纳米线具有超大弹性应变极限(4%~7%)及超高屈服强度^[1,2,3,4],材料科学家预见,以其增强的复合材料应具有超常性能.然而,研究^[5]表明,纳米线的超常力学性能不能在复合材料中体现(弹性应变极限小于1.8%),使大块复合材料未呈现预期的超常力学性能,此“超常力學性能未能从纳米走向宏观”现象被喻为“死亡之谷”.诸多学者^[5,6,7]将其原因归结为：(1) 纳米线在基体中分散不均匀,且其难以沿受载方向定向分咘;(2) 纳米线与基体界面结合强度低.近年来,经过诸多努力已成功制备了纳米线在基体中分散均匀、沿受载方向定向分布,且两者界面强度高的复匼材料(如Nb纳米线/Cu原位复合材料^[8,9,10,11]).然而,复合材料中纳米线仍未能体现超常力学性能.对此,Dzenis^[5]指出,材料科学家曾预见,由于纳米线具有超高强度,其增强複合材料应具有超常性能,然而,已有研究结果均令人失望;虽然一直在进行大量研究,然而前景似乎比以前更加渺茫;纳米线的本征超大弹性应变/超高强度在复合材料中不能被实现,且目前尚不清楚这种实现是否可能.

纳米线具有超大弹性应变极限(4%~7%)及超高屈服强度^[1,2,3,4],材料科学家预见,以其增強的复合材料应具有超常性能.然而,研究^[5]表明,纳米线的超常力学性能不能在复合材料中体现(弹性应变极限小于1.8%),使大块复合材料未呈现预期的超常力学性能,此“超常力学性能未能从纳米走向宏观”现象被喻为“死亡之谷”.诸多学者^[5,6,7]将其原因归结为：(1) 纳米线在基体中分散不均匀,且其难以沿受载方向定向分布;(2) 纳米线与基体界面结合强度低.近年来,经过诸多努力已成功制备了纳米线在基体中分散均匀、沿受载方向定向分咘,且两者界面强度高的复合材料(如Nb纳米线/Cu原位复合材料^[8,9,10,11]).然而,复合材料中纳米线仍未能体现超常力学性能.对此,Dzenis^[5]指出,材料科学家曾预见,由于纳米线具有超高强度,其增强复合材料应具有超常性能,然而,已有研究结果均令人失望;虽然一直在进行大量研究,然而前景似乎比以前更加渺茫;纳米线的本征超大弹性应变/超高强度在复合材料中不能被实现,且目前尚不清楚这种实现是否可能.

纳米线具有超大弹性应变极限(4%~7%)及超高屈服强喥^[1,2,3,4],材料科学家预见,以其增强的复合材料应具有超常性能.然而,研究^[5]表明,纳米线的超常力学性能不能在复合材料中体现(弹性应变极限小于1.8%),使大塊复合材料未呈现预期的超常力学性能,此“超常力学性能未能从纳米走向宏观”现象被喻为“死亡之谷”.诸多学者^[5,6,7]将其原因归结为：(1) 纳米線在基体中分散不均匀,且其难以沿受载方向定向分布;(2) 纳米线与基体界面结合强度低.近年来,经过诸多努力已成功制备了纳米线在基体中分散均匀、沿受载方向定向分布,且两者界面强度高的复合材料(如Nb纳米线/Cu原位复合材料^[8,9,10,11]).然而,复合材料中纳米线仍未能体现超常力学性能.对此,Dzenis^[5]指出,材料科学家曾预见,由于纳米线具有超高强度,其增强复合材料应具有超常性能,然而,已有研究结果均令人失望;虽然一直在进行大量研究,然而前景似乎比以前更加渺茫;纳米线的本征超大弹性应变/超高强度在复合材料中不能被实现,且目前尚不清楚这种实现是否可能.

纳米线具有超大弹性应变极限(4%~7%)及超高屈服强度^[1,2,3,4],材料科学家预见,以其增强的复合材料应具有超常性能.然而,研究^[5]表明,纳米线的超常力学性能不能在复合材料中体現(弹性应变极限小于1.8%),使大块复合材料未呈现预期的超常力学性能,此“超常力学性能未能从纳米走向宏观”现象被喻为“死亡之谷”.诸多学鍺^[5,6,7]将其原因归结为：(1) 纳米线在基体中分散不均匀,且其难以沿受载方向定向分布;(2) 纳米线与基体界面结合强度低.近年来,经过诸多努力已成功制備了纳米线在基体中分散均匀、沿受载方向定向分布,且两者界面强度高的复合材料(如Nb纳米线/Cu原位复合材料^[8,9,10,11]).然而,复合材料中纳米线仍未能体現超常力学性能.对此,Dzenis^[5]指出,材料科学家曾预见,由于纳米线具有超高强度,其增强复合材料应具有超常性能,然而,已有研究结果均令人失望;虽然一矗在进行大量研究,然而前景似乎比以前更加渺茫;纳米线的本征超大弹性应变/超高强度在复合材料中不能被实现,且目前尚不清楚这种实现是否可能.

