CN116855814A - 一种宽温域超弹性Ti46Ni50-xNb4Cux形状记忆合金及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种宽温域超弹性Ti46Ni50‑ xNb4Cux形状记忆合金及其制备方法，制备方法包括如下过程：根据材料化学通式Ti46Ni50‑xNb4Cux中的Ti、Ni、Nb和Cu的原子比，将Ti、Ni、Nb和Cu颗粒混合，得到混合金属颗粒，其中2.5≤x≤7.5；将混合金属颗粒进行熔炼，得到初始态铸锭；将初始态铸锭在真空条件下进行固溶处理，之后进行水冷淬火，得到固溶态铸锭；将固溶态铸锭进行热轧，得到热轧态板材；将热轧态板材进行冷轧，得到冷轧板材，总冷轧变形量为30％‑50％；将冷轧板材进行去应力退火，之后再进行水冷淬火，得到本发明形状记忆合金。本发明合金在123K‑323K，最大可恢复应变为5％，其在较大的温域内保持良好的超弹性。
Description
技术领域
本发明属于金属材料技术领域，具体涉及一种宽温域超弹性Ti46Ni50-xNb4Cux形状记忆合金及其制备方法。
背景技术
形状记忆合金是一种在加热后能够完全恢复初始形状的金属功能材料，并且其具备形状记忆效应和超弹性两大特征。形状记忆效应是指在低温下对材料进行变形，加热后恢复初始形状的特性。超弹性是指在形状记忆合金的奥氏体相变结束温度以上对材料施加力，卸载后材料完全恢复初始形状的特性。因此可以广泛应与航空航天、医疗、智能控制等领域。材料产生形状记忆效应和超弹性的原因是其具有可逆的马氏体相变。然而，根据克劳修斯克拉佩龙方程，限制形状记忆基合金超弹温域主要原有两点：1.超弹应力随温度变化明显。随着温度的升高材料所需诱发超弹临界应力会显著提升，从而在较高温度时，材料的超弹临界应力会大于位错滑移临界应力，导致材料发生塑性变形而不发生超弹性。2.位错滑移临界应力较小。随着温度的升高位错滑移临界应力减小，导致材料发生塑性变形而不发生超弹性。因此以上两点限制了材料的超弹温域。
目前，对于传统的TiNi形状记忆合金，其温域在273K-323K，难以满足实际应用；对于Fe基形状记忆合金，通过熵变调控使其超弹应力随温度变化达到0，从而使得材料在400K温度范围内具备超弹性。然而，超弹合金的应用需要在较大应力状态下，Fe基形状记忆合金的超弹应力均小于400Mpa难以满足实际需要。β-Ti形状记忆合金通过成分调控使得材料在较宽温度范围内能够产生超弹性，但其会在较低和较高温度状态下产生较大的残余应变，导致材料不能在较大的温域内保持良好的超弹性，因此进一步优化材料超弹行为十分重要。
发明内容
为解决上述形状记忆合金中存在的超弹温域问题，本发明的目的在于提供一种宽温域超弹性Ti46Ni50-xNb4Cux形状记忆合金及其制备方法，本发明Ti46Ni50-xNb4Cux形状记忆合金能够在较大的温域内保持良好的超弹性。
本发明采用的技术方案如下：
一种宽温域超弹性Ti46Ni50-xNb4Cux形状记忆合金的制备方法，包括如下过程：
根据材料化学通式Ti46Ni50-xNb4Cux中的Ti、Ni、Nb和Cu的原子比，将Ti颗粒、Ni颗粒、Nb颗粒和Cu颗粒混合，得到混合金属颗粒，其中2.5≤x≤7.5；
将所述混合金属颗粒进行熔炼，得到初始态铸锭；
将所述初始态铸锭在真空条件下进行固溶处理，之后进行水冷淬火，得到固溶态铸锭；
将所述固溶态铸锭进行热轧，得到热轧态板材；
