一、MARTENSITIC TRANSFORMATION AND THERMAL STABILITY IN Cu-Al-Co AND Cu-Al-Zr ALLOYS（论文文献综述）
冯辉[1]（2020）在《Ti-51.1Ni形状记忆合金相变和形变特性研究》文中认为本文利用透射电子显微镜、X-射线衍射仪、差示扫描量热分析仪和微机控制电子万能试验机等仪器设备系统研究了不同热处理工艺对Ti-51.1Ni合金室温组成相、相变行为、显微组织及力学行为的影响规律。结果表明:室温下,退火态Ti-51.1Ni合金由马氏体相M（马氏体B19ˊ,单斜结构）和母相A（母相B2,CsCl型结构）组成;300600℃保温150h时效态Ti-51.1Ni合金由母相A、马氏体M及Ti3Ni4析出相组成。随退火温度升高,Ti-51.1Ni合金在冷却时相变类型由A→R→M型向A→M型转变（R-R相,菱方结构）,加热时相变类型由R→A型向M→R→A型再向M→A型转变;R相变温度和R相变热滞变化很小,M相变温度先升高后趋于稳定,M相变热滞急剧降低。随时效温度升高和时效时间延长,300℃时效态Ti-51.1Ni合金冷却/加热相变类型为A→R/R→A;400℃时效态合金冷却/加热相变类型由最开始的A→R/R→A型转变向A→R→M/M→R→A型转变;500℃时效态合金在冷却/加热时的相变类型不发生变化,仅存在A→R→M/M→A型转变;600℃时效态合金相变类型为A→M/M→A;600℃时效态合金M相变温度急剧下降至0℃以下;300、400℃时效态合金的R相变热滞较小（均在10℃以下）。随退火温度升高,Ti-51.1Ni合金经历回复、再结晶、晶粒长大过程,合金显微组织由低温热处理下纤维状逐渐转变为较高温热处理下的等轴晶粒状。随时效温度升高和时效时间延长,合金中Ti3Ni4析出相的形貌由细小颗粒状逐渐向椭圆薄片状转变,接着向透镜状转变,最终向粗片状转变。Ti-51.1Ni合金经350550℃退火处理后的抗拉强度大于600700℃退火态合金,400℃时效态合金抗拉强度大于300、500、600℃时效态合金,650℃退火态合金和600℃/tag=5h时效态合金均具有最大的延伸率,分别为77.8%和69.75%。在一次拉伸状态下,350℃和600℃以上温度退火态Ti-51.1Ni合金呈超弹性,400550℃退火态合金呈形状记忆效应;300℃和400℃/tag=1h时效态合金呈超弹性,400℃/tag=550h、500℃600℃/tag=150h时效态合金呈形状记忆效应。随变形温度Td升高,400600℃退火态Ti-51.1Ni合金的形状记忆行为由形状记忆效应向超弹性转变,当Td为-20℃和0℃时合金呈形状记忆效应,Td为25℃时合金呈形状记忆效应+超弹性,Td超过25℃后合金呈超弹性;当Td超过25℃,700℃退火态合金的形状记忆性能弱化。随应力-应变循环次数增加,350℃退火态合金和300℃、400℃/tag=1h时效态合金具有稳定的超弹性,500℃退火态合金具有稳定的形状记忆效应,400℃/tag=510h时效态合金呈形状记忆效应,400℃/tag=20h和500℃/tag=150h、600℃/tag=120h时效态合金逐渐由形状记忆效应向超弹性转变。