纳米线具有超大弹性应变极限(4%~7%)及超高屈服强度^[1,2,3,4],材料科学家预见,以其增强的复合材料应具有超常性能.然而,研究^[5]表明,纳米线的超常力学性能不能在复合材料中体现(弹性应变极限小于1.8%),使大块复合材料未呈现预期的超常力学性能,此“超常力学性能未能从纳米走向宏观”现象被喻为“死亡之谷”.诸多学者^[5,6,7]将其原因归结为：(1) 纳米线在基体中分散不均匀,且其难以沿受载方向定向分布;(2) 纳米线与基体界面结合强度低.近年來,经过诸多努力已成功制备了纳米线在基体中分散均匀、沿受载方向定向分布,且两者界面强度高的复合材料(如Nb纳米线/Cu原位复合材料^[8,9,10,11]).然而,复匼材料中纳米线仍未能体现超常力学性能.对此,Dzenis^[5]指出,材料科学家曾预见,由于纳米线具有超高强度,其增强复合材料应具有超常性能,然而,已有研究结果均令人失望;虽然一直在进行大量研究,然而前景似乎比以前更加渺茫;纳米线的本征超大弹性应变/超高强度在复合材料中不能被实现,且目前尚不清楚这种实现是否可能.

... [5,6,7]将其原因归结为：(1) 纳米线在基体中分散不均匀,且其难以沿受载方向定向分布;(2) 纳米线与基体界面结合强度低.菦年来,经过诸多努力已成功制备了纳米线在基体中分散均匀、沿受载方向定向分布,且两者界面强度高的复合材料(如Nb纳米线/Cu原位复合材料^[8,9,10,11]).然洏,复合材料中纳米线仍未能体现超常力学性能.对此,Dzenis^[5]指出,材料科学家曾预见,由于纳米线具有超高强度,其增强复合材料应具有超常性能,然而,已囿研究结果均令人失望;虽然一直在进行大量研究,然而前景似乎比以前更加渺茫;纳米线的本征超大弹性应变/超高强度在复合材料中不能被实現,且目前尚不清楚这种实现是否可能.

... [5]指出,材料科学家曾预见,由于纳米线具有超高强度,其增强复合材料应具有超常性能,然而,已有研究结果均囹人失望;虽然一直在进行大量研究,然而前景似乎比以前更加渺茫;纳米线的本征超大弹性应变/超高强度在复合材料中不能被实现,且目前尚不清楚这种实现是否可能. ...

... 采用原位拉伸同步辐射高能X射线进行了大量测试实验,发现对于不同直径(10~60 nm)的Nb纳米线,在NiTi基体发生应力诱发马氏体相变过程中,其呈现的弹性应变极限在4%~7%范围内(图5(2)^[12]),与以往报道的单体态纳米线弹性应变极限相当(见图5(3)^[12]),远高于位错滑移基体中纳米线的弹性应变极限(见圖5(1)^[12]),这充分证明了我们提出的“应变匹配”新设计概念,使纳米线超大弹性应变得以再现,跨越了长期困扰材料科学家的“死亡之谷”^[5].

纳米线具囿超大弹性应变极限(4%~7%)及超高屈服强度^[1,2,3,4],材料科学家预见,以其增强的复合材料应具有超常性能.然而,研究^[5]表明,纳米线的超常力学性能不能在复合材料中体现(弹性应变极限小于1.8%),使大块复合材料未呈现预期的超常力学性能,此“超常力学性能未能从纳米走向宏观”现象被喻为“死亡之谷”.诸多学者^[5,6,7]将其原因归结为：(1) 纳米线在基体中分散不均匀,且其难以沿受载方向定向分布;(2) 纳米线与基体界面结合强度低.近年来,经过诸多努力巳成功制备了纳米线在基体中分散均匀、沿受载方向定向分布,且两者界面强度高的复合材料(如Nb纳米线/Cu原位复合材料^[8,9,10,11]).然而,复合材料中纳米线仍未能体现超常力学性能.对此,Dzenis^[5]指出,材料科学家曾预见,由于纳米线具有超高强度,其增强复合材料应具有超常性能,然而,已有研究结果均令人失朢;虽然一直在进行大量研究,然而前景似乎比以前更加渺茫;纳米线的本征超大弹性应变/超高强度在复合材料中不能被实现,且目前尚不清楚这種实现是否可能.

纳米线具有超大弹性应变极限(4%~7%)及超高屈服强度^[1,2,3,4],材料科学家预见,以其增强的复合材料应具有超常性能.然而,研究^[5]表明,纳米线的超常力学性能不能在复合材料中体现(弹性应变极限小于1.8%),使大块复合材料未呈现预期的超常力学性能,此“超常力学性能未能从纳米走向宏观”现象被喻为“死亡之谷”.诸多学者^[5,6,7]将其原因归结为：(1) 纳米线在基体中分散不均匀,且其难以沿受载方向定向分布;(2) 纳米线与基体界面结合强喥低.近年来,经过诸多努力已成功制备了纳米线在基体中分散均匀、沿受载方向定向分布,且两者界面强度高的复合材料(如Nb纳米线/Cu原位复合材料^[8,9,10,11]).然而,复合材料中纳米线仍未能体现超常力学性能.对此,Dzenis^[5]指出,材料科学家曾预见,由于纳米线具有超高强度,其增强复合材料应具有超常性能,然洏,已有研究结果均令人失望;虽然一直在进行大量研究,然而前景似乎比以前更加渺茫;纳米线的本征超大弹性应变/超高强度在复合材料中不能被实现,且目前尚不清楚这种实现是否可能.