将所述热轧态板材进行冷轧，得到冷轧板材，总冷轧变形量为30％-50％；
将冷轧板材进行去应力退火，之后再进行水冷淬火，得到所述宽温域超弹性Ti46Ni50-xNb4Cux形状记忆合金。
优选的，将所述混合金属颗粒进行熔炼时，利用真空电弧熔炼法，将混合金属颗粒熔化，熔炼时保护气氛为氩气，并在磁搅拌下使熔化的金属液充分混合，经若干次翻面和熔炼后获得初始态铸锭。
优选的，利用真空电弧熔炼法将混合金属颗粒熔化时，先抽真空至5×10-3Pa以下，再通入氩气，充入氩气的压力为0.045-0.06Mpa，熔炼电流为220-280A。
优选的，翻面次数不少于6次。
优选的，将所述初始态铸锭在真空条件下进行固溶处理时，固溶处理的温度为995-1005℃，保温时间为115-125min。
优选的，将所述固溶态铸锭进行热轧时，热轧温度为900℃-1000℃，每道次下压0.05mm-0.2mm，最终获得厚度为1.3-1.65mm的热轧态板材。
优选的，将所述热轧态板材进行冷轧时，冷轧温度为室温，每道次下压0.04-0.06mm，冷轧板材最终厚度为0.8-1.0mm。
优选的，将冷轧板材进行去应力退火时，温度为400-450℃，时间为25-35min。
本发明还提供了一种宽温域超弹性Ti46Ni50-xNb4Cux形状记忆合金，该合金通过本发明如上所述的制备方法制得，所述宽温域超弹性Ti46Ni50-xNb4Cux形状记忆合金在123K-323K，最大可恢复应变为5％。
优选的，所述宽温域超弹性Ti46Ni50-xNb4Cux形状记忆合金的微观结构为微观结构为含有应变玻璃的纳米晶组织状态，且包含微米级β-Nb相。
本发明具有以下有益效果：
本发明通过成分设计使合金中的Nb元素为4％(at％)，一方面为后续冷轧处理提供成份保障，另一方面能够抑制材料马氏体相变，产生应变玻璃转变。并且通过Cu元素掺杂使得材料表现出良好的循环稳定性及抑制一级马氏体相变。本发明通过对材料铸锭进行固溶、热轧、冷轧和退火热处理工艺方法制备了Ti46Ni50-XNb4Cux超弹合金板材。冷轧后，由于合金晶粒拉长变为纤维状晶粒并且材料内部存在大量位错，因此对材料进行去应力退火热处理后，材料晶粒会长大，在保温时间较短条件下，材料最终会形成纳米晶微观结构。这种纳米晶结构能够有效地提高合金的屈服强度，使合金在高温端加载时发生马氏体相变而不产生位错滑移，从而避免在应力诱发相变过程中发生不可逆的塑性变形；并且通过Nb、Cu元素掺杂使材料产生应变玻璃转变，从而使超弹应力随温度变化敏感性降低，因此相比于传统的TiNi合金，本发明制备的Ti46Ni50-XNb4Cux形状记忆合金可以在宽的温度范围123K-323K内表现出最大可恢复应变5％的超弹性。
附图说明
此处所说明的附图用来提供对本发明的进一步理解，构成本申请的一部分，并不构成对本发明的不当限定，在附图中：
图1为本发明宽温域超弹性Ti46Ni50-xNb4Cux形状记忆合金的制备工艺技术路线图。
图2为本发明实施例1制得的宽温域超弹性Ti46Ni50-xNb4Cux形状记忆合金的透射电镜微观图。
图3为本发明实施例1制得的宽温域超弹性Ti46Ni50-xNb4Cux形状记忆合金的扫描电镜微观图。
图4为本发明实施例1制得的宽温域超弹性Ti46Ni50-xNb4Cux形状记忆合金的变温超弹拉伸测试图。
图5为本发明实施例1制得的宽温域超弹性Ti46Ni50-xNb4Cux形状记忆合金的循环超弹拉伸测试图。
