本发明涉及形状记忆合金领域，具体涉及一种提高铁锰铝镍合金形状记忆性能稳定性的方法。经过该方法处理后，铁锰铝镍合金不存在纳米β相室温时效析出现象，进而获得了稳定的形状记忆性能。
背景技术：
2011年，日本东北大学ishida等首次报道了通过时效析出与α母相共格的纳米β相（b2结构）将α⇌γ′马氏体相变从非热弹性诱发为热弹性，进而在多晶fe-34mn-15al-7.5ni（数字代表原子百分比，下同）合金中获得了大于5%的超弹性（science,2011,333:68–71）。同年，他们的专利就公开了拥有形状记忆效应和超弹性的铁锰铝镍基形状记忆合金（专利号：us8815027b2），该类合金的各元素的原子百分比含量为：mn25-42%，al12-18%，ni5-12%，余为fe和不可避免的杂质；mn25-42%，al12-18%，ni5-12%，si0.1-5%，ti0.1-5%，v0.1-5%，cr0.1-5%，co0.1-5%，cu0.1-5%，mo0.1-5%，w0.1-5%，b0.001-1%，c0.001-1%，其中si、ti、v、cr、co、cu、mo、w、b和c元素的原子百分比含量之和小于等于15%，余为fe和不可避免的杂质。铁锰铝镍基形状记忆合金可在﹣263℃至240℃的超宽温度范围内呈现超弹性，是目前所有记忆合金体系中马氏体转变临界应力对温度依赖最小的合金，仅为0.30~0.74mpa/℃。所以，铁锰铝镍基形状记忆合金展现出在多个领域应用的潜力。
目前，研究表明铁锰铝镍形状记忆合金存在纳米β相室温时效析出的现象。ozcan等发现固溶态fe-34mn-15al-7.5ni合金室温放置30天后，纳米β相不仅数量增加而且平均尺寸从5.6nm增加至7.1nm，再在室温放置30天后纳米β相的分布仍在变化；同时，甚至通过200℃×3h预先时效的方法也不能避免纳米β相室温时效析出（scriptamater.,2018,142:153–157）。值得指出的是，铁锰铝镍形状记忆合金的马氏体相变和记忆性能主要由纳米β相的析出特征所决定。而纳米β相的室温时效析出会导致铁锰铝镍形状记忆合金的记忆性能随着室温放置时间的延长而变化，甚至出现记忆性能消失的极端情况。上述情况在工程实际应用中是不允许发生的。综上，目前铁锰铝镍形状记忆合金存在纳米β相室温时效析出的问题，这就导致铁锰铝镍形状记忆合金很难获得稳定的形状记忆性能。
技术实现要素：
针对现有技术存在的问题，本发明提供一种抑制纳米β相室温时效析出进而提高铁锰铝镍合金形状记忆性能稳定性的方法。
在铁锰铝镍合金中，纳米β相与α母相共格，所以时效热处理时纳米β相以弥散的方式析出。然而，正是这种弥散析出的方式使得纳米β相的形核长大不受控制。本发明通过研究发现：首先在α母相内引入均匀分布的高密度β相形核核心；然后在后续热处理中让β相形核核心充分长大，使得α母相中β相形成元素的含量低于β相析出的临界值；同时，由于高密度β相形核核心在α母相中均匀分布，纳米β相充分长大后的尺寸仍小于形状记忆性能恶化的临界尺寸；最终，纳米β相室温时效现象被抑制，铁锰铝镍合金形状记忆性能的稳定性得到保障。
本发明适用的铁锰铝镍合金的各元素的原子百分比含量为：mn25-42%，al12-18%，ni4-10%，余为fe和不可避免的杂质。方法的具体步骤如下：（1）将所述铁锰铝镍合金先在1150℃至1300℃处理10分钟至10小时，随后淬火在液态淬火介质中。该步骤的目的和效果是抑制热处理后淬火过程中纳米β相的析出和长大。（2）将步骤（1）处理后的合金在室温下拉压循环变形不低于100次。该步骤的目的和效果是通过拉压循环变形在α母相中均匀引入大量空位，从而促进室温下原子的扩散，进而形成均匀分布的高密度β相形核核心，并且保障后续热处理后纳米β相的尺寸仍小于形状记忆性能恶化的临界尺寸。（3）最后将步骤（2）处理后的合金在50℃至200℃处理1小时至24小时。该步骤的目的和效果是通过热处理让纳米β相的形核核心充分长大，使得α母相中β相形成元素的含量低于β相析出的临界值，最终抑制纳米β相室温时效析出。此外，该步骤还能消除拉压循环变形时可能引入的γ′马氏体，从而保障合金拥有优良的形状记忆性能。
