CN107916348B - 细晶CuAlMn形状记忆合金的制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明细晶CuAlMn形状记忆合金的制备方法，涉及改变铜基合金的物理结构，步骤是：制备Al基LaScB孕育剂薄带；制备细晶CuAlMn形状记忆合金。本发明通过设计新的Al基LaScB孕育剂，利用其孕育细化的作用，制备一种在保持高阻尼特性的同时显著提高其力学性能的细晶CuAlMn形状记忆合金，克服了现有技术对铜基形状记忆合金进行晶粒细化的效果仍然不足，不能满足当今机械设备发展趋向于高速、高效、智能化和自动化要求的缺陷。

Description

细晶CuAlMn形状记忆合金的制备方法
技术领域
本发明的技术方案涉及改变铜基合金的物理结构，具体地说是细晶CuAlMn形状记忆合金的制备方法。
背景技术
随着现代科技的飞速发展，机械设备逐渐趋向于高速、高效、智能化和自动化，随之引起的振动、噪声和疲劳断裂问题也越来越突出。铜基形状记忆合金是一类十分重要的高阻尼材料，该类合金由于具有优良的形状记忆效应、伪弹性、宽的可应用温度范围、良好的加工性能以及低廉的价格而在近些年来在机械设备领域中获得了广泛应用，其市场潜力十分巨大。但是该类合金至今仍存在由于晶粒粗大而导致的易于发生沿晶断裂以及力学性能不佳的缺陷。因此，为改善铜基形状记忆合金的综合性能，最有效的途径之一就是细化晶粒。
近些年来，人们已在铜基形状记忆合金的晶粒细化方面做了较多的工作。其中，稀土或者合金元素添加法和孕育细化方法是工程上常用也较为简单和有效的方法。如文献([1]Y.Sutou,T.Omori,N.Koeda,R.Kainuma,K.Ishida,Effects of grain size andtexture on damping properties of Cu-Al-Mn-based shape memory alloys,Mater.Sci.Eng.A 438-440(2006)743-746.[2]Y.Sutou,T.Omori,R.Kainuma,et al.Grainsize dependence of pseudoelasticity in polycrystalline CuAlMn-based shapememory alloy.Acta Materialia,2013,61:3842-3850.)披露了添加B、Ti、Cr、C元素制备细晶CuAlMn形状记忆合金的方法。虽然其细化效果显著，然而晶粒细化的程度仍然有限。CN105568019A公开了一种CuAlMn形状记忆合金晶粒的细化方法，是利用育剂Cu51Zr14的变质细化作用对待细化CuAlMn形状记忆合金的晶粒进行细化的方法，然而，由于该方法对晶粒细化的机理单一，其最终细化的程度亦仍然有限。
上述所披露的现有技术对铜基形状记忆合金进行晶粒细化的效果仍然不足，不能满足当今机械设备发展趋向于高速、高效、智能化和自动化的要求。因而仍然有待进一步提升铜基形状记忆合金进行晶粒细化程度，仍需开发新的高效的晶粒孕育细化的方法。
发明内容
本发明所要解决的技术问题是：细晶CuAlMn形状记忆合金的制备方法，具体地说是通过设计新的Al基LaScB孕育剂，利用其孕育细化的作用，制备一种在保持高阻尼特性的同时显著提高其力学性能的细晶CuAlMn形状记忆合金的制备方法，克服了现有技术对铜基形状记忆合金进行晶粒细化的效果仍然不足，不能满足当今机械设备发展趋向于高速、高效、智能化和自动化要求的缺陷。