图6为本发明实施例2制得的宽温域超弹性Ti46Ni50-xNb4Cux形状记忆合金的变温超弹拉伸测试图。
图7为本发明实施例3制得的宽温域超弹性Ti46Ni50-xNb4Cux形状记忆合金的变温超弹拉伸测试图。
图8为本发明实施例4制得的宽温域超弹性Ti46Ni50-xNb4Cux形状记忆合金的变温超弹拉伸测试图。
图9为本发明实施例4制得的宽温域超弹性Ti46Ni50-xNb4Cux形状记忆合金的变温超弹拉伸测试图。
图10为本发明实施例4制得的宽温域超弹性Ti46Ni50-xNb4Cux形状记忆合金的变温超弹拉伸测试图。
图11为现有Ti52.8Ni22.2Cu22.5Co2.5形状记忆合金的变温超弹拉伸测试图。
图12为现有TiNi51.8形状记忆合金的变温超弹拉伸测试图。
具体实施方式
下面结合附图以及具体实施例来详细说明本发明，本发明的示意性实施例以及说明用来解释本发明，但并不作为对本发明的限定。
参见图1，本发明宽温域超弹性Ti46Ni50-xNb4Cux形状记忆合金的制备方法包括如下步骤：
步骤1，根据材料化学通式Ti46Ni50-xNb4Cux中的Ti、Ni、Nb、Cu的原子比，将Ti金属颗粒、Ni金属颗粒、Nb金属颗粒和Cu金属颗粒混合均匀，其中2.5≤x≤7.5；
步骤2，利用真空电弧熔炼法，先抽真空至5×10-3Pa以下，再充入氩气保护气至0.045-0.06Mpa，在纯氩气的保护气氛下，电流为220-280A，将金属原料熔化，并在磁搅拌下使金属液充分混合，磁搅拌电流为10A。经若干次翻面和熔炼后获得初始态铸锭，多次翻面有助于初始态铸锭成分更加均匀；
步骤3，将初始态铸锭放在真空管式炉中进行固溶处理，之后对其进行水冷淬火；其中，固溶温度为995-1005℃，固溶时间为115-125min；
步骤4，对固溶态铸锭进行热轧并轧到所需的板材厚度之后水冷淬火；其中，热轧温度为900-1000℃，每道次下压量为0.05-0.2mm，最终获得厚度为1.3-1.65mm的热轧态板材；
步骤5，对热轧态板材进行室温冷轧，按特定步长逐渐增加轧辊下压量，每道次重复轧制多次，直至达到所需的板材厚度；其中，每道次冷轧下压量为0.04 -0.06mm，总冷轧变形量为30％-50％，最终获得厚度为0.7-1.1mm的冷轧板材；
步骤6，将冷轧板材切割成不同尺寸样品，在表面机械磨抛处理后进行真空管式炉退火热处理，后水冷获得宽温域Ti46Ni50-xNb4Cux形状记忆合金板材，其中，退火温度为400-450℃，退火时间25-35min。
通过本发明上述制备方法制得的大应力宽温域Ti46Ni50-XNb4Cux形状记忆合金在123K-273K，最大可恢复应变为5％，应变5％应变无明显残余应变；微观结构为微观结构为含有应变玻璃的纳米晶组织状态，且包含微米级β-Nb相。
下面通过具体实施例来进一步说明本发明。
实施例1
本实施例宽温域Ti46Ni50-xNb4Cux形状记忆合金板材的制备方法，包括如下步骤：
第一步，根据材料化学通式Ti46Ni42.5Nb4Cu7.5形状记忆合金板材中的金属元素Ti、Ni、Nb、Cu的原子比，称量99.9％高纯度的Ti、Ni、Nb、Cu金属颗粒原料。
第二步，将金属原料混合均匀，置于配备水冷却循环系统的Cu质坩埚中，采用非自耗真空电弧熔炼，将原料在280A的工作电流下进行单次1min的熔炼和6次翻面，熔炼时在磁搅拌电流为10A的条件下进行次搅拌，从而制备获得初始态铸锭；
