本發(fā)明涉及金屬材料技術領域，特別涉及一種ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金及其制備方法。

背景技術：

航空航天工業(yè)發(fā)展中，飛行器的結構減重可帶來極其可觀的收益，因此設計師一直致力于飛行器質(zhì)量的輕量化?，F(xiàn)代非金屬基復合材料具有高的比剛度和比強度，已成為現(xiàn)代飛行器首選結構材料之一。例如，一枚小型洲際導彈彈頭，減重1kg，在有效載荷不變的情況下射程將增加15km。對于國際通信衛(wèi)星v號而言，其中心承力筒鋁合金改為復合材料結構，可減重9kg，僅此一項可使衛(wèi)星增加2000條通信線路，運行期間可增加盈利3000萬美元，相當于330萬美元的收益。

形狀記憶合金是一類具有形狀記憶效應和超彈性的結構功能一體化材料，在航空航天領域有著廣泛的應用，其中最為成功的應用是作為連接件，包括管接頭和緊固鉚釘?shù)?。利用其形狀記憶特性，可以實現(xiàn)非金屬基復合材料的均載連接，避免沖擊振動引起構件破壞。目前，記憶合金連接件常用的是tini合金。但是tini合金的密度較大(約6.9g/cm³)，大量應用將顯著降低火箭的有效載荷；同時，tini合金屈服強度較低，使用時容易發(fā)生形變。隨著航天領域?qū)Y構減重的迫切需求，開發(fā)具有高強度的新型輕質(zhì)記憶合金已成為相關領域研究熱點。

ti-v-al合金是一種輕質(zhì)記憶合金，其密度僅為4.5g/cm³，與純鈦相當，在航空航天領域具有廣泛的應用前景。但其強度與tini合金相近且記憶效應不夠好，無法達到航空航天對高性能材料的使用要求。

技術實現(xiàn)要素：

本發(fā)明的目的在于提供一種ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金的制備方法。本發(fā)明提供的制備方法制備得到的ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金具有高強度和高恢復率。

本發(fā)明提供了一種ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金的制備方法，所述ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金的成分為(ti-13v-3al)100-nxn，其中，x為釔、鈰和硼中的一種，0.01≤n≤1；

所述ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金的制備包括以下步驟：

(1)按照ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金的成分將原料熔煉，得到鑄態(tài)合金；

(2)將所述步驟(1)得到的鑄態(tài)合金熱軋，得到熱軋態(tài)合金；

(3)將所述步驟(2)得到的熱軋態(tài)合金固溶處理，得到均勻化合金；

(4)將所述步驟(3)得到的均勻化合金冷軋，得到冷軋態(tài)合金；

(5)將所述步驟(4)得到的冷軋態(tài)合金淬火，得到ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金。

優(yōu)選的，所述步驟(1)中熔煉的溫度為1750～1900℃，熔煉的時間為15～30min。

優(yōu)選的，所述步驟(2)中熱軋的開軋溫度為850～950℃，終軋溫度為750～800℃。

優(yōu)選的，所述步驟(2)中熱軋的道次變形量為5～7％，總變形量為70～90％。

優(yōu)選的，所述步驟(3)中固溶處理的溫度為850～950℃，固溶處理的時間為25～35min。

優(yōu)選的，所述步驟(4)中冷軋的道次變形量為5～7％，總變形量為60～80％。

優(yōu)選的，所述步驟(5)中淬火的溫度為850～950℃，淬火溫度下的保溫時間為1.5～2.5h。

本發(fā)明還提供了上述技術方案所述制備方法制備的ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金，所述ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金晶粒尺寸為30～100μm。

優(yōu)選的，所述ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金的成分為(ti-13v-3al)100-nbn，0.01≤n≤0.5。

優(yōu)選的，所述ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金的成分為(ti-13v-3al)100-nyn或(ti-13v-3al)100-ncen，0.1≤n≤1。