本发明解决该技术问题所采用的技术方案是：细晶CuAlMn形状记忆合金的制备方法，步骤如下：
第一步，制备Al基LaScB孕育剂薄带：
按照Al：93.40～93.74％、La：2.80～3.57％、Sc：1.43～2.20％、B：1.26～1.60％的配比，称取原材料Al-20％La、Al-3％B、Al-5％Sc中间合金，并进行破碎、超声清洗、干燥处理，然后将全部称取的原材料放入WK-Ⅱ型非自耗式真空电弧炉内，待抽真空至5×10-3Pa后开始起弧、熔炼，待原材料中间合金全部熔化后停止熔炼，再待所得熔化合金凝固后将其反置，重新熔炼，如此重复3～4次，制得块状Al基LaScB孕育剂，之后将该块状孕育剂放入LZK-#12A型真空快淬炉的水冷铜坩埚内，待抽真空至5×10-3Pa后，通入高纯氩气保护，并通过移动极头的火焰将水冷铜坩埚内的块状孕育剂全部熔化，之后倾斜水冷铜坩埚将孕育剂熔体通过流道引至旋转速度为35～40m/s的水冷钼轮上甩出，最终制得Al基LaScB孕育剂薄带，然后剪成小段待用；
第二步，制备细晶CuAlMn形状记忆合金：
按照CuAlMn形状记忆合金中，Al占CuAlMn总质量的11.8～12.0％，Mn占CuAlMn总质量的2.4～2.6％，其余为Cu基体的组成，称取所需用量的原料纯Cu、纯Al和纯Mn，再分别称取占上述CuAlMn形状记忆合金总质量的0.8～1.2％的精炼剂、占上述CuAlMn形状记忆合金总质量的0.2～0.3％的木炭粉和占上述CuAlMn形状记忆合金总质量的3.5～4.5％的上述第一步制得的Al基LaScB孕育剂薄带，上述Al占CuAlMn总质量的11.8～12.0％中包含上述第一步制得的Al基LaScB孕育剂薄带中的Al的质量，之后，将纯Cu置于中频感应加热炉内的石墨坩埚中，待升温至Cu熔化后加入木炭粉对Cu液进行覆盖，然后依次加入纯Mn和纯Al，待原料全部熔化后保温3～4分钟，之后投入上述第一步制得的Al基LaScB孕育剂薄带，搅拌8～12秒钟，保温4～6分钟后用钟罩压入精炼剂进行精炼，静置1分钟后撇去表面浮渣，并浇入钢制模具中，由此完成细晶CuAlMn形状记忆合金的制备。
上述细晶CuAlMn形状记忆合金的制备方法，所述精炼剂由8％Na3AlF6+8％KCl+84％NaCl组成。
上述细晶CuAlMn形状记忆合金的制备方法，所述第二步由此完成细晶CuAlMn形状记忆合金的制备之后，再将细晶CuAlMn形状记忆合金进行如下的热处理：将采用上述方法制得的细晶CuAlMn形状记忆合金升温至880～900℃并保温15分钟后投入室温的水中淬火，然后以8～10℃/分钟的速率重新升温至330～360℃并保温15～20分钟后投入室温的水中，完成热处理，由此制得室温下的阻尼值最高达0.04的细晶CuAlMn形状记忆合金。
上述细晶CuAlMn形状记忆合金的制备方法，所涉及的百分比均为质量百分比。
上述细晶CuAlMn形状记忆合金的制备方法，其中所用原料均为商购获得，所涉及的工艺和设备均为本技术领域公知的。
本发明的有益效果是：与现有技术相比，本发明具有的突出的实质性特点和显著的进步如下：
(1)本发明创造性地设计了新的Al基LaScB孕育剂、制备了Al基LaScB孕育剂薄带和利用了其孕育细化的作用，其机理是：该孕育剂中含有的LaB6、Al3Sc等高熔点化合物颗粒均可作为CuAlMn形状记忆合金有效的异质形核的核心，从而使得CuAlMn形状记忆合金的晶粒显著细化。传统理论认为，形核初期的主要驱动力为过冷，然而随着结晶潜热的释放，过冷逐渐消失，因此孕育剂的异质形核作用将会减弱。而本发明孕育剂中另外包含的La和Sc稀土元素则可在CuAlMn形状记忆合金凝固时的固液前沿造成成分过冷，其可有效促进上述化合物颗粒的异质形核的作用，从而可以取得较之现有技术CN105568019A更佳的晶粒细化效果。