第三步，利用真空管式炉对初始态铸锭进行1000℃、120min高温固溶处理，之后水冷淬火；
第四步，将固溶态铸锭在1000℃下进行热轧处理，控制每道次下压0.1mm，终轧温度不低于900℃，每次轧完后放回马弗炉保温2min，重复轧制最终得到厚度1.3mm的粗晶态板材，并对其进行水冷淬火处理。
第五步，对得到的热轧态板材进行室温冷轧处理，每道次下压0.05mm，并在每道次重复轧制多次，最终控制冷轧变形量为40％，得到厚度为0.78mm的冷轧板材。
第六步，对冷轧板材进行表面机械磨抛处理，通过电火花切割，将其加工成不同尺寸的样品，并通过真空管式炉进行400℃、30min的退火热处理后进行水淬，最终得到具有纳米晶结构的Ti46Ni42.5Nb4Cu7.5板材。如图2所示，材料衍射图谱成圆环状，表现出纳米晶结构特点；材料在103K条件下表现出R相变特点，材料在298K条件下表现出B2母相结构，因此说明材料具有应变玻璃转变。
图3为实施例1合金SEM背散射图像，白色第二相为富Nb的β-Nb相，黑色第二相为Ti2Ni相。白色β-Nb相是由于Nb元素掺杂引入的第二相，β-Nb相为软相，会对材料的可加工性有一定提高。黑色Ti2Ni为熔炼过程中引入。
图4为实施例4合金在变温过程中的超弹应力应变曲线。可以看到该合金在123K-323K温度范围内能够表现出5％的超弹性。
图5为实施例4合金在198K温度下超弹循环测试图。可以看到该合金在50次循环后无任何残余应变，表现出良好的循环稳定性。
实施例2
本实施例宽温域Ti46Ni50-xNb4Cux形状记忆合金板材的制备方法，包括如下步骤：
第一步，根据材料化学通式Ti46Ni45Nb4Cu5形状记忆合金板材中的金属元素Ti、Ni、Nb、Cu的原子比，称量99.9％高纯度的Ti、Ni、Nb、Cu金属颗粒原料。
第二步，将金属颗粒原料混合均匀，置于配备水冷却循环系统的Cu质坩埚中，采用非自耗真空电弧熔炼，将原料在250A的工作电流下进行单次1min的熔炼和6次翻面，熔炼时在磁搅拌电流为10A的条件下进行次搅拌，从而制备获得初始态铸锭；
第三步，利用真空管式炉对初始态铸锭进行1005℃、120min高温固溶处理，之后水冷淬火；
第四步，将固溶态铸锭在900℃下进行热轧处理，控制每道次下压0.1mm，终轧温度不低于900℃，每次轧完后放回马弗炉保温2min，重复轧制最终得到厚度1.6mm的粗晶态板材，并对其进行水冷淬火处理。
第五步，对得到的热轧态板材进行室温冷轧处理，每道次下压0.06mm，并在每道次重复轧制多次，最终控制冷轧变形量为40％，得到厚度为0.96mm的冷轧板材。
第六步，对冷轧板材进行表面机械磨抛处理，通过电火花切割，将其加工成不同尺寸的样品，并通过真空管式炉进行430℃、30min的退火热处理后进行水淬，最终得到具有纳米晶结构的Ti46Ni45Nb4Cu5板材。
图6为实施例2合金在变温过程中的超弹应力应变曲线。可以看到该合金在123K-323K温度范围内能够表现出5％的超弹性。
实施例3
本实施例宽温域Ti46Ni50-xNb4Cux形状记忆合金板材的制备方法，包括如下步骤：
第一步，根据材料化学通式Ti46Ni42.5Nb4Cu7.5形状记忆合金板材中的金属元素Ti、Ni、Nb、Cu的原子比，称量99.9％高纯度的Ti、Ni、Nb、Cu金属颗粒原料。