本發(fā)明提供了一種ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金的制備方法，所述ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金的成分為(ti-13v-3al)100-nxn，其中，x為釔、鈰和硼中的一種，0.01≤n≤1；本發(fā)明按照ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金的成分將原料熔煉，然后依次經(jīng)熱軋、固溶處理、冷軋和淬火，得到ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金。本發(fā)明通過摻雜釔、鈰或硼元素，再經(jīng)熱軋、固溶處理、冷軋和淬火處理，細化了晶粒尺寸，且產(chǎn)生了第二相，增強了合金的滑移臨界應力，使合金抵御不可恢復應變的能力增強，從而提高了合金強度和恢復率。實驗結果表明，本發(fā)明提供的制備方法制備的ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金與未摻雜時相比，斷裂強度最大可提高20％，可恢復應變提高10％以上。

附圖說明

圖1為實施例1～4和對比例1中均勻化合金的xrd圖；

圖2為對比例1和實施例4中制備的ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金的顯微組織圖；其中，圖2a)為對比例1，圖2b)為實施例4；

圖3為實施例1～4和對比例1中制備的ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金的應力應變曲線；

圖4為實施例1～3和對比例1中制備的ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金的室溫拉伸變形量為6％時應變曲線；

圖5為實施例5～7和對比例1和2中均勻化合金的xrd圖；

圖6為實施例5～8和對比例1中制備的ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金的應力應變曲線；

圖7為實施例5～8和對比例2中制備的ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金的抗拉強度曲線；

圖8為實施例5～8和對比例2中制備的ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金的斷裂延伸率曲線；

圖9為實施例5～8和對比例1和2中制備的ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金的可恢復應變曲線；

圖10為實施例9和對比例1中制備的ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金的應力應變曲線。

具體實施方式

本發(fā)明提供了一種ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金的制備方法，所述ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金的成分為(ti-13v-3al)100-nxn，其中，x為釔、鈰和硼中的一種，0.01≤n≤0.5；

所述ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金的制備包括以下步驟：

(1)按照ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金的成分將原料熔煉，得到鑄態(tài)合金；

(2)將所述步驟(1)得到的鑄態(tài)合金熱軋，得到熱軋態(tài)合金；

(3)將所述步驟(2)得到的熱軋態(tài)合金固溶處理，得到均勻化合金；

(4)將所述步驟(3)得到的均勻化合金冷軋，得到冷軋態(tài)合金；

(5)將所述步驟(4)得到的冷軋態(tài)合金淬火，得到ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金。

在本發(fā)明中，所述ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金的成分為(ti-13v-3al)100-nxn，其中，x為釔、鈰和硼中的一種，0.01≤n≤1。在本發(fā)明中，當所述x為硼時，所述n的取值優(yōu)選為0.01≤n≤0.5，更優(yōu)選為0.05≤n≤0.3。在本發(fā)明中，當所述x為釔或鈰時，所述n的取值優(yōu)選為0.1≤n≤1，更優(yōu)選為0.2≤n≤0.8。在本發(fā)明的實施例中，所述ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金的成分可具體為(ti-13v-3al)99.99b0.01、(ti-13v-3al)99.95b0.05、(ti-13v-3al)99.9b0.1、(ti-13v-3al)99.5b0.5、(ti-13v-3al)99.9y0.1、(ti-13v-3al)99.8y0.2、(ti-13v-3al)99.5y0.5、(ti-13v-3al)99y1、(ti-13v-3al)99.9ce0.1、(ti-13v-3al)99.8ce0.2、(ti-13v-3al)99.5ce0.5或(ti-13v-3al)99ce1。

本發(fā)明按照ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金的成分將原料熔煉，得到鑄態(tài)合金。本發(fā)明對所述原料的種類沒有特殊的限定，采用本領域技術人員熟知的用于鈦合金熔煉的原料即可。在本發(fā)明中，所述原料優(yōu)選包括純鈦、純鋁和釩，以及釔、鈰和硼中的一種。在本發(fā)明中，所述純鈦、純鋁、釩、釔、鈰和硼的純度優(yōu)選獨立地為99.99wt％以上。

