Ti-V-Al 輕質(zhì)記憶合金的研究進(jìn)展

馮欣欣， 衣曉洋， 王海振， 張尚洲， 高智勇， 孟祥龍

（1. 煙臺(tái)大學(xué)核裝備與核工程學(xué)院， 山東 煙臺(tái)264005； 2. 哈爾濱工業(yè)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院， 哈爾濱150006）

形狀記憶合金是集溫度感知與智能驅(qū)動(dòng)為一體的先進(jìn)智能材料，可用作傳感器、驅(qū)動(dòng)器等。 近幾年，隨著航空航天領(lǐng)域?qū)Σ牧陷p量化需求的日益增長(zhǎng)，輕質(zhì)記憶合金發(fā)展?jié)摿薮骩1]。眾多的記憶合金中，β-Ti記憶合金因Ti 原子比遠(yuǎn)高于其他組元， 具有相對(duì)較低的密度，而成為最具潛力的輕質(zhì)記憶合金[2]。 β-Ti記憶合金是由Ti 與V、Nb、Mo 或者Ta 等β 相穩(wěn)定元素構(gòu)成，其母相為體心立方結(jié)構(gòu)的β 相；馬氏體是α"相，為正交結(jié)構(gòu)[3]。 目前，常見(jiàn)的β-Ti 記憶合金包括Ti-Nb，Ti-Ta，Ti-Mo，Ti-Cr 及Ti-V 合金等，屬于輕質(zhì)記憶合金范疇的主要有Ti-Cr，Ti-Mo 及Ti-V 合金[4-11]。然而，Ti-V 基記憶合金密度較低，約為4.5g/cm3，與純鈦相當(dāng)；同時(shí)，Ti-V 基合金具有優(yōu)異的冷熱加工性能，最大可實(shí)現(xiàn)98%的變形量，易加工成絲材或板材等。另外，相比Ti-Cr 基、Ti-Mo 基合金，Ti-V 基合金的形狀記憶效應(yīng)相對(duì)較好。 盡管如此， 未經(jīng)熱機(jī)械處理的Ti-V-Al 輕質(zhì)記憶合金的可恢復(fù)應(yīng)變也僅約4%，顯著低于二元Ti-Ni 記憶合金。同時(shí)，Ti-V-Al 記憶合金的熱循環(huán)穩(wěn)定性也亟需改善。 本文主要闡述了提高Ti-V-Al 記憶合金形狀記憶效應(yīng)與熱循環(huán)穩(wěn)定等方面的研究進(jìn)展，并評(píng)述了各種優(yōu)化手段的優(yōu)勢(shì)與不足。

1 Ti-V-Al 輕質(zhì)記憶合金形狀記憶效應(yīng)來(lái)源

Ti-V-Al 輕質(zhì)記憶合金的形狀記憶效應(yīng)源于β-Ti 合金中β?α" 熱彈性馬氏體相變。 圖1 所示為β母相與α"馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)取向關(guān)系示意圖[12]。 由圖1可見(jiàn)，β 母相與α" 馬氏體的取向關(guān)系可以表示為：

圖1 β 相與α"馬氏體的晶體結(jié)構(gòu)取向關(guān)系示意[12]Fig. 1 The schematic diagram showing orientation of crystal structure between β phase and α" martensite[12]

2 熱機(jī)械處理Ti-V-Al 輕質(zhì)記憶合金

Wayman 等首次研究不同V 含量Ti-V-Al 輕質(zhì)記憶合金的微觀組織與形狀記憶效應(yīng)[10,13-14]。 研究發(fā)現(xiàn)， 固溶處理的Ti-15.4V-4Al 合金室溫條件下處于α″馬氏體相與β 母相兩相共存狀態(tài)， 而Ti-16.1V-4Al 合金在室溫條件下為單一的β 母相。 Ti-16.1V-4Al 合金在加載過(guò)程中發(fā)生應(yīng)力誘發(fā)馬氏體相變，卸載后應(yīng)力誘發(fā)形成的馬氏體不能完全消失，通過(guò)加熱可使馬氏體板條逐漸變小、消失。 Ti-16.1V-4Al 合金最大的完全可恢復(fù)應(yīng)變?yōu)?%；當(dāng)變形量為6%時(shí)，Ti-16.1V-4Al 合金的可恢復(fù)應(yīng)變可達(dá)4%。