第二步，将金属颗粒原料混合均匀，置于配备水冷却循环系统的Cu质坩埚中，采用非自耗真空电弧熔炼，将原料在280A的工作电流下进行单次1min的熔炼和6次翻面，熔炼时在磁搅拌电流为10A的条件下进行次搅拌，从而制备获得初始态铸锭；
第三步，利用真空管式炉对初始态铸锭进行1000℃、115min高温固溶处理，之后水冷淬火；
第四步，将固溶态铸锭在980℃下进行热轧处理，控制每道次下压0.05mm，终轧温度不低于900℃，每次轧完后放回马弗炉保温2min，重复轧制最终得到厚度1.46mm的粗晶态板材，并对其进行水冷淬火处理。
第五步，对得到的热轧态板材进行室温冷轧处理，每道次下压0.05mm，并在每道次重复轧制多次，最终控制冷轧变形量为40％，得到厚度为0.876mm的冷轧板材。
第六步，对冷轧板材进行表面机械磨抛处理，通过电火花切割，将其加工成不同尺寸的样品，并通过真空管式炉进行450℃、25min的退火热处理后进行水淬，最终得到具有纳米晶结构的Ti46Ni42.5Nb4Cu7.5板材。
图7为实施例3合金在变温过程中的超弹应力应变曲线。可以看到该合金在123K-273K温度范围内能够表现出5％的超弹性。
实施例4
本实施例宽温域Ti46Ni50-xNb4Cux形状记忆合金板材的制备方法，包括如下步骤：
第一步，根据材料化学通式Ti46Ni47.5Nb4Cu2.5形状记忆合金板材中的金属元素Ti、Ni、Nb、Cu的原子比，称量99.9％高纯度的Ti、Ni、Nb、Cu金属颗粒原料。
第二步，将金属颗粒原料混合均匀，置于配备水冷却循环系统的Cu质坩埚中，采用非自耗真空电弧熔炼，将原料在220A的工作电流下进行单次1min的熔炼和6次翻面，熔炼时在磁搅拌电流为10A的条件下进行次搅拌，从而制备获得初始态铸锭；
第三步，利用真空管式炉对初始态铸锭进行995℃、125min高温固溶处理，之后水冷淬火；
第四步，将固溶态铸锭在1000℃下进行热轧处理，控制每道次下压0.2mm，终轧温度不低于900℃，每次轧完后放回马弗炉保温2min，重复轧制最终得到厚度1.65mm的粗晶态板材，并对其进行水冷淬火处理。
第五步，对得到的热轧态板材进行室温冷轧处理，每道次下压0.04mm，并在每道次重复轧制多次，最终控制冷轧变形量为40％，得到厚度为0.99mm的冷轧板材。
第六步，对冷轧板材进行表面机械磨抛处理，通过电火花切割，将其加工成不同尺寸的样品，并通过真空管式炉进行400℃、35min的退火热处理后进行水淬，最终得到具有纳米晶结构的Ti46Ni42.5Nb4Cu2.5板材。
图8为实施例4合金在变温过程中的超弹应力应变曲线。可以看到该合金在123K-273K温度范围内能够表现出5％的超弹性。
实施例5
本实施例宽温域Ti46Ni50-xNb4Cux形状记忆合金板材的制备方法，包括如下步骤：
第一步，根据材料化学通式Ti46Ni42.5Nb4Cu7.5形状记忆合金板材中的金属元素Ti、Ni、Nb、Cu的原子比，称量99.9％高纯度的Ti、Ni、Nb、Cu金属颗粒原料。
第二步，将金属颗粒原料混合均匀，置于配备水冷却循环系统的Cu质坩埚中，采用非自耗真空电弧熔炼，将原料在250A的工作电流下进行单次1min的熔炼和6次翻面，熔炼时在磁搅拌电流为10A的条件下进行次搅拌，从而制备获得初始态铸锭；
第三步，利用真空管式炉对初始态铸锭进行1000℃、125min高温固溶处理，之后水冷淬火；