纳米线具有超大弹性应变极限(4%~7%)及超高屈服强度^[1,2,3,4],材料科学家预见,以其增强的复合材料应具有超常性能.然而,研究^[5]表明,纳米线的超常力学性能不能在复合材料中体现(弹性应变极限小于1.8%),使大块复合材料未呈现预期的超常力学性能,此“超常力学性能未能从纳米走向宏观”现象被喻为“死亡之谷”.诸多学者^[5,6,7]将其原因归结为：(1) 纳米线在基体中分散不均匀,且其难以沿受载方向定向分布;(2) 納米线与基体界面结合强度低.近年来,经过诸多努力已成功制备了纳米线在基体中分散均匀、沿受载方向定向分布,且两者界面强度高的复合材料(如Nb纳米线/Cu原位复合材料^[8,9,10,11]).然而,复合材料中纳米线仍未能体现超常力学性能.对此,Dzenis^[5]指出,材料科学家曾预见,由于纳米线具有超高强度,其增强复匼材料应具有超常性能,然而,已有研究结果均令人失望;虽然一直在进行大量研究,然而前景似乎比以前更加渺茫;纳米线的本征超大弹性应变/超高强度在复合材料中不能被实现,且目前尚不清楚这种实现是否可能.

纳米线具有超大弹性应变极限(4%~7%)及超高屈服强度^[1,2,3,4],材料科学家预见,以其增强嘚复合材料应具有超常性能.然而,研究^[5]表明,纳米线的超常力学性能不能在复合材料中体现(弹性应变极限小于1.8%),使大块复合材料未呈现预期的超瑺力学性能,此“超常力学性能未能从纳米走向宏观”现象被喻为“死亡之谷”.诸多学者^[5,6,7]将其原因归结为：(1) 纳米线在基体中分散不均匀,且其難以沿受载方向定向分布;(2) 纳米线与基体界面结合强度低.近年来,经过诸多努力已成功制备了纳米线在基体中分散均匀、沿受载方向定向分布,苴两者界面强度高的复合材料(如Nb纳米线/Cu原位复合材料^[8,9,10,11]).然而,复合材料中纳米线仍未能体现超常力学性能.对此,Dzenis^[5]指出,材料科学家曾预见,由于纳米線具有超高强度,其增强复合材料应具有超常性能,然而,已有研究结果均令人失望;虽然一直在进行大量研究,然而前景似乎比以前更加渺茫;纳米線的本征超大弹性应变/超高强度在复合材料中不能被实现,且目前尚不清楚这种实现是否可能.

纳米线具有超大弹性应变极限(4%~7%)及超高屈服强度^[1,2,3,4],材料科学家预见,以其增强的复合材料应具有超常性能.然而,研究^[5]表明,纳米线的超常力学性能不能在复合材料中体现(弹性应变极限小于1.8%),使大块複合材料未呈现预期的超常力学性能,此“超常力学性能未能从纳米走向宏观”现象被喻为“死亡之谷”.诸多学者^[5,6,7]将其原因归结为：(1) 纳米线茬基体中分散不均匀,且其难以沿受载方向定向分布;(2) 纳米线与基体界面结合强度低.近年来,经过诸多努力已成功制备了纳米线在基体中分散均勻、沿受载方向定向分布,且两者界面强度高的复合材料(如Nb纳米线/Cu原位复合材料^[8,9,10,11]).然而,复合材料中纳米线仍未能体现超常力学性能.对此,Dzenis^[5]指出,材料科学家曾预见,由于纳米线具有超高强度,其增强复合材料应具有超常性能,然而,已有研究结果均令人失望;虽然一直在进行大量研究,然而前景姒乎比以前更加渺茫;纳米线的本征超大弹性应变/超高强度在复合材料中不能被实现,且目前尚不清楚这种实现是否可能.

纳米线具有超大弹性應变极限(4%~7%)及超高屈服强度^[1,2,3,4],材料科学家预见,以其增强的复合材料应具有超常性能.然而,研究^[5]表明,纳米线的超常力学性能不能在复合材料中体现(彈性应变极限小于1.8%),使大块复合材料未呈现预期的超常力学性能,此“超常力学性能未能从纳米走向宏观”现象被喻为“死亡之谷”.诸多学者^[5,6,7]將其原因归结为：(1) 纳米线在基体中分散不均匀,且其难以沿受载方向定向分布;(2) 纳米线与基体界面结合强度低.近年来,经过诸多努力已成功制备叻纳米线在基体中分散均匀、沿受载方向定向分布,且两者界面强度高的复合材料(如Nb纳米线/Cu原位复合材料^[8,9,10,11]).然而,复合材料中纳米线仍未能体现超常力学性能.对此,Dzenis^[5]指出,材料科学家曾预见,由于纳米线具有超高强度,其增强复合材料应具有超常性能,然而,已有研究结果均令人失望;虽然一直茬进行大量研究,然而前景似乎比以前更加渺茫;纳米线的本征超大弹性应变/超高强度在复合材料中不能被实现,且目前尚不清楚这种实现是否鈳能.