Yang 等通過(guò)調(diào)節(jié)Ti-V-Al 輕質(zhì)記憶合金的化學(xué)成分對(duì)其馬氏體相變溫度、力學(xué)性能與功能特性進(jìn)行優(yōu)化[15]。 研究表明，Ti-13V 合金室溫下為單一體心立方結(jié)構(gòu)β 母相。 并且，β 母相中彌散分布著高密度細(xì)小的ω 相。 隨著Al 含量的增加，α″馬氏體相開(kāi)始出現(xiàn)并越來(lái)越多。如圖2 所示，Ti-13V-1Al 合金的室溫組織為β 相與α″馬氏體兩相共存， 在β 母相中同樣可檢測(cè)到ω 相的存在；當(dāng)Al 含量增加至3%（原子分?jǐn)?shù)，下同）時(shí)，β 相完全演變?yōu)棣痢羼R氏體，馬氏體形貌為呈“V”字型的自協(xié)作組態(tài)。而Ti-13V-5Al 合金中的馬氏體為典型的板條狀， 同時(shí)隨著Al 含量的增加，ω 相數(shù)量逐漸減少。當(dāng)Al 含量為3%時(shí)，ω 相完全消失。這表明，Al 的添加有效抑制了Ti-V-Al 合金中ω 相的析出。

圖2 固溶處理Ti-13V-xAl 合金的TEM 明場(chǎng)像[15]Fig. 2 Bright field TEM images of solution treated Ti-13V-xAl alloys[15]

當(dāng)Al 含量不超過(guò)1%時(shí)，Ti-13V-Al 合金在加熱和冷卻過(guò)程中均未檢測(cè)到相變峰； 當(dāng)Al 含量增加至3%時(shí)，Ti-V-Al 合金呈現(xiàn)出逆馬氏體轉(zhuǎn)變峰；進(jìn)一步增加Al 含量反而會(huì)導(dǎo)致逆馬氏體相變溫度的降低。Ti-V-Al 合金在熱循環(huán)過(guò)程中會(huì)析出貧Ti 的ω 相，這勢(shì)必導(dǎo)致α"馬氏體中富Ti。 因此，隨著熱循環(huán)次數(shù)的增加，Ti-V-Al 合金的馬氏體相變溫度逐漸升高。并且，Al 的添加一定程度上抑制了熱循環(huán)過(guò)程中ω 相的析出，進(jìn)而導(dǎo)致Ti-V-Al 合金熱循環(huán)穩(wěn)定性的改善。

式（1）、式（2）中xi為β-Ti 合金中各元素i所占原子百分比。

圖3 中β 母相與α"馬氏體相分界線β/（β+ω）處的β-Ti 合金馬氏體相變穩(wěn)定性最差， 具有傾向析出ω 相的傾向。 而由公式（1）與（2）計(jì)算出的不同成分Ti-V-Al 合金的平均鍵長(zhǎng)（）與平均d 軌道能級(jí)（Md） 示于圖3 中。 圖3 中示出了含不同Al 含量Ti-V-Al 合金的平均鍵長(zhǎng)與平均軌道能級(jí)。 Ti-13V合金在圖3 中的位置最接近此條分界線，因此其淬火后無(wú)法形成α"馬氏體，而是直接從β 相轉(zhuǎn)變?yōu)棣?相，并且該相會(huì)一直保留下來(lái)。距離此條分界線越遠(yuǎn)，Ti-V-Al 合金的馬氏體相變穩(wěn)定性越高， 在熱循環(huán)過(guò)程中越不易析出ω 相。 可以看出，隨著Al 含量從1%增加到5%，合金的值與值均逐漸降低而遠(yuǎn)離分界線。 因此，Ti-V-Al 合金的馬氏體相變穩(wěn)定性隨著Al 含量的增加而逐漸提高。

圖3 固溶態(tài)Ti-13V-（0, 3, 5）Al 合金的-Fig. 3 - diagram of solution-treated Ti-13V-（0, 3, 5）Al alloy