本發(fā)明對所述熔煉的操作沒有特殊的限定，采用本領域技術人員熟知的鈦合金熔煉的技術方案即可。在本發(fā)明中，所述熔煉優(yōu)選為電弧熔煉；所述熔煉的溫度優(yōu)選為1750～1900℃，更優(yōu)選為1800～1850℃；所述熔煉的時間優(yōu)選為15～30min，更優(yōu)選為20～25min。為保證合金成分的均勻性，在本發(fā)明中，所述熔煉優(yōu)選為反復翻轉(zhuǎn)熔煉4～6次，每次熔煉3～5min。在本發(fā)明中，所述熔煉優(yōu)選在惰性氣體保護下進行；所述惰性氣體優(yōu)選為氬氣。

得到鑄態(tài)合金后，本發(fā)明將所述鑄態(tài)合金熱軋，得到熱軋態(tài)合金。在本發(fā)明中，所述熱軋的開軋溫度優(yōu)選為850～950℃，更優(yōu)選為880～920℃，最優(yōu)選為890～910℃；所述熱軋的終軋溫度優(yōu)選為750～800℃，更優(yōu)選為760～790℃，最優(yōu)選為770～780℃。在本發(fā)明中，所述熱軋的道次變形量優(yōu)選為5～7％，更優(yōu)選為5.5～6.5％；所述熱軋的總變形量優(yōu)選為70～90％，更優(yōu)選為75～85％，最優(yōu)選為80％。在本發(fā)明中，所述熱軋在合金內(nèi)部引入適當?shù)淖冃瘟骶€，并為冷軋到最終合適尺寸提供工藝窗口。

本發(fā)明優(yōu)選在每道次熱軋后，進行保溫，然后進行下一道次熱軋。在本發(fā)明中，所述道次間保溫的溫度優(yōu)選獨立地為850～950℃，更優(yōu)選獨立地為880～920℃；所述道次間保溫的時間優(yōu)選獨立地為4～6min。在本發(fā)明中，所述道次間保溫能夠使合金保持在適當?shù)臏囟?，提升合金易加工性能，避免溫度下降超出終軋溫度，產(chǎn)生軋制裂紋。

得到熱軋態(tài)合金后，本發(fā)明將所述熱軋態(tài)合金固溶處理，得到均勻化合金。在本發(fā)明中，所述固溶處理的溫度優(yōu)選為850～950℃，更優(yōu)選為880～920℃，最優(yōu)選為890～910℃；所述固溶處理的時間優(yōu)選為25～35min，更優(yōu)選為28～32min。在本發(fā)明中，所述固溶處理的冷卻方式優(yōu)選為冰水混合物冷卻。在本發(fā)明中，所述固溶處理能夠進一步消除熱軋變形過程中的變形組織和應變流線，獲得均勻的組織結構，從而提高合金的冷變形性能。

得到均勻化合金后，本發(fā)明將所述均勻化合金冷軋，得到冷軋態(tài)合金。在本發(fā)明中，所述冷軋的道次變形量優(yōu)選為5～7％，更優(yōu)選為5.5～6.5％；所述冷軋的總變形量優(yōu)選為60～80％，更優(yōu)選為65～75％。在本發(fā)明中，所述冷軋可以引入適當密度的位錯，獲得位錯強化，提高基體合金強度，并獲得需要的最終尺寸。

冷軋完成后，本發(fā)明優(yōu)選將所述冷軋的產(chǎn)物進行清洗，得到冷軋態(tài)合金。在本發(fā)明中，所述清洗優(yōu)選為超聲清洗；所述超聲的頻率優(yōu)選為40～100khz，更優(yōu)選為60～80khz；所述超聲的時間優(yōu)選為10～20min，更優(yōu)選為14～16min；所述清洗的溶劑優(yōu)選為丙酮。在本發(fā)明中，所述超聲選用較高頻率能夠保證獲得良好的構件表面質(zhì)量。