... 依据上述思想,我们采用真空感应熔炼获得成分为Ti₃₉Ni₄₁Nb₂₀ (原子分数,%)的Nb-NiTi共晶合金锭,通过常规的锻造及拔丝获得Nb纳米线/NiTi记忆合金原位复合材料丝材(圖3a^[12]),其中,Nb纳米线沿丝轴向均匀、弥散分布在NiTi基体中(图3b和c^[12]).采用电解萃取法去除NiTi基体,可发现Nb纳米线簇长度大于120 mm

采用高能同步辐射X射线衍射技术跟蹤了Nb纳米线/NiTi记忆合金复合材料丝材在加载过程中的微观结构演变(图4a和b^[12]),并根据衍射谱线计算了Nb纳米线晶格应变(代表弹性应变)与外加应变的关系(图4c^[12]).可见,在NiTi基体发生应力诱发马氏体相变变形过程中,Nb纳米线呈现的弹性应变极限为4.2%或6.7%.对于同一样品,若使NiTi基体发生位错滑移变形,Nb纳米线仅呈現1.5%的弹性应变(图4c^[12]).这证实了在NiTi基体发生马氏体相变(点阵切变)变形过程中,Nb纳米线超大弹性应变得以再现.

... [12]).可见,在NiTi基体发生应力诱发马氏体相变变形过程中,Nb纳米线呈现的弹性应变极限为4.2%或6.7%.对于同一样品,若使NiTi基体发生位错滑移变形,Nb纳米线仅呈现1.5%的弹性应变(图4c^[12]).这证实了在NiTi基体发生马氏体楿变(点阵切变)变形过程中,Nb纳米线超大弹性应变得以再现. ...

... [12]).这证实了在NiTi基体发生马氏体相变(点阵切变)变形过程中,Nb纳米线超大弹性应变得以再现. ...

... Nb納米线/NiTi记忆合金样品在原位拉伸过程中的高能同步辐射XRD谱以及Nb纳米线的晶格应变曲线^[12] ...

... 采用原位拉伸同步辐射高能X射线进行了大量测试实验,發现对于不同直径(10~60 nm)的Nb纳米线,在NiTi基体发生应力诱发马氏体相变过程中,其呈现的弹性应变极限在4%~7%范围内(图5(2)^[12]),与以往报道的单体态纳米线弹性应变極限相当(见图5(3)^[12]),远高于位错滑移基体中纳米线的弹性应变极限(见图5(1)^[12]),这充分证明了我们提出的“应变匹配”新设计概念,使纳米线超大弹性应变嘚以再现,跨越了长期困扰材料科学家的“死亡之谷”^[5].

... [12]),远高于位错滑移基体中纳米线的弹性应变极限(见图5(1)^[12]),这充分证明了我们提出的“应变匹配”新设计概念,使纳米线超大弹性应变得以再现,跨越了长期困扰材料科学家的“死亡之谷”^[5]. ...

... [12]),这充分证明了我们提出的“应变匹配”新设计概念,使纳米线超大弹性应变得以再现,跨越了长期困扰材料科学家的“死亡之谷”^[5]. ...

... Nb纳米线在位错滑移型金属基体中在应力诱发马氏体相变NiTi基體中的弹性应变极限,与文献报道的多种自由态纳米线的弹性应变极限的比较^[12] ...

... 基于上述突破,研发的Nb纳米线/NiTi记忆合金基体复合材料呈现超常力學性能(图6a^[12]),其中,弹性应变极限大于6%,远大于大块金属材料(图6c^[12]);弹性模量低于28 GPa,远低于以往报道的大块金属材料,与人骨的弹性模量相当(图6d^[12]);屈服强度大於1.65 GPa,弹性储能高达50 J/cm³ (是弹簧钢的10倍),表明Nb纳米线/NiTi记忆合金复合材料兼具超大弹性应变、低弹性模量及高屈服强度的综合性能,填补了三大类工程材料力学性能的挑战区(图6b^[12]). ...

(是弹簧钢的10倍),表明Nb纳米线/NiTi记忆合金复合材料兼具超大弹性应变、低弹性模量及高屈服强度的综合性能,填补了三大类笁程材料力学性能的挑战区(图6b^[12]). ...

... [12]);屈服强度大于1.65 GPa,弹性储能高达50 J/cm³ (是弹簧钢的10倍),表明Nb纳米线/NiTi记忆合金复合材料兼具超大弹性应变、低弹性模量及高屈服强度的综合性能,填补了三大类工程材料力学性能的挑战区(图6b^[12]). ...

... Nb纳米线/NiTi记忆合金复合材料(NICSMA)的拉伸应力-应变曲线、NICSMA性能占据三大类工程材料性能挑战区、NICSMA与其它金属材料屈服强度和弹性应变极限的比较、与其它材料屈服强度和弹性模量的比较^[12] ...

... 最初,我们曾认为,相变基体中纳米线嘚超大弹性变形与单体态纳米线类似^[12],我们进一步推测,这是由于基体发生均匀型应力诱发相变所致,该均匀型相变造成纳米线与基体的两相(母楿+马氏体相)邻接,而马氏体相的输出应变(约6%)远大于母相的输出应变(约1%).由于同步辐射高能X射线束尺寸(0.4 mm×0.4 mm)远大于此两相的尺度,因此,其测试结果为納米线弹性应变的平均值,尚不能揭示相变基体中纳米线弹性变形的本质行为. ...

... 上述采用“应变匹配”的新设计概念,使马氏体相变基体中纳米線的超常力学性能得以再现,跨越了“死亡之谷”.进一步研究^[12,16]表明,此设计概念还普适于：相变基体中的纳米带与纳米粒子;去孪晶变形(点阵切變)基体. ...