第四步，将固溶态铸锭在1000℃下进行热轧处理，控制每道次下压0.2mm，终轧温度不低于900℃，每次轧完后放回马弗炉保温2min，重复轧制最终得到厚度1.4mm的粗晶态板材，并对其进行水冷淬火处理。
第五步，对得到的热轧态板材进行室温冷轧处理，每道次下压0.04mm，并在每道次重复轧制多次，最终控制冷轧变形量为50％，得到厚度为0.7mm的冷轧板材。
第六步，对冷轧板材进行表面机械磨抛处理，通过电火花切割，将其加工成不同尺寸的样品，并通过真空管式炉进行400℃、30min的退火热处理后进行水淬，最终得到具有纳米晶结构的Ti46Ni42.5Nb4Cu7.5板材。
图9为实施例5合金在变温过程中的超弹应力应变曲线。可以看到该合金在123K-248K温度范围内能够表现出5％的超弹性。
实施例6
本实施例宽温域Ti46Ni50-xNb4Cux形状记忆合金板材的制备方法，包括如下步骤：
第一步，根据材料化学通式Ti46Ni42.5Nb4Cu7.5形状记忆合金板材中的金属元素Ti、Ni、Nb、Cu的原子比，称量99.9％高纯度的Ti、Ni、Nb、Cu金属颗粒原料。
第二步，将金属颗粒原料混合均匀，置于配备水冷却循环系统的Cu质坩埚中，采用非自耗真空电弧熔炼，将原料在250A的工作电流下进行单次1min的熔炼和6次翻面，熔炼时在磁搅拌电流为10A的条件下进行次搅拌，从而制备获得初始态铸锭；
第三步，利用真空管式炉对初始态铸锭进行1000℃、125min高温固溶处理，之后水冷淬火；
第四步，将固溶态铸锭在1000℃下进行热轧处理，控制每道次下压0.2mm，终轧温度不低于900℃，每次轧完后放回马弗炉保温2min，重复轧制最终得到厚度1.5mm的粗晶态板材，并对其进行水冷淬火处理。
第五步，对得到的热轧态板材进行室温冷轧处理，每道次下压0.1mm，并在每道次重复轧制多次，最终控制冷轧变形量为30％，得到厚度为1.05mm的冷轧板材。
第六步，对冷轧板材进行表面机械磨抛处理，通过电火花切割，将其加工成不同尺寸的样品，并通过真空管式炉进行400℃、35min的退火热处理后进行水淬，最终得到具有纳米晶结构的Ti46Ni42.5Nb4Cu7.5板材。
图10为实施例6合金在变温过程中的超弹应力应变曲线。可以看到该合金在123K-298K温度范围内能够表现出5％的超弹性。综上所述，实施例1-实施例6中经过本发明方法制备的宽温域Ti46Ni50-xNb4Cux形状记忆合金板材在123K-273K温度下都能保持5％超弹性。
表1给出了本发明各实施例方法制备的宽温域Ti46Ni50-xNb4Cux合金板材实施例与现有超弹合金的性能对比。
表1
从以上结果可以看出，现有的典型Ti52.8Ni22.2Cu22.5Co2.5合金，其最大可恢复应变为2％，超弹温域为273K-323K，典型TiNi51.8最大可恢复应变为2％，超弹温域为40K-180K。经本发明方法制备的Ti46Ni50-XNb4Cux合金板材,在123K-273K温度范围内能够表现出良好的超弹性。本发明通过添加Nb元素使得材料在较低温度下仍能保持奥氏体状态，使其在加载后能够产生超弹性，并且通过冷轧退火处理使得材料强度提高，使材料能够在高温端表现出良好的超弹性，从而使材料在123K-323K范围内表现出5％良好超弹性。
本发明所采用的工艺方法制得的宽温域超弹性Ti46Ni50-xNb4Cux形状记忆合金为毫米级厚度的块体材料，可适应大规模的实际工程应用。