得到冷軋態(tài)合金后，本發(fā)明將所述冷軋態(tài)合金淬火，得到ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金。在本發(fā)明中，所述淬火的溫度優(yōu)選為850～950℃，更優(yōu)選為880～920℃，最優(yōu)選為890～910℃；所述淬火溫度下的保溫時間優(yōu)選為1.5～2.5h，更優(yōu)選為1.8～2.2h。在本發(fā)明中，所述淬火優(yōu)選在真空條件下進行；所述真空的真空度優(yōu)選為0.9～1.1×10^-3pa。在本發(fā)明中，所述淬火的冷卻方式優(yōu)選為冰水混合物冷卻。在本發(fā)明中，所述淬火的高冷速能夠使高溫時合金組織的高有序度保留下來。

本發(fā)明還提供了上述技術方案所述制備方法制備的ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金，所述ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金晶粒尺寸為30～100μm，優(yōu)選為50～80μm，更優(yōu)選為60～70μm。在本發(fā)明中，所述ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金的成分優(yōu)選為(ti-13v-3al)100-nbn，0.01≤n≤0.5。在本發(fā)明中，所述ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金的成分優(yōu)選為(ti-13v-3al)100-nyn或(ti-13v-3al)100-ncen，0.1≤n≤1。

為了進一步說明本發(fā)明，下面結合實施例對本發(fā)明提供的ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金及其制備方法進行詳細地描述，但不能將它們理解為對本發(fā)明保護范圍的限定。

實施例1:

合金成分：(ti-13v-3al)99.99b0.01；

采用純度為99.99wt.％的高純鈦、99.99wt.％的v、99.99wt.％的al，99.99wt.％的b為原料；

使用高真空電弧熔煉爐熔煉，在真空抽至5×10^-3pa后，以氬氣保護狀態(tài)下制備；為保證合金成分的均勻性，每個鑄錠被反復翻轉(zhuǎn)熔煉六次，每次熔煉3min，熔煉時采用電弧攪拌，每個鑄錠質(zhì)量為40g左右；得到鑄態(tài)合金；

將鑄錠加熱到900℃下開始熱軋，開軋溫度900℃，終軋溫度780℃，每道次熱軋變形量7％，每次熱軋后均放入爐子中，在900℃保溫5min；取出，繼續(xù)熱軋，從爐中取出到熱軋開始時時間間隔不超過3秒；經(jīng)多次熱軋至5mm厚，總變形量為70％，將表面缺陷用砂紙打磨干凈；得到熱軋態(tài)合金；

在900℃下固溶處理30min，淬入溫度為0℃的冰水混合物中，以實現(xiàn)成分均勻化；得到均勻化合金；

隨后在室溫進行冷軋，冷軋道次變形量為5％，總變形量為70％；冷軋至1.5mm；將軋好的合金放入丙酮溶液中，采用超聲波清洗；得到冷軋態(tài)合金；

封入真空度為10^-3pa的石英管中，在900℃保溫2小時后淬入冰水中，得到ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金。

實施例2:

合金成分：(ti-13v-3al)99.95b0.05；

采用純度為99.99wt.％的高純鈦、99.99wt.％的v、99.99wt.％的al，99.99wt.％的b為原料；

使用高真空電弧熔煉爐熔煉，在真空抽至5×10^-3pa后，以氬氣保護狀態(tài)下制備；為保證合金成分的均勻性，每個鑄錠被反復翻轉(zhuǎn)熔煉六次，每次熔煉3min，熔煉時采用電弧攪拌，每個鑄錠質(zhì)量為40g左右；得到鑄態(tài)合金；

將鑄錠加熱到900℃下開始熱軋，開軋溫度900℃，終軋溫度780℃，每道次熱軋變形量7％，每次熱軋后均放入爐子中，在950℃保溫5min；取出，繼續(xù)熱軋，從爐中取出到熱軋開始時時間間隔不超過3秒；經(jīng)多次熱軋至5mm厚，總變形量為70％，將表面缺陷用砂紙打磨干凈；得到熱軋態(tài)合金；

在900℃下固溶處理30min，淬入溫度為0℃的冰水混合物中，以實現(xiàn)成分均勻化；得到均勻化合金；

隨后在室溫進行冷軋，冷軋道次變形量為5％，總變形量為70％；冷軋至1.5mm；將軋好的合金放入丙酮溶液中，采用超聲波清洗；得到冷軋態(tài)合金；

封入真空度為10^-3pa的石英管中，在900℃保溫2小時后淬入冰水中，得到ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金。