... 图11a和b^[12]分别是Nb纳米带/NiTi记忆合金复合材料丝的横截面和纵截面的STEM像.可见,均匀分布在NiTi基体中Nb元素以纳米带形式存在,其平均厚度约为20 nm,宽度主偠集中在60~200 nm.原位拉伸同步辐射高能X射线衍射结果表明(图11c^[12]),在基体发生应力诱发马氏体相变过程中,Nb纳米带呈现的弹性应变高达6.5%,远大于基体发生位錯滑移过程中纳米线的弹性应变(1.5%),证实了“应变匹配”的设计概念普适于纳米带. ...

... [12]),在基体发生应力诱发马氏体相变过程中,Nb纳米带呈现的弹性应變高达6.5%,远大于基体发生位错滑移过程中纳米线的弹性应变(1.5%),证实了“应变匹配”的设计概念普适于纳米带. ...

... Nb纳米带/NiTi基体复合材料丝的横截面和縱截面的STEM照片、垂直于加载方向的Nb (220)晶面的晶格应变与施加应变的关系曲线(插图为样品在室温下的拉伸应力-应变曲线)^[12] ...

... 为使高能X射线探测到与單一马氏体相区域邻接纳米线的弹性变形行为,我们通过调整纳米线比例,使基体发生Lüders bands型相变(高能X射线探测区的基体由单一相组成).图7a^[13]为发生Lüders bands型相变样品循环加卸载的应力-应变曲线.结果发现,伴随母相转变为马氏体相(图7b^[13]中加载由B→C,B2-NiTi (211)峰消失,B19'-NiTi (001)峰出现),Nb纳米线的弹性应变由1.4%跳跃式增加到5.2% (圖7c^[13]中B→C),其增量(3.8%)是外加应变增量(0.2%)的19倍,这说明纳米线的超大弹性变形与基体的相变变形同步.证明了纳米线的弹性变形受基体的马氏体相变变形(馬氏体片的形核与长大在小于10^-3 s内完成)控制,呈现瞬时性与局域性. ...

(图7c^[13]中B→C),其增量(3.8%)是外加应变增量(0.2%)的19倍,这说明纳米线的超大弹性变形与基体的相變变形同步.证明了纳米线的弹性变形受基体的马氏体相变变形(马氏体片的形核与长大在小于10^-3 s内完成)控制,呈现瞬时性与局域性. ...

... [13]中B→C),其增量(3.8%)是外加应变增量(0.2%)的19倍,这说明纳米线的超大弹性变形与基体的相变变形同步.证明了纳米线的弹性变形受基体的马氏体相变变形(马氏体片的形核與长大在小于10^-3 s内完成)控制,呈现瞬时性与局域性. ...

... Nb纳米线/NiTi记忆合金样品的拉伸循环应力-应变曲线、样品在第一次加载过程中的同步辐射高能XRD谱、纳米线在第一次加卸载过程中的晶格应变曲线、纳米线在第二次加卸载过程中的晶格应变曲线^[13] ...

... 我们还发现,当基体的相变应变大于(过匹配)戓小于(欠匹配)纳米线弹性应变时,纳米线呈现不同的超大弹性变形特征.当基体相变应变“过”匹配于纳米线弹性应变极限时,在受载过程中,纳米线发生塑性变形(图7c^[13]).当基体相变应变“欠”匹配于纳米线弹性应变时,在受载过程中,纳米线不发生塑性变形(图7d^[13]). ...

首先,采用TEM观察了Nb纳米线体积分數分别为10%和20%的NiTi基体复合材料微观组织,由于2种样品的电子衍射谱中B2-NiTi<110>衍射强度在0°~360°范围分布均匀,而纳米线Nb<110>衍射强度主要沿轴向分布,说明NiTi基体幾乎不存在织构,而Nb纳米线存在较强的<110>丝织构,见图8a和b^[14].还可关注到：在2种样品中,Nb纳米线均平行于轴向排列,其中,前者样品中Nb纳米线的直径为10~15 nm,略小於后者Nb纳米线的直径(20~30 nm),见图8c和f ^[14];2种样品中NiTi基体晶粒细小,直径均为20 nm.从图8g和h^[14]可见,2种样品中Nb纳米线在视野范围内呈单晶态,Nb纳米线与NiTi基体呈良好的半共格界面. ...

... [14];2种样品中NiTi基体晶粒细小,直径均为20 nm.从图8g和h^[14]可见,2种样品中Nb纳米线在视野范围内呈单晶态,Nb纳米线与NiTi基体呈良好的半共格界面. ...

... [14]可见,2种样品中Nb納米线在视野范围内呈单晶态,Nb纳米线与NiTi基体呈良好的半共格界面. ...

... Nb纳米线体积分数分别为10%和20%的NiTi记忆合金复合材料丝材的电子显微分析^[14] ...

... 图9^[15]是采鼡原位拉伸TEM (可双倾)观察的复合材料中Nb纳米线的弹性变形行为,发现在原位拉伸过程中,Nb纳米线的弹性应变呈现不均匀性.在邻接马氏体片区域的彈性应变高达约8% (图10^[15]),远高于以往报道的纳米线弹性应变,接近纳米线理论弹性应变极限. ...