王芳[2]（2019）在《FeCoNi系高熵非晶合金的形成能力、晶化行为及性能的研究》文中研究说明高熵（HE）合金具有高强度、高硬度、高的低温断裂韧性及良好的抗高温软化能力,在工程材料等领域展现出了良好的应用前景,成为当前新材料领域研究的热点和前沿。采用高熵合金多组元的设计思想,设计具有高熵特性的非晶合金,是金属结构与功能材料的新兴研究方向。本论文以FeCoNi合金为基础研究体系,选择前过渡族元素（Cr、Mo、Nb）和类金属元素（B、C）等作为添加元素,设计高熵非晶合金;通过熔体快淬法、铜模喷铸法、热处理工艺等制备了高熵非晶条带、高熵块体非晶合金和高熵块体非晶复合材料,并对此合金体系的非晶形成能力、热力学性质、晶化行为及力学性能等进行了系统研究。通过Mo元素等摩尔比替换（Fe,Co,Ni,Cr）-B高熵合金体系中的Cr元素,成功制备了具有高非晶形成能力、高热稳定性、高硬度和良好延展性的(Fe0.25Co0.25Ni0.25Cr0.125Mo0.125)100–xBx（x=11～31 at.%）高熵非晶合金。研究发现,Mo元素的替换使高熵非晶合金具有更加协调的原子构型,有效地提高了高熵合金的玻璃形成能力、热稳定性和力学性能等。在此基础上,通过C元素的添加,成功制备出临界尺寸为2.5 mm的高熵块体金属玻璃。对低B含量的（Fe,Co,Ni,Cr,Mo）-B高熵非晶合金的晶化行为进行了研究,总结了结晶所造成的的合金微观结构和力学性能的变化规律,制备了具有高热稳定性和高强度的[am’’+bcc+fcc]纳米复合材料,并发现了加热诱导结晶中的元素再分配是纳米复合材料结构具有高热稳定性和高强度的关键因素。制备了(Fe0.25Co0.25Ni0.25Cr0.125Mo0.0625Nb0.0625)100–xBx（x=7～14 at.%）高熵合金条带,研究了其淬态和退火态的结构、热稳定性和力学性能。通过Nb元素的添加,获得了目前具有最低B含量的玻璃态的过渡族系高熵（TM-HE）合金,并通过铜模喷铸法制备了同时具有高塑性和高强度的高熵块体复合材料。对Fe基非晶合金进行主元高阶化设计,制备了(Fe0.334Co0.333Ni0.333)84–xCr8Mo4Nb4Bx（x=2～24 at.%）高熵合金,研究了该合金体系的非晶形成能力、微观结构、热稳定性、晶化行为和力学性能等。研究发现,通过对主元的高阶化处理可提高合金的非晶形成能力,降低形成非晶相的最低B含量。
邓攀[3]（2019）在《高强高韧ZrCoCu合金的制备及强韧化机理》文中研究表明随着工业与科学技术的迅速发展,人们对合金材料的强度和硬度有了越来越高的要求的同时,也对材料的塑韧性等综合力学性能有更高的需求。大多数金属间化合物由于具有高强度和高韧性而展示出巨大的应用潜力,受到越来越多的关注。然而金属间化合物在室温的条件下塑韧性较差。因此,如何提高金属间化合物的综合力学性能（高强、高韧和高塑性）成为学者的主要研究方向。本文分别以B2结构的ZrCo基和ZrCu基合金为研究对象,以高纯Zr、Co和Cu为原料,采用水冷铜模吸铸技术制备Zr-Co-Cu合金试样。利用X射线衍射分析仪（XRD）、光学金相显微镜（OM）、高分辨率透射电子显微镜（TEM）、研究合金成分对该合金显微组织结构的影响规律。利用自动转塔数显显微维氏硬度计、纳米压痕仪、电子万能试验机和钨灯丝扫描电子显微镜分别研究合金成分对该合金的综合力学性能的影响规律,并探讨了形变诱导相变（DIMT）及伴随的相变诱导塑性（TRIP）对合金的强韧化机理,研究表明:不同Cu含量的ZrCo基合金和不同Co含量的ZrCu基合金的显微组织结构及力学性能差异较大。随着Cu元素含量的增加,Zr50Co50-xCux（0,5,10,15,20,25 at.%）合金由单一的B2结构ZrCo相组织转变为B2结构的ZrCo相和ZrCu相两种复相组织,且合金的晶粒细化,硬度和强度提高,塑韧性下降;室温压缩变形后,该合金中产生了新相B33结构的ZrCo相和B19’结构的ZrCu相,表明形变诱导相变效应产生;同时室温变形后的合金的显微硬度都有所提高,这是由于B19’相和B33相及加工硬化使得合金的硬度有所提高。随着Co元素含量的增加,Zr50Cu50-xCox（0,5,10,15,20,25 at.%）合金由ZrCu马氏体相及部分非晶相转变为B2结构的ZrCu相和ZrCo相两种复相组织,合金的晶粒从板条状马氏体转化为树枝晶最后转变为细小的等轴晶,合金的强度降低,而塑韧性上升;对比室温压缩变形后,该合金中产生了新相B33结构的ZrCo相和B19’结构的ZrCu相,表明形变诱导相变效应产生,而且变形后XRD衍射峰出现漫散射峰,说明形变促使合金有转化为非晶合金的趋势;发现室温变形后的合金的显微硬度都有所提高,合金中产生的非晶相、B19’相、B33相和加工硬化导致合金硬度有所提高。