Al 含量的添加對(duì)Ti-V-Al 合金的力學(xué)性能與功能特性有顯著的影響。 隨著Al 含量的增加，Ti-V-Al合金的拉伸強(qiáng)度、 延伸率以及應(yīng)變恢復(fù)特性均呈現(xiàn)出先升高后降低的趨勢(shì)。當(dāng)Al 含量（原子分?jǐn)?shù)）由0 增加至5%時(shí)，Ti-V-Al 合金拉伸強(qiáng)度由650 MPa 增加至740 MPa 后， 降低至690 MPa； 延伸率由14%升高至21%后，又降低為10%。 當(dāng)Al 含量為3%時(shí)，Ti-V-Al 合金呈現(xiàn)出最優(yōu)綜合力學(xué)性能；并且，Ti-13V-3Al 合金在6%變形量條件下可獲得最大4.2%的可恢復(fù)應(yīng)變。

李等系統(tǒng)研究了V 含量變化對(duì)Ti-V-3Al 合金的微觀組織結(jié)構(gòu)、馬氏體相變、力學(xué)性能及應(yīng)變恢復(fù)特性的影響規(guī)律[16]。 研究表明，Ti-V-Al 合金中β 相含量隨著V 含量增加而逐漸減小。 當(dāng)V 含量高達(dá)17%時(shí)，Ti-V-Al 合金在室溫條件下為單一β 母相。相應(yīng)地，V 含量的增加導(dǎo)致Ti-V-Al 合金逆馬氏體相變溫度降低。 但是V 含量的增加會(huì)改善其熱循環(huán)穩(wěn)定性。Ti-V-Al 合金的斷裂強(qiáng)度隨著V 含量增加而呈現(xiàn)出先升高后降低的趨勢(shì)，當(dāng)V 含量為14%時(shí)，其獲得最優(yōu)斷裂強(qiáng)度；而V 含量由12%增加至17%時(shí)，其延伸率持續(xù)增加，有17%持續(xù)升高至21.5%。 并且通過(guò)優(yōu)化V 添加量， 可使Ti-V-3Al 合金在6%預(yù)應(yīng)變條件下獲得最大5.4%的可恢復(fù)應(yīng)變。

雖然通過(guò)調(diào)節(jié)合金成分可對(duì)Ti-V-Al 輕質(zhì)記憶合金的馬氏體相變、力學(xué)性能及應(yīng)變恢復(fù)特性進(jìn)行優(yōu)化，但是固溶態(tài)Ti-V-Al 合金在6%預(yù)應(yīng)變條件下仍會(huì)存在殘余變形。 研究發(fā)現(xiàn)，在最佳合金成分的條件下對(duì)Ti-V-Al 輕質(zhì)記憶合金進(jìn)行熱機(jī)械處理可進(jìn)一步改善其功能特性[17]。例如：Yang 等研究表明，熱機(jī)械處理的Ti-13V-3Al 合金由α 相和α″馬氏體構(gòu)成[18]。 隨著退火溫度的升高，α 相數(shù)量逐漸減少， 尺寸變大且不規(guī)則形狀，分布狀態(tài)變得不均勻，如圖4 所示。α 相的析出導(dǎo)致Ti-V-Al 合金的逆馬氏體相變溫度先降低后升高，并逐漸接近固溶Ti-13V-3Al 合金的逆馬氏體相變溫度。熱機(jī)械處理在一定程度上亦會(huì)改善其熱循環(huán)穩(wěn)定性。 經(jīng)熱機(jī)械處理的Ti-13V-3Al 合金的力學(xué)性能與應(yīng)變恢復(fù)特性得到明顯改善。隨著熱機(jī)械處理退火溫度升高，Ti-13V-3Al 合金的平臺(tái)應(yīng)力下降，但延伸率會(huì)升高。 在6%預(yù)應(yīng)變條件下，Ti-13V-3Al合金的可恢復(fù)應(yīng)變隨著退火溫度的升高而先增大后減小。 當(dāng)退火溫度為700 ℃時(shí)， 熱機(jī)械處理的Ti-13V-3Al 合金在6%應(yīng)變條件下可完全恢復(fù)原狀，并且其可實(shí)現(xiàn)的最大完全可恢復(fù)應(yīng)變?yōu)?.5%。

