文/知知都知道

编辑/知知都知道

MnCu合金具有高阻尼性能，以及优良的强度和塑性，适量添加Al元素会提高MnCu合金的耐蚀性 ，MnCuAl合金在船舶、轨道交通、仪器制造等领域的减振降噪材料中极具发展前景 ，高阻尼MnCuAl合金与430不锈钢（SS）的高强度连接，能够使两种材料的性能实现优势互补， 对于拓宽MnCuAl合金的工程应用具有重要意义 。

通过应用 热作用、机械载荷和磁场 来确保各种合金中的热弹性马氏体转变 (TMT)，从而实现各种关键的物理现象，单次和迭代可逆形状记忆效应（SME）、巨大的超弹性以及巨大的弹力、磁热和阻尼效应等现象将所谓的智能或智能材料分为一类特定的实际重要的结构多功能材料。

当前工程技术发展阶段，需要这种智能材料，能够在不同温度、力等实际重要条件下，特别是在大尺寸状态下使用，除二元钛镍化物外，这些材料的低塑性和脆性不允许在多晶态下实现这些独特的效果，优化合金化以及开发不同多晶SME材料的塑化方法和技术以确保其多方面的工业应用的任务变得越来越重要，但在实践中尚未得到解决。

在常见的粗晶（CG）多晶态情况下，这些合金的特点是塑性、断裂强度和疲劳寿命非常低，这一事实不允许单晶固有的 SME 得以实现，铜β合金例如Cu-Al-Ni、Cu-Zn-Al和Cu-Zn-Sn，与钛等材料相比， 具有成本更低、导热性、导电性和加工性更好的特点镍化物 ，这些单晶状态的合金表现出优异的SME特性。

TMT 的高弹性各向异性导致马氏体包的连接处产生很大的弹性应力， 特别是在晶界处，合金晶粒越粗，应力值及其在边界处的局部化就越高， 晶间断裂的具体原因是铜合金的弹性常数A = C 44 / C '（12-13个单位）的高各向异性， 相对于TMT而言是亚稳态的，弹性常数为1-2具有低弹性常数的各向同性塑性钛镍化物。

这些粗晶合金中的化学偏析和异质分解加剧了塑性的下降，在低于共析分解边界 (T ed ) 的温度接近840 K ，晶间脆性是阻碍SME合金实际应用的关键原因之一，铜 SME 合金脆化中的作用可能会减弱，但代价是严重塑性变形 (SPD) 期间晶粒尺寸急剧减小，因此边界长度增加，还采用其他各种方法来细化合金的晶粒结构， 包括应用合金添加剂、热处理、快速淬火、粉末冶金和其他 ，通常被发现是无效的。

使用高纯度 Cu、Al 和 Ni（纯度为 99.99%）熔化标称成分为 Сu–14 wt % Al–3 wt % Ni 的合金，并进行热熔在 1173~1273 К 下锻造，形成截面为 20 × 20 mm 的棒材，并在 1223 К 保温 10 分钟后从 1223 К 水淬，许多样品在加热 30 分钟后也从 1273 К 开始反复水淬， 为了细化晶粒结构 ，使用了 6 MPa 高压下的扭转 SPD。

短期HPT在1073К下进行10秒，TMT 温度是在以 5 К/min 的加热和冷却速率循环测量电阻率 ρ( T ) 的过程中确定的，HPT 样品以直径 20 mm、厚度 1.2 mm 的圆盘形式制备，它们的真实变形值 ( е）在经过 10 转 HPT 的样品的中半径处为 6.0，HPT 处理的样品的等时等温退火在 373–873 К（步长为 100 К）的温度范围内 进行 30 分钟 。

通过 X 射线衍射 (XRD) 分析、透射电子显微镜（分别为 TEM 和 SEM）以及背散射电子衍射 (BSED) 研究合金在 室温下变形和随后退火的结构和相组成模式 。

使用单色 Cu 进行 XRD 分析 Kα辐射，使用了俄罗斯科学院乌拉尔分院金属物理研究所协作访问中心提供的以下设备：Tecnai G 2 30 透射电子显微镜（在 300 kV 加速电压下工作）和 Quanta 200扫描仪配备 Pegasus 分析系统的电子显微镜 （加速电压为 30 kV）。

