馬氏體相變時(shí)經(jīng)切變后的馬氏體變體的原子沿交界面對(duì)稱分布，切變量與其到界面的距離成正比，所以，相界面及其鄰近區(qū)域剪切模量較低，導(dǎo)致在相界面及附近存在很寬的位錯(cuò)[25]。因此，拉伸變形時(shí)馬氏體相界面處位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)導(dǎo)致較明顯的細(xì)小片狀馬氏體從界面處分裂，如圖5(c)中C和D處所示。相對(duì)于全位錯(cuò)而言，不全位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)所需的能量較低，因此，馬氏體相變的屈服強(qiáng)度較低，熔體溫度為1 200 ℃時(shí)所制備的線材拉伸變形時(shí)馬氏體相變?yōu)椴蝗诲e(cuò)發(fā)生運(yùn)動(dòng)，使晶體結(jié)構(gòu)發(fā)生變化，因此，沒(méi)有明顯的全位錯(cuò)的滑移痕跡。熔體溫度為1 150 ℃時(shí)所制備的線材發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變時(shí)不形成馬氏體變體，馬氏體轉(zhuǎn)變時(shí)產(chǎn)生較大的內(nèi)應(yīng)力，而且枝狀馬氏體間協(xié)調(diào)變形能力差，因而不利于全位錯(cuò)的分解和不全位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)[26]。因此，熔體溫度為1 150 ℃時(shí)所制備的線材在變形時(shí)馬氏體相變受到抑制。

3 結(jié)論

1) 熔體溫度為 1 150和 1 200℃時(shí)所制備的Cu-12%Al合金線材均為單一的β1′馬氏體相；熔體溫度為1 150 ℃所制備線材的馬氏體高溫母相生長(zhǎng)面為(100)和(01)，馬氏體形貌為細(xì)小枝狀和片狀，熔體溫度為1 200 ℃時(shí)所制備線材的馬氏體高溫母相生長(zhǎng)面為(011)、(01)和(0 1)，馬氏體形貌為平行片狀馬氏體變體。

2) 熔體溫度為1 150 ℃所制備線材在進(jìn)行拉伸變形時(shí)枝狀馬氏體阻止位錯(cuò)滑移，伸長(zhǎng)率較低，為5.1 %，斷口特征為準(zhǔn)解理斷裂；熔體溫度為1 200 ℃時(shí)所制備線材在進(jìn)行拉伸變形時(shí)存在很多細(xì)小的馬氏體片，其寬度尺寸為5 μm，伸長(zhǎng)率較高，為16.9%，斷口特征為韌性斷裂。

3) 熔體溫度為1 200 ℃時(shí)所制備含平行片狀馬氏體變體的線材變形時(shí)不全位錯(cuò)會(huì)發(fā)生運(yùn)動(dòng)，導(dǎo)致馬氏體相變而產(chǎn)生相變塑性，因而具有較強(qiáng)的塑性變形能力。

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Martensite structure of Cu-12%Al alloy and its effect on mechanical properties

LIU Jin-ping1,2, LIU Xue-feng1,2, HUANG Hai-you1,2, XIE Jian-xin1,2
(1. Key Laboratory for Advanced Materials Processing, Ministry of Education,University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China;2. Institute for Advanced Materials and Technology,University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China)

Cu-12%Al (mass fraction) alloy single crystal wires were prepared by the continuous unidirectional solidification. Various martensite structures were obtained by changing the melt temperature. The effects of martensite orientation and morphologies on the mechanical properties of the alloy wires were investigated. The results show that the Cu-12%Al alloy wires with a diameter of 6 mm have single crystal structure fabricated at drawing velocity of 10 mm/min,cooling water temperature of 20 ℃, water flow rate of 400 L/h, and melt temperature of 1 150 or 1 200 ℃. The preferred growth planes of martensite parent phases are (100) and (01) for the alloy wires fabricated at melt temperature of 1 150 ℃ and martensite morphologies are of the mixture of the forked and lamellar, and their elongations and fracture feature are 5.1% and quasi-cleavage fracture, respectively. The preferred growth planes of martensite parent phases are(011),(01) and (0 1) for the alloy wires at melt temperature of 1 200 ℃ and the martensite morphology is lamellar,and their elongations and fracture feature are 16.9% and ductile fracture, respectively. The forked martensite structure can obstruct the dislocation slip and inhibit the occurrence of the martensite transformation. The parallel martensite structure exhibits better plastic deformation capacity induced by martensite transformation because it benefits the movement of the partial dislocation, which results in the occurrence of martensite transformation.

Cu-12%Al alloy; continuous unidirectional solidification; martensite; phase transformation plasticity

TG142.41

A

1004-0609(2011)05-1052-08

國(guó)家重點(diǎn)基礎(chǔ)研究發(fā)展計(jì)劃資助項(xiàng)目(2011CB606300)；國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(50674008)；國(guó)家科技支撐計(jì)劃資助項(xiàng)目(2011BAE23B00)；中央高?；究蒲袠I(yè)務(wù)費(fèi)資助項(xiàng)目(FRF-TP-10-002B)

2010-07-25；

2010-11-18

謝建新，教授，博士；電話：010-62332254；E-mail：jxxie@mater.ustb.edu.cn

(編輯 陳衛(wèi)萍)