經(jīng)冷軋后，700 ℃退火處理的Ti-13V-3Al 合金在變形過(guò)程中，α 相不僅起到強(qiáng)化基體的作用， 并且對(duì)馬氏體有分割作用，如圖5 所示。 由α 相分割成的細(xì)小馬氏體具有良好的界面可動(dòng)性，這使得Ti-13V-3Al 合金在變形過(guò)程中不易發(fā)生塑性變形，進(jìn)而使其呈現(xiàn)出優(yōu)異的形狀記憶效應(yīng)（7.5%完全可恢復(fù)應(yīng)變）。一旦應(yīng)變超過(guò)7.5%， 馬氏體板條間會(huì)發(fā)生嚴(yán)重的交叉擠碰現(xiàn)象，引入塑性變形而出現(xiàn)殘余變形。

經(jīng)冷軋后，700 ℃退火處理的Ti-16V-3Al 合金室溫條件下同樣由α 相與α″馬氏體組成。 而α″馬氏體呈現(xiàn)出一定擇優(yōu)取向，并且隨著退火溫度的變化而存在一定的差異[16]。 如：700 ℃退火處理的Ti-16V-3Al合金中α″馬氏體沿（002）擇優(yōu)取向；850 ℃退火處理的Ti-16V-3Al 合金中α″馬氏體則沿 （020） 擇優(yōu)取向。 在650~800 ℃溫度范圍內(nèi)，隨著退火溫度升高，Ti-16V-3Al 合金中位錯(cuò)密度逐漸降低。因而，熱機(jī)械處理Ti-16V-3Al 合金的逆馬氏體相變溫度隨著退火溫度的升高而逐漸上升。 同樣地，700 ℃退火處理的Ti-16V-3Al 合金可獲得最佳的應(yīng)變恢復(fù)特性，在8%預(yù)應(yīng)變條件下，可實(shí)現(xiàn)7.7%的應(yīng)變恢復(fù)。

圖4 不同退火溫度處理Ti-13V-3Al 合金的TEM 明場(chǎng)像[17]Fig. 4 Bright field TEM images of thermo-mechanical Ti-13V-3Al alloys[17]

圖5 經(jīng)冷軋后，700 ℃退火處理Ti-13V-3Al 合金不同階段的微觀變形機(jī)制[17]Fig. 5 The mechanisms of deformation at the various stages for Ti-13V-3Al alloy prepared by cold rolled and 700 ℃annealing treatment[17]

3 四組元Ti-V-Al-X 輕質(zhì)記憶合金

目前，Ti-V-Al 輕質(zhì)記憶合金中添加的第四組元主要有Fe、Co、Cu、B、Y、Gd、Sc 等[18-25]。 研究表明，Ti-V-Al 合金的馬氏體相變行為，微觀組織結(jié)構(gòu)，力學(xué)性能與功能特性均發(fā)生一定改變。 例如：Yang 等發(fā)現(xiàn)，F(xiàn)e 的添加可對(duì)Ti-V-Al 合金的馬氏體相變溫度進(jìn)行有效的調(diào)控[18]。 Fe 摻雜會(huì)使其馬氏體相變溫度顯著降低，每增加1%（原子分?jǐn)?shù)）的Fe，馬氏體相變溫度降低250 ℃。隨著Fe 含量的增加，Ti-V-Al 合金的抗拉強(qiáng)度先降低后升高；延伸率則持續(xù)上升。 并且基于Fe 的固溶強(qiáng)化， 冷軋+750 ℃退火處理的Ti-13V-3Al-1Fe 合金預(yù)變形8%后可恢復(fù)應(yīng)變達(dá)7.3%， 且在變形量為6%的條件下可獲得250 MPa的最大回復(fù)力。

類(lèi)似于Ti-V-Al-Fe 合金，第四組元Cu 與Co 的添加也會(huì)顯著降低Ti-V-Al 記憶合金的馬氏體相變溫度[19,22]。隨著Cu 或者Co 含量的增加，Ti-V-Al 基記憶合金的相組成呈現(xiàn)出由單一α″馬氏體相→α″馬氏體相+β 母相兩相共存→單一β 母相的演化規(guī)律。 所不同的是， 當(dāng)Cu 含量增加至5%時(shí)，Ti-V-Al-Cu 合金中會(huì)觀察到Ti2Cu 第二相的形成。 Ti-V-Al-Cu 合金因固溶強(qiáng)化、晶粒細(xì)化以及析出相強(qiáng)化而呈現(xiàn)出較高的強(qiáng)度。 例如：Ti-V-Al-5at.%Cu 記憶合金最大屈服強(qiáng)度為671 MPa，而最大的拉伸斷裂強(qiáng)度為859 MPa。