乌法国立航空技术大学对长 10.0 毫米、厚 0.25 毫米、宽 1.0 毫米、标距长度 4.5 毫米的扁平样品（位于初始盘的中半径处）进行了拉伸测试，测试前，用金刚石研磨膏对样品表面进行抛光。

使用 Fischione 1010 IonMill 装置制备直径 3 mm 的薄箔，并在样品的中间半径处切割圆盘，并使用 Metaserv 250 机器进行研磨。

维氏显微硬度（HV）是 使用配备金字塔形金刚石压头的 Micromet 5101 测试仪 在 1 N 负载下测量的。

先前的研究结果表明，热锻造可以使晶粒尺寸细化至0.5-1毫米，合金棒随后在空气中冷却会导致分解 β → β 1 + γ 2（在高于T ed 的温度，接近 840 К）和共析分解 β 1 → α + γ 2（在低于 T ed 的温度）T ed )，α 相具有 fcc 晶格，γ 2相基于 Cu 9 Al 4金属间化合物并具有立方晶格 ( D 0 3 ) ，热锻后合金的淬火可防止共析分解。

在共析温度和TMT开始温度（M s）以上，β奥氏体经历两次“无序-有序”转变（β → β 2 ( B 2) → β 1 ( D 0 3 )）， 这确保马氏体继承了初始原子有序奥氏体相的长程原子有序性，从而继承了其热弹性。

根据 XRD 数据，得到两个马氏体相，即 β' (18 R )（长周期单斜晶格参数为a = 0.4450、b = 0.5227、c = 3.8050 nm、β = 91.0°）和γ′1γ1′）。

室温下 10 转的 HPT 会引起形变诱导 TMT，形成三种马氏体相的混合物，例如 α、β′1β1′γ′1γ1′）展示了 TMT 磁滞回线形状和 TMT 温度的变化， 这是通过两切线法确定的，该数据与相组成的 XRD 数据一致。

经过 10 转 HPT 的合金显微组织的明场和暗场 TEM 图像进行定量分析表明，最常见的随机取向结构碎片的尺寸在 10 至 80 nm 之间变化，平均等于 30 nm 。

可以看出，最粗碎片的特征是存在层状纳米孪晶，电子衍射图谱的处理表明，合金中获得的纳米晶结构主要包括β′1β1′γ′1γ1′。

退火温度对 HPT 加工合金微观结构影响的 SEM 研究表明：373 和 473 К 的退火不会导致 HPT 产生的 UFG 马氏体结构发生明显的尺寸和形态变化，573 至 873 К 温度下的退火 保证了合金中球状晶粒的生长。

在较粗的再结晶晶粒的背景下，主要是小晶粒-微晶，通过强烈的变形对比而被标记出来，并且尺寸几乎保持不变。〈d g〉接近100 nm，应该指出的是，在这种情况下， 电子衍射图案中的反射具有连续环分布的特征。

观察到的结构取向和形态特征表明，HPT 后回复奥氏体和马氏体相继承了低角度和高角度边界，这些相存在于 TMT 后室温下的残余 β 1相中。〈d g〉接近150 nm，晶粒-微晶保持圆形，其边界保持弯曲。

结构中仍然存在高密度的缺陷，在 673-873 К 退火的 HPT 处理合金的电子衍射图中，点缺陷分布已经不太均匀，这表明 合金中存在大量随机取向的球状晶粒-微晶 。

根据TEM数据， 退火温度升高至673 К导致β 1奥氏体几乎完全初次再结晶 ，并在均匀的UFG奥氏体成分中形成(β 1 + α + γ 2 )三相结构。

在较高的等时退火温度，即 773 K 时，在 β 1奥氏体中形成的 < d з > 接近 350 nm的 α 和 γ 2相球体 发生更活跃的粗化。

在873К退火后，β 1和γ 2相的< d з >接近400 nm，在这种情况下，(β 1 + γ 2 )双相结构的晶粒-晶界图像变得更加清晰，并且在马氏体中观察到孪晶对比，电子衍射图中的“尖锐”点反射表明由沉淀相和马氏体形成的 UFG 结构中的内应力和界面畸变显着松弛。