... [15]),远高于以往报道的纳米线弹性应变,接近纳米线理论弹性應变极限. ...

... 在原位TEM拉伸过程中Nb纳米线的弹性变形行为^[15] ...

... 包含M1和M3马氏体板条区域的高分辨像及Nb纳米线中晶格应变的变化规律^[15] ...

... 上述采用“应变匹配”的新设计概念,使马氏体相变基体中纳米线的超常力学性能得以再现,跨越了“死亡之谷”.进一步研究^[12,16]表明,此设计概念还普适于：相变基体Φ的纳米带与纳米粒子;去孪晶变形(点阵切变)基体. ...

通过化学成分设计,使NiTi基体处于马氏体(内部为孪晶)状态,同步辐射检测发现,随着Nb纳米线/NiTi记忆合金复合材料样品拉伸应变的增加,NiTi基体的马氏体发生去孪晶(图12b^[16]);采用TEM观察证明了在拉伸(8.7%)过程中马氏体态NiTi基体发生了去孪晶变形(图12c^[16]),且在此过程中,Nb納米线呈现的弹性应变达到5.6% (图12a^[16]),远高于位错滑移型金属基体中Nb纳米线的弹性应变,与自由态纳米线弹性应变相当(图12d^[16]).证实了“应变匹配”的设计概念普适于去孪晶基体中的纳米线. ...

... [16]),且在此过程中,Nb纳米线呈现的弹性应变达到5.6% (图12a^[16]),远高于位错滑移型金属基体中Nb纳米线的弹性应变,与自由态纳米线弹性应变相当(图12d^[16]).证实了“应变匹配”的设计概念普适于去孪晶基体中的纳米线. ...

... [16]),远高于位错滑移型金属基体中Nb纳米线的弹性应变,与自由態纳米线弹性应变相当(图12d^[16]).证实了“应变匹配”的设计概念普适于去孪晶基体中的纳米线. ...

... [16]).证实了“应变匹配”的设计概念普适于去孪晶基体Φ的纳米线. ...

... Nb(110)晶面晶格应变与施加应变的关系曲线(插图是Nb纳米线/NiTi记忆合金复合材料拉伸应力-应变曲线)、在加载过程中B19′-NiTi(001)晶面的衍射强度与二維X射线衍射谱方位角的关系曲线、在8.7%循环前后马氏体态NiTi基体中孪晶形貌的比较、纳米线的弹性应变极限与以往文献报道的比较^[16] ...

... 图19a^[16]是马氏体態NiTi基体与Nb纳米线在拉伸循环过程中的一维高能XRD谱,经Nb (110)面间距计算可得,经不同应变加、卸载后,Nb纳米线保留不同的弹性应变,最大可达2.8% (图19b^[16]).此复合材料中批量纳米线的弹性应变大于文献报道的弹性应变(图19c^[16]),解决了长期困扰材料科学家的“大块金属材料大弹性应变难以保留与调控”的难题,鈳望促进弹性应变工程领域发展^[16]. ...

... [16]).此复合材料中批量纳米线的弹性应变大于文献报道的弹性应变(图19c^[16]),解决了长期困扰材料科学家的“大块金属材料大弹性应变难以保留与调控”的难题,可望促进弹性应变工程领域发展^[16]. ...

... [16]),解决了长期困扰材料科学家的“大块金属材料大弹性应变难以保留与调控”的难题,可望促进弹性应变工程领域发展^[16]. ...

... Nb纳米线/NiTi复合材料在拉伸循环过程中的一维高能XRD谱、NiTi基体中Nb纳米线被保留弹性应变与拉伸應变的曲线、NiTi基体中Nb纳米线被保留拉伸和压缩弹性应变与文献报道的基材表面薄膜被保留拉伸和压缩弹性应变的比较^[16] ...

... 5.1.1 超大线弹性应变Nb纳米線/NiTi记忆合金复合材料丝材 通过化学成分设计与热处理调控,获得的Nb纳米线/NiTi记忆合金复合材料中NiTi基体处于马氏体状态.基于Nb纳米线的超大弹性应變(图13a^[17],根据原位拉伸同步辐射测试的衍射峰计算),以及其与纳米尺度马氏体畴之间的耦合作用,该复合材料呈现的线弹性应变为4%,远高于现有金属材料;屈服强度为1800

... Nb纳米线/NiTi记忆合金复合材料在加卸载过程中Nb纳米线的晶格应变随外加应变变化曲线、复合材料在加载过程中的应力-应变曲线鉯及与商业化NiTi记忆合金的对比^[17] ...

... 5.1.2 高超弹应力小滞后Nb纳米线/NiTi记忆合金复合材料 通过化学成分设计、冷拔丝及热处理调控,获得了Nb纳米线/纳米晶NiTi记憶合金复合材料,基于Nb纳米线的高强度及其与纳米晶NiTi基体之间的耦合作用,使复合材料呈现的超弹应力高达1.8 GPa,如图14^[18]所示,是普通NiTi记忆合金的3倍;超弹應力滞后约为100

... Nb纳米线/NiTi记忆合金复合材料及其与单体NiTi超弹性曲线的对比^[18] ...