步骤（1）中所述液态淬火介质为水或盐水或碱水或液态金属。上述液态淬火介质中液态金属冷却速度最快。所以，为了完全抑制纳米β相淬火过程的析出长大，液态淬火介质最好选择液态金属，并且液态金属的温度≤200℃。步骤（2）中拉压循环变形时拉伸和压缩变形量均不超过3%，最好是拉压循环变形时拉伸和压缩变形量为1%~2%。上述拉压循环变形由疲劳试验机完成。由于应力过高将导致合金中残余不能逆转变的γ′马氏体，导致形状记忆性能恶化，所以拉压循环变形时拉应力和压应力最好均不超过500mpa。
本发明有益效果是：（1）抑制了铁锰铝镍合金中纳米β相的室温时效析出；（2）提高了铁锰铝镍合金形状记忆性能的稳定性。
具体实施方式
下面结合实施例对本发明作进一步说明。值得指出的是，给出的实施例不能理解为对本发明保护范围的限制，该领域的技术熟练人员根据上述本发明的内容对本发明做出的一些非本质的改进和调整仍应属于本发明保护范围。
实施例1
本实施例选择的铁锰铝镍合金的各元素的原子百分比为：mn37.3%，al15.1%，ni8.6%，余为fe和不可避免的杂质。具体处理步骤如下：（1）将上述铁锰铝镍合金先在1200℃处理3小时，随后淬火在温度为50℃的液态金属中；（2）将步骤（1）处理后的合金在室温下拉压循环变形1000次，拉伸和压缩变形量均为0.5%；（3）最后将步骤（2）处理后的合金在100℃处理10小时。经上述处理的合金在室温放置180天前后应力诱发马氏体临界应力和形状记忆性能没有变化，说明不存在纳米β相室温时效析出，合金的形状记忆性能稳定。
实施例2
本实施例选择的铁锰铝镍合金的各元素的原子百分比为：mn36.5%，al14.7%，ni7.1%，余为fe和不可避免的杂质。具体处理步骤如下：（1）将上述铁锰铝镍合金先在1200℃处理2小时，随后淬火在温度为60℃的液态金属中；（2）将步骤（1）处理后的合金在室温下拉压循环变形800次，拉伸和压缩变形量均为1%；（3）最后将步骤（2）处理后的合金在150℃处理8小时。经上述处理的合金在室温放置180天前后应力诱发马氏体临界应力和形状记忆性能没有变化，说明不存在纳米β相室温时效析出，合金的形状记忆性能稳定。
实施例3
本实施例选择的铁锰铝镍合金的各元素的原子百分比为：mn34.5%，al13.9%，ni6.2%，余为fe和不可避免的杂质。具体处理步骤如下：（1）将上述铁锰铝镍合金先在1200℃处理1小时，随后淬火在温度为60℃的液态金属中；（2）将步骤（1）处理后的合金在室温下拉压循环变形600次，拉伸和压缩变形量均为1.5%；（3）最后将步骤（2）处理后的合金在180℃处理6小时。经上述处理的合金在室温放置180天前后应力诱发马氏体临界应力和形状记忆性能没有变化，说明不存在纳米β相室温时效析出，合金的形状记忆性能稳定。
实施例4
本实施例选择的铁锰铝镍合金的各元素的原子百分比为：mn35.3%，al16.7%，ni4.9%，余为fe和不可避免的杂质。具体处理步骤如下：（1）将上述铁锰铝镍合金先在1200℃处理1小时，随后淬火在温度为70℃的液态金属中；（2）将步骤（1）处理后的合金在室温下拉压循环变形400次，拉伸和压缩变形量均为1.5%；（3）最后将步骤（2）处理后的合金在200℃处理4小时。经上述处理的合金在室温放置180天前后应力诱发马氏体临界应力和形状记忆性能没有变化，说明不存在纳米β相室温时效析出，合金的形状记忆性能稳定。
实施例5
本实施例选择的铁锰铝镍合金的各元素的原子百分比为：mn35.9%，al15.2%，ni3.4%，余为fe和不可避免的杂质。具体处理步骤如下：（1）将上述铁锰铝镍合金先在1200℃处理1小时，随后淬火在温度为80℃的液态金属中；（2）将步骤（1）处理后的合金在室温下拉压循环变形100次，拉伸和压缩变形量均为3%；（3）最后将步骤（2）处理后的合金在200℃处理2小时。经上述处理的合金在室温放置180天前后应力诱发马氏体临界应力和形状记忆性能没有变化，说明不存在纳米β相室温时效析出，合金的形状记忆性能稳定。