从高于A f 的温度（473 至 873 К）开始的等时退火会导致HPT 加工的 Cu 中β 1 ( D 0 3 ) 奥氏体再结晶，14Al-3Ni合金并形成足够均匀的UFG结构；在这种情况下， 晶粒尺寸分别从 30 nm 增加到 400 nm。

从 373–473 К 的低温（低于 M s）退火开始，此时 HPT 处理的合金经历了 部分马氏体分解 ，并伴随着细小的 γ 2相颗粒的析出，相的反射为存在于 X 射线和电子衍射图中，即在 573–773 К 退火后，由于奥氏体共析 (α + γ 2 )分解，

在 873 К 退火后，由于先共析 (β 1 + γ 2 )）分解，当在退火过程中保留基体β 1 -奥氏体相时（这发生在使用条件的情况下），在随后的冷却过程中发生TMT。

给出了在 HPT 处理的 Cu-14Al-3Ni 合金圆盘中心半径处测得的显微硬度HV作为退火温度的函数，HPT处理的Cu-14Al-3Ni合金在573 К退火后， 显微硬度HV达到最大值 ，从1223 K单次淬火后可达5850 MPa，从1273 K反复淬火后可达5550 MPa。

反复淬火 保证了更好的显微硬度 ，与单次淬火后相比，合金固溶体均匀化，导致显微硬度（HV ）值略低），值得注意的是，经过HPT后，显微硬度比初始淬火状态的硬度增加了1000 MPa，经过 HPT 处理的合金的显微硬度增加的趋势在使用退火后也仍然存在。

Cu-14Al-3Ni合金的室温拉伸试验结果表明， 淬火CG合金的极限强度 （σ u）等于620 MPa，马氏体转变临界强度（σ m）等于160 MPa，伪弹性相屈服（ε m）为2%，并且相对断裂伸长率 (δ) 为 7%。

合金的反复淬火导致δ在轻微软化的情况下增加到11%，但以细晶（FG）态的形成为代价，室温下经HPT强化的UFG合金δ值降低至4%， 破坏呈脆性，且不发生颈缩 ，在这种情况下，与 CG 和 FG 合金相反（其中 ε m= 2%），相产量平台不固定。

HPT 温度升高至 423 K（比室温高 130 K）导致 Cu-14Al-3Ni 合金异常高的变形诱导强化 ，同时 δ 大幅增加，为 12 %，经过 HPT 处理的合金达到了最高的机械特性，特别是，在高相对断裂伸长率 (δ = 12%) 下，屈服应力为 1400 MPa，极限强度为 1450 MPa。

在退火温度 573 至 1073 К、退火时间 10 秒至 30 分钟的条件下进行 10 转 HPT 后，观察到合金机械行为的显着变化，从而形成了 UFG 结构。

发现亚稳态Cu-14Al-3Ni奥氏体合金在6 GPa的高压下(转数为1~10转)通过扭转产生巨塑性变形， 导致形成变形诱发的超细晶相，马氏体的晶粒结构，是其高硬度和高强度特性的原因 。

随后的短期退火确保了UFG结构的保留和合金的强化，UFG 马氏体合金在 HPT 10 转后或在 10 转后进行 1073 К 10 s 的短期退火后，获得了最高的强度（σ u 达到 1400 MPa）和改善的塑性性能（δ = 12–13% ）， HPT 温度升至 423 К (150°С) 的费用。

在低于M s 的温度下退火时，HPT处理的合金中马氏体开始异质（先共析）分解并析出富铝γ 2相， 晶粒尺寸、相组成、和马氏体的亚结构保留 。

合金在高于A f温度（570~840 К）的奥氏体状态下退火，导致 初次再结晶 ，伴随着β 1奥氏体的异质共析（α + γ 2 ）分解，同时保持均匀性UFG (β 1 + α + γ 2 ) 三联结构。

当T ed接近 840 К 时，当 γ 2纳米相沉淀时，形成 (β 1 + γ 2 ) 双链结构；在这种情况下，合金在冷却至室温期间经过TMT后达到了高显微硬度。

根据断口分析结果， UFG态合金的特征是脆性破坏 ，伴随着低角度取向差集成的纳米晶集合体的高角度边界上高度分散的撕裂凹坑。