(2)本发明方法将CuAlMn形状记忆合金的晶粒细化至26.33μm，而现有技术CN105568019A仅将CuAlMn形状记忆合金的晶粒细化至37μm。同时，本发明方法所制得的CuAlMn形状记忆合金室温下的阻尼值最高达0.04，而现有技术CN105568019A制得的CuAlMn形状记忆合金室温下的阻尼值最高仅达0.0264。
(3)本发明方法在CuAlMn形状记忆合金的制备过程中通过技术手段的控制直接加入了孕育剂，因此较之现有技术CN105568019A生产周期更短，制备成本更低。
(4)CN105568019A为本发明人较早先的发明专利申请，由于其存在晶粒细化的效果仍然不够，不能满足伴随机械设备逐渐趋向于高速、高效、智能化和自动化而迫切需要减振降噪的问题。为此，本发明发明人在CN105568019A基础上又经过了大量艰苦的实验，最终发现CN105568019A所披露方法中晶粒细化效果仍然有限的根本原因在于其细化机理比较单一，伴随着结晶潜热的释放，CuAlMn形状记忆合金异质形核的效果会逐渐减弱，直至细化至37μm后，即使加入更多的异质形核核心，晶粒也不能再进一步细化。为此，本发明发明人创造性地采用了本发明中的Al基LaScB孕育剂，利用其含有的La和Sc在合金凝固时的固液前沿造成成分过冷，以此进一步促进CuAlMn形状记忆合金的异质形核，使得晶粒在37μm的基础上进一步细化至26.33μm。本发明除了利用了La和Sc的促进作用外，同时采用了将孕育剂快冷制得孕育剂薄带，以增加单位体积内异质形核核心密度的办法。因此，本发明是本发明人在CN105568019A基础上进行新的研发中经过付出艰辛劳动，并最终创造性的采用了Al基LaScB孕育剂薄带才取得了合金晶粒的进一步细化。即便在CN105568019A基础上结合本领域的公知常识或常规技术手段，要获得本发明的细晶CuAlMn形状记忆合金的制备方法，对本领域技术人员来说也绝非是显而易见的。
(5)本发明方法对所采用的孕育剂进行了快速凝固处理，由于孕育剂熔体冷速极快，瞬时凝固，其所含有的高熔点化合物颗粒由于生长时间极短而变得十分细小，且在薄带基体中弥散均匀分布，从而较之未快速凝固处理的孕育剂具有更佳的晶粒细化效果。
(6)本发明方法中，合金产品的工艺及设备操作简单，易于实现规模化生产。
本发明方法也适用于其他铜基形状记忆合金晶粒的细化。
附图说明
下面结合附图和实施例对本发明进一步说明。
图1为实施例2(对照实施例)制得的未细化的CuAlMn形状记忆合金的金相微观形貌照片；
图2为实施例3制得的细化的CuAlMn形状记忆合金的金相微观形貌照片；
图3为实施例4制得的细化的CuAlMn形状记忆合金的金相微观形貌照片；
图4为实施例5制得的细化的CuAlMn形状记忆合金的金相微观形貌照片；
具体实施方式
图1～4为采用金相显微镜分别对本发明实施例2～5制得的CuAlMn形状记忆合金进行观察所得的微观形貌照片，其中：
图1所示实施例表明，实施例2制得的CuAlMn形状记忆合金在未细化时的晶粒十分粗大，平均晶粒尺寸可达313.25μm。
图2所示实施例表明，实施例3制得的CuAlMn形状记忆合金在采用占其质量为3.5％的Al基LaScB孕育剂薄带孕育细化以后，晶粒明显细化，平均晶粒尺寸降至30.47μm。