相比較而言， 第四組元B，Gd 與Y 等對(duì)Ti-VAl 合金微觀組織結(jié)構(gòu)上的顯著影響即是晶粒的細(xì)化[20-21,23-24]。研究表明，微量的B，Gd 與Y 等第四組元的添加會(huì)細(xì)化晶粒。但過(guò)量第四組元添加會(huì)導(dǎo)致第二相（TiB 相，Gd-Rich 相，及Y-rich 相等）的形成。 Ti-V-Al-（B，Gd，Y 等）合金因微觀組織結(jié)構(gòu)的差異也會(huì)導(dǎo)致馬氏體相變，力學(xué)行為及功能特性的改變。如：隨著B(niǎo) 含量增加，Ti-V-Al 合金的晶粒尺寸由250 μm逐漸降低至45 μm。 并且當(dāng)B 含量增加至0.05%時(shí)，TiB 第二相開(kāi)始形成。 繼續(xù)增加B 含量， 第二相的TiB 數(shù)量與尺寸會(huì)逐漸增加，并逐漸形成準(zhǔn)連續(xù)網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)。類(lèi)似的結(jié)果也在摻雜Gd 與Y 的Ti-V-Al 輕質(zhì)記憶合金中，如圖6 所示。 B 的添加導(dǎo)致Ti-V-Al-B合金的馬氏體相變呈現(xiàn)出先降低后稍微升高的趨勢(shì)。而Ti-V-Al-B 合金的綜合力學(xué)性能可通過(guò)優(yōu)化B 含量獲得最優(yōu)值。 添加0.1B 的Ti-V-Al 合金呈現(xiàn)出最大987 MPa 的拉伸斷裂強(qiáng)度與18.5%的拉伸斷裂應(yīng)變，如圖7 所示。 并且，其在6%預(yù)應(yīng)變的條件下可獲得5.1%的可恢復(fù)應(yīng)變。 力學(xué)性能與功能特性的明顯提高主要得益于固溶強(qiáng)化、晶粒細(xì)化、第二相強(qiáng)化等。雖然Gd 及Y 的添加也會(huì)實(shí)現(xiàn)晶粒細(xì)化及第二相的析出， 但Ti-V-Al 基記憶合金的馬氏體相變與功能特性也會(huì)存在一定差異。 比如：第四組元Gd 的添加會(huì)使Ti-V-Al 合金的馬氏體相變溫度的稍微降低；而第四組元Y 的添加會(huì)使Ti-V-Al 輕質(zhì)記憶合金馬氏體相變升高。 并且，Ti-V-Al-Gd 及Ti-V-Al-Y 合金可實(shí)現(xiàn)的最大斷裂應(yīng)變分別為：20.7%和18.2%；最大斷裂強(qiáng)度分別為925 MPa 與912 MPa。 相應(yīng)地，在6%預(yù)應(yīng)變條件下可實(shí)現(xiàn)的最大可恢復(fù)應(yīng)變?yōu)椋?.9%與5.67%。

圖6 Gd 摻雜Ti-V-Al 合金的微觀組織結(jié)構(gòu)特征[21]Fig. 6 The microstructural feature of Gd-doped Ti-V-Al alloy[21]

圖7 B 含量對(duì)Ti-V-Al 合金的力學(xué)性能的影響規(guī)律與機(jī)制[24]Fig.7 The effect of B content on the evolution and mechanisms of Ti-V-Al alloy[24]