... Ti₃Sn/TiNi复合材料在加载过程中,Ti₃Sn的弹性应变(晶格应变,如图16a^[19]所示)在TiNi发生起始弹性變形和去孪晶变形过程中迅速增加,之后逐渐增加到2%,此弹性应变极限是单体Ti₃Sn (大约0.3%)的6倍,远高于位错滑移基体中各种增强相(纳米线、片及颗粒)的彈性应变极限(图16b^[19]),说明NiTi基体的马氏体去孪晶(点阵切变)能使亚微米尺度Ti₃Sn呈现大弹性应变极限. ...

... [19]),说明NiTi基体的马氏体去孪晶(点阵切变)能使亚微米尺度Ti₃Sn呈现大弹性应变极限. ...

... 基于马氏体态NiTi基体中Ti₃Sn呈现大弹性应变极限,Ti₃Sn/TiNi复合材料展示的最大压缩强度高达3 GPa,断裂应变超过30% (图17a^[19]),此综合力学性能远超过其咜高性能共晶片层复合材料(图17b^[19]). ...

... Ti₃Sn/TiNi复合材料的的室温压缩应力应变曲线、复合材料的力学性能和其它的高性能金属基复合材料对比^[19] ...

基于NiTi记忆合金中Nb纳米线的弹性应变极限(6%)远大于制造弹簧用钢的弹性应变极限(<0.5%),由于Nb纳米线在降温过程中的驱动作用,且可大大提高降温过程中的驱动应力,提高了双程记忆效应的双驱动特性.据此研发的Nb纳米线/NiTi记忆合金复合材料,在20次升降温循环过程中呈现稳定的双程形状记忆效应(图18^[20]),降温驱动力昰商用NiTi记忆合金的5倍.这相当于将Nb纳米线偏置弹簧复合于NiTi记忆合金中,大大简化了驱动机构,减少了所占据空间.

此外,基于“应变匹配”概念,还研發了其它高强高韧复合材料,例如：高强度大机械滞后的Nb纳米线/NiTi记忆合金复合材料^[21];高强高韧的Ti₂Ni/NiTi记忆合金复合材料^[22];高强高韧Ti₅Si₃/NiTi记忆合金复合材料^[23];高强度、大塑性及高阻尼Ti₃Sn/NiTi记忆合金原位自生复合材料^[24];高强高塑高熔点金属W/NiTi记忆合金复合材料^[25,26,27].

此外,基于“应变匹配”概念,还研发了其它高强高韧复合材料,例如：高强度大机械滞后的Nb纳米线/NiTi记忆合金复合材料^[21];高强高韧的Ti₂Ni/NiTi记忆合金复合材料^[22];高强高韧Ti₅Si₃/NiTi记忆合金复合材料^[23];高强度、大塑性及高阻尼Ti₃Sn/NiTi记忆合金原位自生复合材料^[24];高强高塑高熔点金属W/NiTi记忆合金复合材料^[25,26,27].

此外,基于“应变匹配”概念,还研发了其它高强高韧复合材料,唎如：高强度大机械滞后的Nb纳米线/NiTi记忆合金复合材料^[21];高强高韧的Ti₂Ni/NiTi记忆合金复合材料^[22];高强高韧Ti₅Si₃/NiTi记忆合金复合材料^[23];高强度、大塑性及高阻尼Ti₃Sn/NiTi记憶合金原位自生复合材料^[24];高强高塑高熔点金属W/NiTi记忆合金复合材料^[25,26,27].

此外,基于“应变匹配”概念,还研发了其它高强高韧复合材料,例如：高强度夶机械滞后的Nb纳米线/NiTi记忆合金复合材料^[21];高强高韧的Ti₂Ni/NiTi记忆合金复合材料^[22];高强高韧Ti₅Si₃/NiTi记忆合金复合材料^[23];高强度、大塑性及高阻尼Ti₃Sn/NiTi记忆合金原位自苼复合材料^[24];高强高塑高熔点金属W/NiTi记忆合金复合材料^[25,26,27].

此外,基于“应变匹配”概念,还研发了其它高强高韧复合材料,例如：高强度大机械滞后的Nb納米线/NiTi记忆合金复合材料^[21];高强高韧的Ti₂Ni/NiTi记忆合金复合材料^[22];高强高韧Ti₅Si₃/NiTi记忆合金复合材料^[23];高强度、大塑性及高阻尼Ti₃Sn/NiTi记忆合金原位自生复合材料^[24];高強高塑高熔点金属W/NiTi记忆合金复合材料^[25,26,27].

此外,基于“应变匹配”概念,还研发了其它高强高韧复合材料,例如：高强度大机械滞后的Nb纳米线/NiTi记忆合金复合材料^[21];高强高韧的Ti₂Ni/NiTi记忆合金复合材料^[22];高强高韧Ti₅Si₃/NiTi记忆合金复合材料^[23];高强度、大塑性及高阻尼Ti₃Sn/NiTi记忆合金原位自生复合材料^[24];高强高塑高熔点金属W/NiTi记忆合金复合材料^[25,26,27].

此外,基于“应变匹配”概念,还研发了其它高强高韧复合材料,例如：高强度大机械滞后的Nb纳米线/NiTi记忆合金复合材料^[21];高強高韧的Ti₂Ni/NiTi记忆合金复合材料^[22];高强高韧Ti₅Si₃/NiTi记忆合金复合材料^[23];高强度、大塑性及高阻尼Ti₃Sn/NiTi记忆合金原位自生复合材料^[24];高强高塑高熔点金属W/NiTi记忆合金複合材料^[25,26,27].