图3所示实施例表明，实施例4制得的CuAlMn形状记忆合金在采用占其质量为4.0％的Al基LaScB孕育剂薄带孕育细化以后，晶粒被进一步细化，平均晶粒尺寸降至26.33μm。。
图4所示实施例表明，实施例5制得的CuAlMn形状记忆合金在采用占其质量为4.5％的Al基LaScB孕育剂薄带孕育细化以后，晶粒较之图3所示实施例反而开始长大，平均晶粒尺寸升至34.81μm。
实施例1
第一步，制备Al基LaScB孕育剂薄带：
按照Al：93.40％、La：3.57％、Sc：1.43％、B：1.60％的配比，称取原材料Al-20％La、Al-3％B、Al-5％Sc中间合金，并进行破碎、超声清洗、干燥处理，然后将全部称取的原材料放入WK-Ⅱ型非自耗式真空电弧炉内，待抽真空至5×10-3Pa后开始起弧、熔炼，待原材料中间合金全部熔化后停止熔炼，再待所得熔化合金凝固后将其反置，重新熔炼，如此重复3次，制得块状Al基LaScB孕育剂，之后将该块状孕育剂放入LZK-#12A型真空快淬炉的水冷铜坩埚内，待抽真空至5×10-3Pa后，通入高纯氩气保护，并通过移动极头的火焰将水冷铜坩埚内的块状孕育剂全部熔化，之后倾斜水冷铜坩埚将孕育剂熔体通过流道引至旋转速度为35m/s的水冷钼轮上甩出，最终制得Al基LaScB孕育剂薄带，然后剪成小段待用；
第二步，制备细晶CuAlMn形状记忆合金：
按照CuAlMn形状记忆合金中，Al占CuAlMn总质量的11.8％，Mn占CuAlMn总质量的2.4％，其余为Cu基体的组成，称取所需用量的原料纯Cu、纯Al和纯Mn，再分别称取占上述CuAlMn形状记忆合金总质量的0.8％的由8％Na3AlF6+8％KCl+84％NaCl组成的精炼剂、占上述CuAlMn形状记忆合金总质量的0.2％的木炭粉和占上述CuAlMn形状记忆合金总质量的3.5％的上述第一步制得的Al基LaScB孕育剂薄带，上述Al占CuAlMn总质量的11.8％中包含上述第一步制得的Al基LaScB孕育剂薄带中的Al的质量，之后，将纯Cu置于中频感应加热炉内的石墨坩埚中，待升温至Cu熔化后加入木炭粉对Cu液进行覆盖，然后依次加入纯Mn和纯Al，待原料全部熔化后保温3分钟，之后投入上述第一步制得的Al基LaScB孕育剂薄带，搅拌8秒钟，保温4分钟后用钟罩压入精炼剂进行精炼，静置1分钟后撇去表面浮渣，并浇入钢制模具中，由此完成细晶CuAlMn形状记忆合金的制备。
将第二步制得的细晶CuAlMn形状记忆合金升温至880℃并保温15分钟后投入室温的水中淬火，然后以8℃/分钟的速率重新升温至330℃并保温15分钟后投入室温的水中，完成热处理，由此制得室温下的硬度值为279.56HV，阻尼值为0.037的细晶CuAlMn形状记忆合金。
实施例2
本实施例为对照实施例。
第一步，制备Al基LaScB孕育剂薄带：
同实施例1；
第二步，制备未细化的CuAlMn形状记忆合金：
按照CuAlMn形状记忆合金中，Al占CuAlMn总质量的11.9％，Mn占CuAlMn总质量的2.5％，其余为Cu基体的组成，称取所需用量的原料纯Cu、纯Al和纯Mn，再分别称取占上述CuAlMn形状记忆合金总质量的1.0％的由8％Na3AlF6+8％KCl+84％NaCl组成的精炼剂、占上述CuAlMn形状记忆合金总质量的0.2％的木炭粉，之后，将纯Cu置于中频感应加热炉内的石墨坩埚中，待升温至Cu熔化后加入木炭粉对Cu液进行覆盖，然后依次加入纯Mn和纯Al，待原料全部熔化后保温3分钟，搅拌10秒钟，保温5分钟后用钟罩压入精炼剂进行精炼，静置1分钟后撇去表面浮渣，并浇入钢制模具中，由此完成未细化的CuAlMn形状记忆合金的制备。