4 Ti-V-Al 輕質(zhì)記憶合金復(fù)合材料

通過(guò)添加第四組元（B，Gd，Y 等）會(huì)引入第二相，但是形成的第二相是隨機(jī)分布的。 Sun 等將Ti-V-Al合金粉末與TiB2陶瓷顆粒采用低能球磨方式混合，使TiB2陶瓷顆粒均勻附著在Ti-V-Al 合金微球表面，再采用熱壓燒結(jié)的方式成功制備出第二相呈定向分布的Ti-V-Al 輕質(zhì)記憶合金復(fù)合材料[26]。 并且，通過(guò)調(diào)節(jié)低能球磨與熱壓燒結(jié)工藝參數(shù)，可使原位自生形成的TiB 增強(qiáng)相主要分布于Ti-V-Al 合金微球表面，形成準(zhǔn)連續(xù)網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，如圖8 所示。 隨TiB2含量增加，原位自生形成的TiB 相逐漸增多，基體由單一α″馬氏體逐漸演變?yōu)棣痢羼R氏體相與β 母相兩相共存。相應(yīng)地，馬氏體相變溫度先升高后降低。Ti-V-Al輕質(zhì)記憶合金復(fù)合材料中準(zhǔn)連續(xù)網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)原位自生增強(qiáng)相的引入促使其呈現(xiàn)出高強(qiáng)度和良好延伸率以及優(yōu)異的可恢復(fù)應(yīng)變。 添加0.5%TiB2（質(zhì)量比）的Ti-V-Al 輕質(zhì)記憶合金復(fù)合材料實(shí)現(xiàn)的最大拉伸斷裂應(yīng)力與應(yīng)變分別為932 MPa 與21%，在6%預(yù)應(yīng)變條件下可獲得4.4%的可恢復(fù)應(yīng)變。

盡管采用粉末冶金的方法制備TiB/Ti-V-Al 記憶合金復(fù)合材料的應(yīng)變恢復(fù)特性并未發(fā)生顯著改善，但是粉末冶金制備Ti-V-Al 輕質(zhì)記憶合金復(fù)合材料也有諸多優(yōu)勢(shì)，這主要表現(xiàn)在以下幾個(gè)方面：

1）可以近凈成型，節(jié)約原材料，提高原材料的利用率。

2）可以隨意改變陶瓷顆粒種類(lèi)、含量，進(jìn)而對(duì)增強(qiáng)相的種類(lèi)、含量以及分布狀態(tài)等進(jìn)行調(diào)節(jié)，進(jìn)而有效地調(diào)控其馬氏體相變溫度、 力學(xué)性能與功能特性，以使其能夠適用于不同應(yīng)用場(chǎng)合。

3）可一步成型，制備結(jié)構(gòu)復(fù)雜的Ti-V-Al 輕質(zhì)記憶合金構(gòu)件。

圖8 添加不同TiB2 陶瓷顆粒含量Ti-V-Al 復(fù)合材料的SEM 像[26]Fig. 8 SEM images of Ti-V-Al composites with different contents of TiB2 ceramic particles[26]

5 結(jié)論與展望

Ti-V-Al 輕質(zhì)記憶合金集諸多優(yōu)異功能特性于一身，是一種先進(jìn)的智能先進(jìn)材料，在航空航天等領(lǐng)域有著廣闊的應(yīng)用前景， 這也使得近幾年研究者對(duì)Ti-V-Al 輕質(zhì)記憶合金開(kāi)展了大量的研究。 盡管如此，對(duì)于Ti-V-Al 輕質(zhì)記憶合金的研究仍有亟需解決的問(wèn)題。

1） 正馬氏體相變溫度是決定形狀記憶合金應(yīng)用領(lǐng)域的一個(gè)重要指標(biāo)參數(shù)，然而目前Ti-V-Al 輕質(zhì)記憶合金的正馬氏體相變峰仍無(wú)法檢測(cè)到。 并且對(duì)Ti-V-Al 輕質(zhì)記憶合金DSC 曲線上正馬氏體相變?nèi)笔У脑蛏腥鄙僮C據(jù)。

2） 相比較而言，Ti-V-Al 合金的原材料成本尚高，探尋新的替代元素以進(jìn)一步降低原材料成本是其尚需考慮的問(wèn)題。

3） 記憶合金構(gòu)件在航空航天領(lǐng)域中應(yīng)用往往需要進(jìn)行復(fù)雜結(jié)構(gòu)的設(shè)計(jì)。 因此，后續(xù)增材制造Ti-VAl 記憶合金方面的研究可能是未來(lái)發(fā)展方向。

4） 輕量化亦是當(dāng)今低碳經(jīng)濟(jì)時(shí)代對(duì)汽車(chē)、飛機(jī)以及高精端設(shè)備的重要需求。 傳統(tǒng)的Ti-Ni 基記憶合金的高密度特征不符合輕量化需求。 輕質(zhì)Ti-VAl 記憶合金構(gòu)件將在未來(lái)汽車(chē)領(lǐng)域、航空航天及高精端領(lǐng)域中將發(fā)揮越來(lái)越重要的作用，這將節(jié)省一定的能耗。