本文重点介绍传统塑性变形工艺参数对合金马氏体相变行为的影响规律。图 6-17所示为冷轧变形量对TU9.8Ni5a2合金马氏体相变行为的影响[27]。可见，在冷却和加热过程中，原 始 态 TiNi合金表现出典型的一步马氏体相变及其逆相变的特征。冷 轧 10%后，相变峰变宽并向低温方向移动，仍维持一步相变的特征。继续增加冷轧变形量，相变峰消失。其他研宄表明[51]，冷 轧 5 %可 在 Ti49.7Ni5a3合金中诱发多步马氏体相变;继续增大变形量，相变峰消失。由图6-17可见，冷乳变形抑制马氏体相变及其逆相变，这一方面是因为变形过程中引入的位错等大量缺陷，另一方面是因为随变形量增大，晶粒逐渐细化至纳米量级，同时合金中出现非晶相。因此，上述相变峰消失的现象并不能归结为相变峰宽化，而是由于相变被抑制到极低的温度或被完全抑制(晶粒尺寸小于某一临界值)。当 冷 拔 变 形 量 超 过 5 0 %时，即使将 Ti49.iNi5c.9合金冷却至接近0IC,电阻率-温度曲线中仍未观察到马氏体相变，如图6-18 所示n]，表明马氏体相变完全被抑制。当冷拔变形量超过60%，电阻率-温度曲线上表现出负的电阻温度系数，表现出典型的非晶金属的特征。
同冷轧变形量Ti49.8Ni52 合金的DSC曲线
图 6-19给 出 了 不 同 温 度 退 火 lh对 冷 轧 T U 9.8Ni5().2合金马氏体相变行为的影响，冷轧变形量为7 0 % [26]。当退火温度为5 7 3 K时，合金的显微组织与轧制态合 金相比并无明显区别，因此其在加热和冷却过程中并未表现出相变。当退火温度升 高 至 6 7 3 K 时，合金的晶粒尺寸约为20nm，此时合金在冷却过程中表现出非常宽的马氏体相变峰和较尖锐的R 相变峰;继续升髙退火温度，马氏体相变温度升高，R 相变温度下降，加热过程中表现出一步逆相变。上述马氏体相变行为随退火温度的变化也得到其他研宄的证实[48*52，5' S h i 等进一步研宄发现[H55]，对于冷拔变 形 量 为 72.5%的丝材，当退火后晶粒尺寸在22〜 1 5 5 n m范围内，随晶粒尺寸减小，R 相变温度持续增大，加 热 过 程 中 B19'~>R相变温度基本保持不变。
根据马氏体相变热力学，马氏体相变的弹性能与不可逆能均随晶粒尺寸减小而增大。图 6-20给出了纳米晶粒尺寸对TiNi合金马氏体相变行为影响的热力学解释[气 其 中 G a、 G m 分别表示母相、R 相与马氏体相的自由能，包 括 Gibbs 自由能(Geh)、弹性能(尽e)和不可逆的能量( & ) ;上 标 “+ ”与 “- ”分别代表加热和冷却过程。箭头表示随晶粒尺寸减小，热力学参量的增加或减小。冷却过程中，尽e 和 £ ir均阻碍正相变， 加热过程中，^ 促进逆相变，而 & 阻碍逆相变，G M+ = G = +EK - E h 。匕 增 加 将 会 导 致 G M+与 增 加 ，最 终 使 R 相与 M 相之间的转变温度下降。另一方面,& 增加则 会导 致G M+增 加 与 G M—下降，使严 M 降 低 而 严 R增大。^ 和 & 对 G M_的共同作用的结果是r R.M 随晶粒尺寸减小而下降,尽6和 & 对 G M+的相反作用导致7 ^ &几乎保持不变。