第8期 辛燕等：Fe对Ni-Mn-Ga形状记忆合金相变和力学性能的影响 ·1031· 及Fe原子外层价电子排布为3d84s2、3d54s2、4s24p1 相含量增加，合金的抗压强度和压缩变形率却略下 和3df4s2,因此每一个Ni、Mn、Ga及Fe原子的价 降为1920MPa和30%.含y相的双相Ni-Mn-Fe 电子数分别为10、7、3和8：由此将不同成分合金的 Ga合金的强度和韧性均显著优于单马氏体相的合 电子浓度计算出来.另外，由于合金中的Y相并不 金，说明y相对提高合金的强度和塑性有促进作用. 参与马氏体相变，只有四方结构的马氏体相发生奥 从6Fe和8Fe力学性能可知，随Y相含量增加强度 氏体到马氏体的相变，由此在含有Y相的双相Ni- 和塑性反略有下降，这可能是由于6Fe合金中Y相 Mn-Ga合金中，相变点应取决于马氏体相的电子浓 较细小且主要沿晶界分布，直接强化了晶界.这说 度而不是合金的电子浓度.根据表2中合金中马氏 明要达到较好的强化效果，y相要适量且要以最有 体相的成分，可计算出各合金中马氏体相的电子浓 利的形态和方式分布在基体中.因此，在快速凝固 度，列于表1最后一列.从表1中可以看出：从0Fe 引入细晶强化机制的基础上，通过添加Fe替代Mn 到4Fe,电子浓度升高，而从4Fe到10Fe电子浓度 在合金中引入的Y相可进一步改善合金的强度和 逐渐降低：四方度随Fe含量的增加逐渐降低.结合 塑性，强化效果还与Y相含量、位置、形态等多种 相变温度的变化规律，可以分析：当x≤4的单相合 因素有关. 金中，随Fe含量的增加，电子浓度升高会引起相变 为研究添加Fe对合金记忆性能的影响，将 温度上升，而四方度降低会使相变温度下降，综合 Ni56Mn25-xFerGa1g(x=0,4,6)合金压缩至不同 作用下，合金的相变温度变化不大，略有降低，说 的预应变(4%~10%).图5为Ni56Mn25-zFerGa19 合金压缩至预应变10%后卸载的应力-应变曲线， 明尺寸因素的影响作用更强：当x≥4时，电子浓 度和四方度均随Fe含量的增加而降低，综合作用， 图中的虚线箭头表示压缩后加热至相变温度以上 获得的形状记忆回复应变.可以看出，当预应变 使合金的相变温度开始大幅下降，此时电子浓度和 四方度均开始下降应是缘于γ相的逐渐析出.因此， 为10%时，0Fe、4Fe和6Fe合金的形状记忆应 随着e含量的增加，合金的马氏体相变温度逐渐 变分别为5.0%、4.4%和2.0%，相应的回复率分 别为68%、61%和31%.因此，随着Fe含量的 降低，这主要归因于马氏体相尺寸因素和电子浓度 增加，合金的形状记忆性能逐渐下降.图6为 的综合作用. Ni56Mn25-FerGa1g(x=0,4,6)合金压缩至不同预 2.3力学性能和记忆特性 应变时的形状记忆回复应变和回复率.可以看出： 图4为Ni56Mn25-zFerGa19(x=0,4,6,8)快 同一合金，随着预应变的增加，形状记忆回复应变 速凝固合金的压缩至断裂的应力-应变曲线.可以看 增加；在相同预应变下，合金的形状记忆回复应 出：当Fe的原子分数从0增加到4%时，由于仍为单 变随着Fe含量的增加而降低，尤其是从4Fe到 相马氏体合金，合金的抗压强度几乎不变(650MPa 6Fe,由于Y相的析出，形状记忆性能大幅下降. 左右)，而压缩变形率从12%略增加到15%：当Fe Ni56Mn25-rFezGa1g合金的最大形状记忆回复应变 的原子分数增加到6%时，由于合金中析出细小Y 从x=0时的5.0%降低到x=6时的2.0%. 相，合金的抗压强度和压缩变形率明显提高，达到 2235MPa和38%：当Fe的原子分数达到8%时，Y 3结论 2500 2235MP2,38% (1)当x≤4时，Ni6Mn25-rFexGa1g合金仍然 2000 x=6 保持着单一的四方结构马氏体相：当x≥6时，合金 1920MPa.30% 呈现为马氏体相和面心立方y相组成的双相结构. 手1 T=8 相对于马氏体相，y相为富Ni和富Fe相，其含量 随Fe含量的增加而增加. 送1000 650MPa,12% 0 (2)随着Fe含量的增加，合金的马氏体相变温 500 =4650MPa,15% 度逐渐降低，其峰值温度从x=0时的356℃降低至 x=10时的170℃，这主要归因于马氏体相尺寸因 0 10 20 30 40 50 素和电子浓度的综合作用 应变/% 图4Ni56Mn25-rFerGa1g(x=0,4,6,8)合金的压缩应力-应 (3)通过添加Fe替代Mn在合金中引入的Y相 变曲线 可提高合金的强度和塑性，强化效果还取决于y相 Fig.4 Compressive strain-stress curves of Nis6Mn25-x 含量、位置、形态等多种因素，但最大形状记忆回 FerGa1g(r=0,4,6,8)alloys 复应变从x=0时的5.0%降低到x=6时的2.0%.