将第二步制得的CuAlMn形状记忆合金升温至900℃并保温15分钟后投入室温的水中淬火，然后以10℃/分钟的速率重新升温至350℃并保温15分钟后投入室温的水中，完成热处理，由此制得室温下的硬度值为211.67HV，阻尼值为0.020的未细化的CuAlMn形状记忆合金。
实施例3
第一步，制备Al基LaScB孕育剂薄带：
按照Al：93.40％、La：3.57％、Sc：1.43％、B：1.60％的配比，称取原材料Al-20％La、Al-3％B、Al-5％Sc中间合金，并进行破碎、超声清洗、干燥处理，然后将全部称取的原材料放入WK-Ⅱ型非自耗式真空电弧炉内，待抽真空至5×10-3Pa后开始起弧、熔炼，待原材料中间合金全部熔化后停止熔炼，再待所得熔化合金凝固后将其反置，重新熔炼，如此重复3次，制得块状Al基LaScB孕育剂，之后将该块状孕育剂放入LZK-#12A型真空快淬炉的水冷铜坩埚内，待抽真空至5×10-3Pa后，通入高纯氩气保护，并通过移动极头的火焰将水冷铜坩埚内的块状孕育剂全部熔化，之后倾斜水冷铜坩埚将孕育剂熔体通过流道引至旋转速度为35m/s的水冷钼轮上甩出，最终制得Al基LaScB孕育剂薄带，然后剪成小段待用；
第二步，制备细晶CuAlMn形状记忆合金：
按照CuAlMn形状记忆合金中，Al占CuAlMn总质量的11.9％，Mn占CuAlMn总质量的2.5％，其余为Cu基体的组成，称取所需用量的原料纯Cu、纯Al和纯Mn，再分别称取占上述CuAlMn形状记忆合金总质量的1.0％的由8％Na3AlF6+8％KCl+84％NaCl组成的精炼剂、占上述CuAlMn形状记忆合金总质量的0.2％的木炭粉和占上述CuAlMn形状记忆合金总质量的3.5％的上述第一步制得的Al基LaScB孕育剂薄带，上述Al占CuAlMn总质量的11.9％中包含上述第一步制得的Al基LaScB孕育剂薄带中的Al的质量，之后，将纯Cu置于中频感应加热炉内的石墨坩埚中，待升温至Cu熔化后加入木炭粉对Cu液进行覆盖，然后依次加入纯Mn和纯Al，待原料全部熔化后保温3分钟，之后投入上述第一步制得的Al基LaScB孕育剂薄带，搅拌10秒钟，保温5分钟后用钟罩压入精炼剂进行精炼，静置1分钟后撇去表面浮渣，并浇入钢制模具中，由此完成细晶CuAlMn形状记忆合金的制备。
将第二步制得的细晶CuAlMn形状记忆合金升温至900℃并保温15分钟后投入室温的水中淬火，然后以10℃/分钟的速率重新升温至350℃并保温15分钟后投入室温的水中，完成热处理，由此制得室温下的硬度值为277.78HV，阻尼值为0.038的细晶CuAlMn形状记忆合金。
实施例4
第一步，制备Al基LaScB孕育剂薄带：
按照93.65％、La：3.01％、Sc：1.99％、B：1.35％的配比，称取原材料Al-20％La、Al-3％B、Al-5％Sc中间合金，并进行破碎、超声清洗、干燥处理，然后将全部称取的原材料放入WK-Ⅱ型非自耗式真空电弧炉内，待抽真空至5×10-3Pa后开始起弧、熔炼，待原材料中间合金全部熔化后停止熔炼，再待所得熔化合金凝固后将其反置，重新熔炼，如此重复3次，制得块状Al基LaScB孕育剂，之后将该块状孕育剂放入LZK-#12A型真空快淬炉的水冷铜坩埚内，待抽真空至5×10-3Pa后，通入高纯氩气保护，并通过移动极头的火焰将水冷铜坩埚内的块状孕育剂全部熔化，之后倾斜水冷铜坩埚将孕育剂熔体通过流道引至旋转速度为36m/s的水冷钼轮上甩出，最终制得Al基LaScB孕育剂薄带，然后剪成小段待用；