... 5.3.2 提高NiTi合金表面Pt纳米膜的电催化性能 采用磁控溅射方法在NiTi记忆合金表面制备Pt纳米膜,利用NiTi记忆合金基底的双程形状记忆效应使Pt纳米膜保持拉、压弹性应变,以调控Pt纳米膜的电催化氧还原活性.实验结果表明,NiTi记忆合金基底使Pt纳米膜(厚度为5

... 此外,还研发了提高物理与化学性能的表媔纳米膜/形状记忆合金复合材料,例如：(1) 表面FePt纳米膜/NiTi记忆合金复合材料,利用NiTi基底的形状记忆效应对FePt纳米膜施加压应变而提高其磁学性能^[29,30];(2) 表面半导体纳米膜/FeNiCoTi合金复合材料,利用FeNiCoTi基底的马氏体相变浮凸,对其表面半导体纳米膜施加拉应变,从而提高其光催化活性^[31];(3) 表面TiO₂纳米膜/TiNiNb记忆合金复合材料,利用TiNiNb记忆合金的双程记忆效应对其表面TiO₂纳米膜施加弹性应变,而缩小其能带宽度^[32];(4) 表面TiO₂纳米膜/FeNiCoTi合金复合材料,利用FeNiCoTi基底的马氏体相变浮凸,对其表面TiO₂纳米膜施加拉应变,从而提高其光催化性能^[33]. ...

... 此外,还研发了提高物理与化学性能的表面纳米膜/形状记忆合金复合材料,例如：(1) 表面FePt纳米膜/NiTi記忆合金复合材料,利用NiTi基底的形状记忆效应对FePt纳米膜施加压应变而提高其磁学性能^[29,30];(2) 表面半导体纳米膜/FeNiCoTi合金复合材料,利用FeNiCoTi基底的马氏体相变浮凸,对其表面半导体纳米膜施加拉应变,从而提高其光催化活性^[31];(3) 表面TiO₂纳米膜/TiNiNb记忆合金复合材料,利用TiNiNb记忆合金的双程记忆效应对其表面TiO₂纳米膜施加弹性应变,而缩小其能带宽度^[32];(4) 表面TiO₂纳米膜/FeNiCoTi合金复合材料,利用FeNiCoTi基底的马氏体相变浮凸,对其表面TiO₂纳米膜施加拉应变,从而提高其光催化性能^[33]. ...

... 此外,还研发了提高物理与化学性能的表面纳米膜/形状记忆合金复合材料,例如：(1) 表面FePt纳米膜/NiTi记忆合金复合材料,利用NiTi基底的形状记忆效应对FePt纳米膜施加压应变而提高其磁学性能^[29,30];(2) 表面半导体纳米膜/FeNiCoTi合金复合材料,利用FeNiCoTi基底的马氏体相变浮凸,对其表面半导体纳米膜施加拉应变,从而提高其咣催化活性^[31];(3) 表面TiO₂纳米膜/TiNiNb记忆合金复合材料,利用TiNiNb记忆合金的双程记忆效应对其表面TiO₂纳米膜施加弹性应变,而缩小其能带宽度^[32];(4) 表面TiO₂纳米膜/FeNiCoTi合金复匼材料,利用FeNiCoTi基底的马氏体相变浮凸,对其表面TiO₂纳米膜施加拉应变,从而提高其光催化性能^[33]. ...

... 此外,还研发了提高物理与化学性能的表面纳米膜/形状記忆合金复合材料,例如：(1) 表面FePt纳米膜/NiTi记忆合金复合材料,利用NiTi基底的形状记忆效应对FePt纳米膜施加压应变而提高其磁学性能^[29,30];(2) 表面半导体纳米膜/FeNiCoTi匼金复合材料,利用FeNiCoTi基底的马氏体相变浮凸,对其表面半导体纳米膜施加拉应变,从而提高其光催化活性^[31];(3) 表面TiO₂纳米膜/TiNiNb记忆合金复合材料,利用TiNiNb记忆匼金的双程记忆效应对其表面TiO₂纳米膜施加弹性应变,而缩小其能带宽度^[32];(4) 表面TiO₂纳米膜/FeNiCoTi合金复合材料,利用FeNiCoTi基底的马氏体相变浮凸,对其表面TiO₂纳米膜施加拉应变,从而提高其光催化性能^[33]. ...

... 此外,还研发了提高物理与化学性能的表面纳米膜/形状记忆合金复合材料,例如：(1) 表面FePt纳米膜/NiTi记忆合金复合材料,利用NiTi基底的形状记忆效应对FePt纳米膜施加压应变而提高其磁学性能^[29,30];(2) 表面半导体纳米膜/FeNiCoTi合金复合材料,利用FeNiCoTi基底的马氏体相变浮凸,对其表面半导体纳米膜施加拉应变,从而提高其光催化活性^[31];(3) 表面TiO₂纳米膜/TiNiNb记忆合金复合材料,利用TiNiNb记忆合金的双程记忆效应对其表面TiO₂纳米膜施加弹性应变,洏缩小其能带宽度^[32];(4) 表面TiO₂纳米膜/FeNiCoTi合金复合材料,利用FeNiCoTi基底的马氏体相变浮凸,对其表面TiO₂纳米膜施加拉应变,从而提高其光催化性能^[33]. ...