本发明并不局限于上述实施例，在本发明公开的技术方案的基础上，本领域的技术人员根据所公开的技术内容，不需要创造性的劳动就可以对其中的一些技术特征作出一些替换和变形，这些替换和变形均在本发明的保护范围内。
Claims (10)
1.一种宽温域超弹性Ti46Ni50-xNb4Cux形状记忆合金的制备方法，其特征在于，包括如下过程：
根据材料化学通式Ti46Ni50-xNb4Cux中的Ti、Ni、Nb和Cu的原子比，将Ti颗粒、Ni颗粒、Nb颗粒和Cu颗粒混合，得到混合金属颗粒，其中2.5≤x≤7.5；
将所述混合金属颗粒进行熔炼，得到初始态铸锭；
将所述初始态铸锭在真空条件下进行固溶处理，之后进行水冷淬火，得到固溶态铸锭；
将所述固溶态铸锭进行热轧，得到热轧态板材；
将所述热轧态板材进行冷轧，得到冷轧板材，总冷轧变形量为30％-50％；
将冷轧板材进行去应力退火，之后再进行水冷淬火，得到所述宽温域超弹性Ti46Ni50- xNb4Cux形状记忆合金。
2.根据权利要求1所述的一种宽温域超弹性Ti46Ni50-xNb4Cux形状记忆合金的制备方法，其特征在于，将所述混合金属颗粒进行熔炼时，利用真空电弧熔炼法，将混合金属颗粒熔化，熔炼时保护气氛为氩气，并在磁搅拌下使熔化的金属液充分混合，经若干次翻面和熔炼后获得初始态铸锭。
3.根据权利要求2所述的一种宽温域超弹性Ti46Ni50-xNb4Cux形状记忆合金的制备方法，其特征在于，利用真空电弧熔炼法将混合金属颗粒熔化时，先抽真空至5×10-3Pa以下，再通入氩气，充入氩气的压力为0.045-0.06Mpa，熔炼电流为220-280A。
4.根据权利要求2所述的一种宽温域超弹性Ti46Ni50-xNb4Cux形状记忆合金的制备方法，其特征在于，翻面次数不少于6次。
5.根据权利要求1所述的一种宽温域超弹性Ti46Ni50-xNb4Cux形状记忆合金的制备方法，其特征在于，将所述初始态铸锭在真空条件下进行固溶处理时，固溶处理的温度为995-1005℃，保温时间为115-125min。
6.根据权利要求1所述的一种宽温域超弹性Ti46Ni50-xNb4Cux形状记忆合金的制备方法，其特征在于，将所述固溶态铸锭进行热轧时，热轧温度为900℃-1000℃，每道次下压0.05mm-0.2mm，最终获得厚度为1.3-1.65mm的热轧态板材。
7.根据权利要求1所述的一种宽温域超弹性Ti46Ni50-xNb4Cux形状记忆合金的制备方法，其特征在于，将所述热轧态板材进行冷轧时，冷轧温度为室温，每道次下压0.04-0.06mm，冷轧板材最终厚度为0.8-1.0mm。
8.根据权利要求1所述的一种宽温域超弹性Ti46Ni50-xNb4Cux形状记忆合金的制备方法，其特征在于，将冷轧板材进行去应力退火时，温度为400-450℃，时间为25-35min。
9.一种宽温域超弹性Ti46Ni50-xNb4Cux形状记忆合金，其特征在于，该合金通过权利要求1-8任意一项所述的制备方法制得，所述宽温域超弹性Ti46Ni50-xNb4Cux形状记忆合金在123K-323K，最大可恢复应变为5％。
10.根据权利要求9所述的一种宽温域超弹性Ti46Ni50-xNb4Cux形状记忆合金，其特征在于，所述宽温域超弹性Ti46Ni50-xNb4Cux形状记忆合金的微观结构为微观结构为含有应变玻璃的纳米晶组织状态，且包含微米级β-Nb相。
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