第二步，制备细晶CuAlMn形状记忆合金：
按照CuAlMn形状记忆合金中，Al占CuAlMn总质量的11.9％，Mn占CuAlMn总质量的2.5％，其余为Cu基体的组成，称取所需用量的原料纯Cu、纯Al和纯Mn，再分别称取占上述CuAlMn形状记忆合金总质量的1.0％的由8％Na3AlF6+8％KCl+84％NaCl组成的精炼剂、占上述CuAlMn形状记忆合金总质量的0.2％的木炭粉和占上述CuAlMn形状记忆合金总质量的4.0％的上述第一步制得的Al基LaScB孕育剂薄带，上述Al占CuAlMn总质量的11.9％中包含上述第一步制得的Al基LaScB孕育剂薄带中的Al的质量，之后，将纯Cu置于中频感应加热炉内的石墨坩埚中，待升温至Cu熔化后加入木炭粉对Cu液进行覆盖，然后依次加入纯Mn和纯Al，待原料全部熔化后保温3分钟，之后投入上述第一步制得的Al基LaScB孕育剂薄带，搅拌10秒钟，保温5分钟后用钟罩压入精炼剂进行精炼，静置1分钟后撇去表面浮渣，并浇入钢制模具中，由此完成细晶CuAlMn形状记忆合金的制备。
将第二步制得的细晶CuAlMn形状记忆合金升温至900℃并保温15分钟后投入室温的水中淬火，然后以10℃/分钟的速率重新升温至350℃并保温15分钟后投入室温的水中，完成热处理，由此制得室温下的硬度值为285.39HV，阻尼值为0.032的细晶CuAlMn形状记忆合金。
实施例5
第一步，制备Al基LaScB孕育剂薄带：
按照Al：93.74％、La：2.80％、Sc：2.20％、B：1.26％的配比，称取原材料Al-20％La、Al-3％B、Al-5％Sc中间合金，并进行破碎、超声清洗、干燥处理，然后将全部称取的原材料放入WK-Ⅱ型非自耗式真空电弧炉内，待抽真空至5×10-3Pa后开始起弧、熔炼，待原材料中间合金全部熔化后停止熔炼，再待所得熔化合金凝固后将其反置，重新熔炼，如此重复3次，制得块状Al基LaScB孕育剂，之后将该块状孕育剂放入LZK-#12A型真空快淬炉的水冷铜坩埚内，待抽真空至5×10-3Pa后，通入高纯氩气保护，并通过移动极头的火焰将水冷铜坩埚内的块状孕育剂全部熔化，之后倾斜水冷铜坩埚将孕育剂熔体通过流道引至旋转速度为37m/s的水冷钼轮上甩出，最终制得Al基LaScB孕育剂薄带，然后剪成小段待用；
第二步，制备细晶CuAlMn形状记忆合金：
按照CuAlMn形状记忆合金中，Al占CuAlMn总质量的11.9％，Mn占CuAlMn总质量的2.5％，其余为Cu基体的组成，称取所需用量的原料纯Cu、纯Al和纯Mn，再分别称取占上述CuAlMn形状记忆合金总质量的1.0％的由8％Na3AlF6+8％KCl+84％NaCl组成的精炼剂、占上述CuAlMn形状记忆合金总质量的0.2％的木炭粉和占上述CuAlMn形状记忆合金总质量的4.5％的上述第一步制得的Al基LaScB孕育剂薄带，上述Al占CuAlMn总质量的11.9％中包含上述第一步制得的Al基LaScB孕育剂薄带中的Al的质量，之后，将纯Cu置于中频感应加热炉内的石墨坩埚中，待升温至Cu熔化后加入木炭粉对Cu液进行覆盖，然后依次加入纯Mn和纯Al，待原料全部熔化后保温3分钟，之后投入上述第一步制得的Al基LaScB孕育剂薄带，搅拌10秒钟，保温5分钟后用钟罩压入精炼剂进行精炼，静置1分钟后撇去表面浮渣，并浇入钢制模具中，由此完成细晶CuAlMn形状记忆合金的制备。