第 8 期 辛 燕等：Fe 对 Ni-Mn-Ga 形状记忆合金相变和力学性能的影响 1031 ·· 及 Fe 原子外层价电子排布为 3d84s2、3d54s2、4s24p1 和 3d64s2，因此每一个 Ni、Mn、Ga 及 Fe 原子的价 电子数分别为 10、7、3 和 8；由此将不同成分合金的 电子浓度计算出来. 另外，由于合金中的 γ 相并不 参与马氏体相变，只有四方结构的马氏体相发生奥 氏体到马氏体的相变，由此在含有 γ 相的双相 Ni￾Mn-Ga 合金中，相变点应取决于马氏体相的电子浓 度而不是合金的电子浓度. 根据表 2 中合金中马氏 体相的成分，可计算出各合金中马氏体相的电子浓 度，列于表 1 最后一列. 从表 1 中可以看出：从 0Fe 到 4Fe，电子浓度升高，而从 4Fe 到 10Fe 电子浓度 逐渐降低；四方度随 Fe 含量的增加逐渐降低. 结合 相变温度的变化规律，可以分析：当 x 64 的单相合 金中，随 Fe 含量的增加，电子浓度升高会引起相变 温度上升，而四方度降低会使相变温度下降，综合 作用下，合金的相变温度变化不大，略有降低，说 明尺寸因素的影响作用更强；当 x >4 时，电子浓 度和四方度均随 Fe 含量的增加而降低，综合作用， 使合金的相变温度开始大幅下降，此时电子浓度和 四方度均开始下降应是缘于 γ 相的逐渐析出. 因此， 随着 Fe 含量的增加，合金的马氏体相变温度逐渐 降低，这主要归因于马氏体相尺寸因素和电子浓度 的综合作用. 2.3 力学性能和记忆特性 图 4 为 Ni56Mn25−xFexGa19 (x=0, 4, 6, 8) 快 速凝固合金的压缩至断裂的应力–应变曲线. 可以看 出：当 Fe 的原子分数从 0 增加到 4%时，由于仍为单 相马氏体合金，合金的抗压强度几乎不变 (650 MPa 左右)，而压缩变形率从 12%略增加到 15%；当 Fe 的原子分数增加到 6%时，由于合金中析出细小 γ 相，合金的抗压强度和压缩变形率明显提高，达到 2235 MPa 和 38%；当 Fe 的原子分数达到 8%时，γ 图 4 Ni56Mn25−xFexGa19(x=0, 4, 6, 8) 合金的压缩应力–应 变曲线 Fig.4 Compressive strain-stress curves of Ni56Mn25−x FexGa19(x=0, 4, 6, 8) alloys 相含量增加，合金的抗压强度和压缩变形率却略下 降为 1920 MPa 和 30%. 含 γ 相的双相 Ni-Mn-Fe￾Ga 合金的强度和韧性均显著优于单马氏体相的合 金，说明 γ 相对提高合金的强度和塑性有促进作用. 从 6Fe 和 8Fe 力学性能可知，随 γ 相含量增加强度 和塑性反略有下降，这可能是由于 6Fe 合金中 γ 相 较细小且主要沿晶界分布，直接强化了晶界. 这说 明要达到较好的强化效果，γ 相要适量且要以最有 利的形态和方式分布在基体中. 因此，在快速凝固 引入细晶强化机制的基础上，通过添加 Fe 替代 Mn 在合金中引入的 γ 相可进一步改善合金的强度和 塑性，强化效果还与 γ 相含量、位置、形态等多种 因素有关. 为研究添加 Fe 对合金记忆性能的影响，将 Ni56Mn25−xFexGa19 (x=0, 4, 6) 合金压缩至不同 的预应变 (4%∼10%). 图 5 为 Ni56Mn25−xFexGa19 合金压缩至预应变 10%后卸载的应力–应变曲线， 图中的虚线箭头表示压缩后加热至相变温度以上 获得的形状记忆回复应变. 可以看出， 当预应变 为 10%时，0Fe、4Fe 和 6Fe 合金的形状记忆应 变分别为 5.0%、 4.4%和 2.0%， 相应的回复率分 别为 68%、61%和 31%. 因此，随着 Fe 含量的 增加， 合金的形状记忆性能逐渐下降. 图 6 为 Ni56Mn25−xFexGa19 (x=0, 4, 6) 合金压缩至不同预 应变时的形状记忆回复应变和回复率. 可以看出： 同一合金，随着预应变的增加，形状记忆回复应变 增加；在相同预应变下，合金的形状记忆回复应 变随着 Fe 含量的增加而降低，尤其是从 4Fe 到 6Fe，由于 γ 相的析出，形状记忆性能大幅下降. Ni56Mn25−xFexGa19 合金的最大形状记忆回复应变 从 x=0 时的 5.0%降低到 x=6 时的 2.0%. 3 结论 (1) 当 x 64 时，Ni56Mn25−xFexGa19 合金仍然 保持着单一的四方结构马氏体相；当 x >6 时，合金 呈现为马氏体相和面心立方 γ 相组成的双相结构. 相对于马氏体相，γ 相为富 Ni 和富 Fe 相，其含量 随 Fe 含量的增加而增加. (2) 随着 Fe 含量的增加，合金的马氏体相变温 度逐渐降低，其峰值温度从 x=0 时的 356 ℃降低至 x=10 时的 170 ℃，这主要归因于马氏体相尺寸因 素和电子浓度的综合作用. (3) 通过添加 Fe 替代 Mn 在合金中引入的 γ 相 可提高合金的强度和塑性，强化效果还取决于 γ 相 含量、位置、形态等多种因素，但最大形状记忆回 复应变从 x=0 时的 5.0%降低到 x=6 时的 2.0%