實施例3:

合金成分：(ti-13v-3al)99.9b0.1；

采用純度為99.99wt.％的高純鈦、99.99wt.％的v、99.99wt.％的al，99.99wt.％的b為原料；

使用高真空電弧熔煉爐熔煉，在真空抽至5×10^-3pa后，以氬氣保護狀態(tài)下制備；為保證合金成分的均勻性，每個鑄錠被反復翻轉(zhuǎn)熔煉六次，每次熔煉3min，熔煉時采用電弧攪拌，每個鑄錠質(zhì)量為40g左右；得到鑄態(tài)合金；

將鑄錠加熱到900℃下開始熱軋，開軋溫度900℃，終軋溫度780℃，每道次熱軋變形量7％，每次熱軋后均放入爐子中，在900℃保溫5min；取出，繼續(xù)熱軋，從爐中取出到熱軋開始時時間間隔不超過3秒；經(jīng)多次熱軋至5mm厚，總變形量為70％，將表面缺陷用砂紙打磨干凈；得到熱軋態(tài)合金；

在900℃下固溶處理30min，淬入溫度為0℃的冰水混合物中，以實現(xiàn)成分均勻化；得到均勻化合金；

隨后在室溫進行冷軋，冷軋道次變形量為5％，總變形量為70％；冷軋至1.5mm；將軋好的合金放入丙酮溶液中，采用超聲波清洗；得到冷軋態(tài)合金；

封入真空度為10^-3pa的石英管中，在900℃保溫2小時后淬入冰水中，得到ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金。

實施例4:

合金成分：(ti-13v-3al)99.5b0.5；

按照實施例3的方法制備得到ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金。

實施例5:

合金成分：(ti-13v-3al)99.9y0.1；

采用純度為99.99wt.％的高純鈦、99.99wt.％的v、99.99wt.％的al，99.99wt.％的b，99.99wt.％的y為原料；

按照實施例3的方法，熱軋到5mm后，冷軋到2mm，冷軋總變形量60％，制備得到ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金。

實施例6:

合金成分：(ti-13v-3al)99.8y0.2；

采用純度為99.99wt.％的高純鈦、99.99wt.％的v、99.99wt.％的al，99.99wt.％的b，99.99wt.％的y為原料；

按照實施例5的方法制備得到ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金。

實施例7:

合金成分：(ti-13v-3al)99.5y0.5；

采用純度為99.99wt.％的高純鈦、99.99wt.％的v、99.99wt.％的al，99.99wt.％的b，99.99wt.％的y為原料；

按照實施例5的方法制備得到ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金。

實施例8:

合金成分：(ti-13v-3al)99y1；

采用純度為99.99wt.％的高純鈦、99.99wt.％的v、99.99wt.％的al，99.99wt.％的b，99.99wt.％的y為原料；

按照實施例5的方法制備得到ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金。

實施例9:

合金成分：(ti-13v-3al)99ce1；

采用純度為99.99wt.％的高純鈦、99.99wt.％的v、99.99wt.％的al，99.99wt.％的b，99.95wt的ce為原料；

按照實施例5的方法制備得到ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金。

對比例1:

合金成分：ti-13v-3al；

按照實施例3的制備方法制備得到ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金。

對比例2:

合金成分：(ti-13v-3al)98y2；

按照實施例5的制備方法制備ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金。

對實施例1～4和對比例1中均勻化合金進行xrd測試，得到結果如圖1所示。從圖1可以看出，(ti-13v-3al)99.5b0.5合金與ti-13v-3al相比于方塊符號處出現(xiàn)了一個新峰，此峰為第二相的衍射峰，峰高較小的可能是第二相相較基體合金而言含量較少導致的。