将第二步制得的细晶CuAlMn形状记忆合金升温至900℃并保温15分钟后投入室温的水中淬火，然后以10℃/分钟的速率重新升温至350℃并保温15分钟后投入室温的水中，完成热处理，由此制得室温下的硬度值为264.06HV，阻尼值为0.040的细晶CuAlMn形状记忆合金。
由实施例2～5可以看出由于细晶强化的作用，随着平均晶粒尺寸的下降，CuAlMn形状记忆合金产品的硬度值逐渐提高，至平均晶粒尺寸为26.33μm时，CuAlMn形状记忆合金产品的硬度达到最高值285.39HV，为未细化产品硬度值的1.35倍。然而随着平均晶粒尺寸的下降，CuAlMn形状记忆合金产品的阻尼值却呈现出了先升高、后降低的变化趋势，至CuAlMn形状记忆合金产品的平均晶粒尺寸为34.81μm时产品的阻尼达到最高值0.040，为实施例2制得的未细化CuAlMn形状记忆合金产品阻尼值的2.0倍。而当CuAlMn形状记忆合金产品的平均晶粒尺寸最细为26.33μm时，阻尼却并未达到最高值。这是因为，CuAlMn形状记忆合金在室温的马氏体状态时，阻尼值主要取决于两个因素，一是马氏体变体间界面以及亚结构孪晶界面的密度。平均晶粒尺寸越小，则界面的密度越高，则产品的阻尼值越高；二是上述诸界面间的可滑移性能。当界面密度升高时，界面间的压应力亦逐渐升高，从而迫使界面的滑移性下降，进而造成产品阻尼值的下降。正是由于上述两个因素综合作用的结果，在CuAlMn形状记忆合金平均晶粒尺寸下降的初期，界面密度的升高起主导作用，因而CuAlMn形状记忆合金的阻尼值升高；而随着CuAlMn形状记忆合金平均晶粒的继续下降，界面可滑移性的下降开始起主导作用，因而CuAlMn形状记忆合金的阻尼值反而开始下降。
实施例6
第一步，制备Al基LaScB孕育剂薄带：
按照Al：93.74％、La：2.80％、Sc：2.20％、B：1.26％的配比，称取原材料Al-20％La、Al-3％B、Al-5％Sc中间合金，并进行破碎、超声清洗、干燥处理，然后将全部称取的原材料放入WK-Ⅱ型非自耗式真空电弧炉内，待抽真空至5×10-3Pa后开始起弧、熔炼，待原材料中间合金全部熔化后停止熔炼，再待所得熔化合金凝固后将其反置，重新熔炼，如此重复4次，制得块状Al基LaScB孕育剂，之后将该块状孕育剂放入LZK-#12A型真空快淬炉的水冷铜坩埚内，待抽真空至5×10-3Pa后，通入高纯氩气保护，并通过移动极头的火焰将水冷铜坩埚内的块状孕育剂全部熔化，之后倾斜水冷铜坩埚将孕育剂熔体通过流道引至旋转速度为40m/s的水冷钼轮上甩出，最终制得Al基LaScB孕育剂薄带，然后剪成小段待用；
第二步，制备细晶CuAlMn形状记忆合金：
按照CuAlMn形状记忆合金中，Al占CuAlMn总质量的12.0％，Mn占CuAlMn总质量的2.6％，其余为Cu基体的组成，称取所需用量的原料纯Cu、纯Al和纯Mn，再分别称取占上述CuAlMn形状记忆合金总质量的1.2％的由8％Na3AlF6+8％KCl+84％NaCl组成的精炼剂、占上述CuAlMn形状记忆合金总质量的0.3％的木炭粉和占上述CuAlMn形状记忆合金总质量的4.5％的上述第一步制得的Al基LaScB孕育剂薄带，上述Al占CuAlMn总质量的12.0％中包含上述第一步制得的Al基LaScB孕育剂薄带中的Al的质量，之后，将纯Cu置于中频感应加热炉内的石墨坩埚中，待升温至Cu熔化后加入木炭粉对Cu液进行覆盖，然后依次加入纯Mn和纯Al，待原料全部熔化后保温4分钟，之后投入上述第一步制得的Al基LaScB孕育剂薄带，搅拌12秒钟，保温6分钟后用钟罩压入精炼剂进行精炼，静置1分钟后撇去表面浮渣，并浇入钢制模具中，由此完成细晶CuAlMn形状记忆合金的制备。
将采用第二步制得的细晶CuAlMn形状记忆合金升温至890℃并保温15分钟后投入室温的水中淬火，然后以9℃/分钟的速率重新升温至360℃并保温20分钟后投入室温的水中，完成热处理，由此制得室温下的硬度值为269.32HV，阻尼值为0.039的细晶CuAlMn形状记忆合金。
上述实施例中，所涉及的百分比均为质量百分比。
上述实施例中，所用原料均为商购获得，所涉及的工艺和设备均为本技术领域公知的。

Claims (2)

1.细晶CuAlMn形状记忆合金的制备方法，其特征在于步骤如下：
第一步，制备Al基LaScB孕育剂薄带：
按照Al：93.40～93.74％、La：2.80～3.57％、Sc：1.43～2.20％、B：1.26～1.60％的配比，称取原材料Al-20％La、Al-3％B、Al-5％Sc中间合金，并进行破碎、超声清洗、干燥处理，然后将全部称取的原材料放入WK-Ⅱ型非自耗式真空电弧炉内，待抽真空至5×10-3Pa后开始起弧、熔炼，待原材料中间合金全部熔化后停止熔炼，再待所得熔化合金凝固后将其反置，重新熔炼，如此重复3～4次，制得块状Al基LaScB孕育剂，之后将该块状孕育剂放入LZK-#12A型真空快淬炉的水冷铜坩埚内，待抽真空至5×10-3Pa后，通入高纯氩气保护，并通过移动极头的火焰将水冷铜坩埚内的块状孕育剂全部熔化，之后倾斜水冷铜坩埚将孕育剂熔体通过流道引至旋转速度为35～40m/s的水冷钼轮上甩出，最终制得Al基LaScB孕育剂薄带，然后剪成小段待用；
第二步，制备细晶CuAlMn形状记忆合金：
按照CuAlMn形状记忆合金中，Al占CuAlMn总质量的11.8～12.0％，Mn占CuAlMn总质量的2.4～2.6％，其余为Cu基体的组成，称取所需用量的原料纯Cu、纯Al和纯Mn，再分别称取占上述CuAlMn形状记忆合金总质量的0.8～1.2％的精炼剂、占上述CuAlMn形状记忆合金总质量的0.2～0.3％的木炭粉和占上述CuAlMn形状记忆合金总质量的3.5～4.5％的上述第一步制得的Al基LaScB孕育剂薄带，上述Al占CuAlMn总质量的11.8～12.0％中包含上述第一步制得的Al基LaScB孕育剂薄带中的Al的质量，之后，将纯Cu置于中频感应加热炉内的石墨坩埚中，待升温至Cu熔化后加入木炭粉对Cu液进行覆盖，然后依次加入纯Mn和纯Al，待原料全部熔化后保温3～4分钟，之后投入上述第一步制得的Al基LaScB孕育剂薄带，搅拌8～12秒钟，保温4～6分钟后用钟罩压入精炼剂进行精炼，静置1分钟后撇去表面浮渣，并浇入钢制模具中，制得细晶CuAlMn形状记忆合金，再进一步进行如下的热处理：将该制得的细晶CuAlMn形状记忆合金升温至880～900℃并保温15分钟后投入室温的水中淬火，然后以8～10℃/分钟的速率重新升温至330～360℃并保温15～20分钟后投入室温的水中，完成热处理，由此最终制得室温下的阻尼值最高达0.04的细晶CuAlMn形状记忆合金。
2.根据权利要求1所述细晶CuAlMn形状记忆合金的制备方法，其特征在于：所述精炼剂由8％Na3AlF6+8％KCl+84％NaCl组成。
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