對比例1和實施例4中制備的ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金的顯微組織圖如圖2所示，其中，圖2a)為對比例1，圖2b)為實施例4。從圖2可以看出，合金的晶粒尺寸由295μm下降到了68μm左右，b的摻雜顯著減小了合金的晶粒尺寸，而晶粒的細化也必然引起合金力學性能的提升。

實施例1～4和對比例1中制備的ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金的應力應變曲線如圖3所示。從圖3可以看出，應力應變曲線主要分為兩部分，彈性變形階段和均勻變形階段，均勻變形階段分為馬氏體再取向及塑性變形階段，b元素的摻雜顯著提升了合金的力學性能，屈服強度由580mpa逐漸上升到了820mpa，相比于tini合金的200mpa更有了較大幅度的提升。

實施例1～3和對比例1中制備的ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金的室溫拉伸變形量為6％時應變曲線如圖4所示。從圖4可以看出，對比例1和實施例1～3中合金的回復率分別為61.4％，62.83％,69.2％，83.5％，合金的回復率隨b含量的增多而逐漸增加，這是因為第二相的生成及晶粒的細化增強了合金的滑移臨界應力，合金抵御不可恢復應變的能力增強導致的。

實施例5～7和對比例1和2中均勻化合金的xrd圖如圖5所示。從圖5可以看出，對比例1和實施例5～8中的均勻化合金都存在(110)(002)(111)(220)四個晶面的衍射峰，除對比例2中的合金以外還都存在(022)衍射峰，可以說明對比例1和實施例5～8中的均勻化合金室溫下都是正交結構的α″馬氏體相；合金經(jīng)過固溶處理發(fā)生了由β相向α″相的轉(zhuǎn)變，當y含量為0.2at％時開始有第二相的峰出現(xiàn)，如圖中標有▽的位置所示，當y含量增加到2at％時合金中第二相含量增加。

實施例5～8和對比例1中制備的ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金的應力應變曲線如圖6所示。從圖6可以看出，y元素的摻雜顯著提升了合金的力學性能，屈服強度由580mpa逐漸上升到了710mpa，相比于tini合金的200mpa更有了較大幅度的提升。

實施例5～8和對比例2中制備的ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金的抗拉強度曲線如圖7所示。從圖7可以看出，合金的斷裂強度隨y含量增加呈先上升再下降的趨勢，在y含量為1at％時達到最大，達到912mpa。

實施例5～8和對比例2中制備的ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金的斷裂延伸率曲線如圖8所示。從圖8可以看出，合金的斷裂延伸率隨y含量同樣呈先上升后下降的趨勢，在y含量為1at％時達到最大，達到17.68％。

實施例5～8和對比例1和2中制備的ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金的可恢復應變曲線如圖9所示。從圖9可以看出，y的摻雜大幅提高了ti-v-al合金的形狀記憶效應，在相同變形量下，合金的均在y摻雜量為1at％時達到最大值，提升幅度約為10％；應變量為3.5％時可恢復應變由3.02％增長到了3.41％(提高10％)，回復率由88.4％增長到了97.5％(提高約10％)；應變量為6％時可恢復應變由y含量為ti-13v-3al的4.8％增長到了5.4％，回復率由82.8％增長到了94.4％。

實施例9和對比例1中制備的ti-v-al基輕質(zhì)記憶合金的應力應變曲線如圖10所示。從圖10可以看出，ce的加入有效提升了合金的屈服強度，使合金基體得到了強化。

由以上對比例和實施例可以看出，本發(fā)明提供的制備方法可顯著細化ti-13v-3al的晶粒尺寸，提高ti-13v-3al高溫記憶合金的力學性能及形狀記憶效應，通過適當?shù)暮辖鸹瑃i-13v-3al合金的斷裂強度最大可提高20％，可恢復應變提高10％以上，顯示出良好的力學性能和記憶效應，具有極強的應用前景。

以上所述僅是本發(fā)明的優(yōu)選實施方式，并非對本發(fā)明作任何形式上的限制。應當指出，對于本技術領域的普通技術人員來說，在不脫離本發(fā)明原理的前提下，還可以做出若干改進和潤飾，這些改進和潤飾也應視為本發(fā)明的保護范圍。