王晓博[4]（2017）在《Al和C对FCC高熵合金组织和性能的影响》文中进行了进一步梳理高熵合金的设计理念相对于传统的多元合金来说是一种创新性的突破,通常主元元素种类不少于五种,每种元素的含量不少于5%且不超过35%,因此拥有与传统合金不同的组织和性能。高熵合金各元素之间起协同作用,故每种元素的种类和含量的变化都会引起高熵合金组织、结构和性能的变化。因此通过调整合金元素的种类和含量得到高性能高熵合金,具有特别重要的理论和实践意义。本文采用真空电弧熔炼炉和铜模浇铸法制备了 AlxFeCrCoNi（Cy）、CoCrFeNiMnCx和CoFeNiMnCx系高熵合金,同时采用真空管式热处理炉进行热处理。然后采用光学显微镜、XRD衍射仪、扫描电镜和透射电镜分析了 A1和C元素对FCC高熵合金的相结构和微观组织的影响。其次采用显微硬度仪和电子万能试验机测试了合金的维氏硬度和拉伸性能。得出了如下结论:在AlxFeCrCoNi（Cy）系高熵合金中,随着A1元素含量的增加,当x≤0.3时合金的晶体结构为面心立方结构;当x=0.4开始出现BCC相,BCC相随A1元素含量的增加而增加。当x≤0.2时金相组织为胞状树枝晶;当x=0.3时金相组织为转变为柱状树枝晶;当x≥0.4时金相组织为等轴树枝晶。在1100℃保温24h热处理后,在AlxFeCrCoNi（x=0.4,0.5）系高熵合金的晶内出现大量针状BCC相。少量A1元素的添加会同时提高合金强度和塑性,当x≥0.3时合金的强度升高但塑性降低。此外,随着C元素的添加,合金产生新相M7C3,提高强度的同时降低塑性。C元素可以提高A1原子在AlxFeCrCoNi（Cy）系高熵合金中的固溶度。综合力学性能最佳的合金为Al0.4CoCrFeNiC0.05,其屈服强度、抗拉强度和延伸率分别为330MPa、621MPa和56%。在CoCrFeNiMnCx系高熵合金中,少量C元素的添加（x≤0.05）,合金的晶体结构仍然为FCC,合金的强度和塑性得到改善;当x≥0.1时,产生新相M7C3,合金的强度升高,塑性降低。且随着C元素含量的增加,碳化物由细杆状变为片状,分布于晶界或者晶界旁边。CoCrFeNiMnC0.05合金在高应变下会出现大量纳米级变形孪晶。微量C元素可以使由位错滑移主导的塑性变形过渡为由位错滑移和孪晶组成的混合变形模式。热处理后,合金会出现新相M23C6,合金强度和塑性降低。在CoFeNiMnCx系高熵合金中,随着C元素的添加,点阵常数升高,但合金的晶体结构依然为FCC。强度随C含量的增加而升高,塑性则小幅度的降低。综合力学性能最佳的合金为CoFeNiMnCo.2,其屈服强度、抗拉强度和延伸率分别为521MPa、778MPa和38%。在1200℃保温48h热处理后产生调幅分解,合金的强度和塑性进一步提高。
高卫红[5]（2017）在《ZrCu基高温记忆合金的马氏体相变与组织结构》文中指出ZrCu合金与其它高温形状记忆合金相比,价格低廉,相变温度在25-1050℃较大的温度区间可调,是一种极具应用潜力的高温形状记忆合金。此外,ZrCu基合金还可形成形状记忆非晶复合材料,其中的晶体相可在外力作用下发生应力诱发马氏体相变,提高材料的塑韧性。ZrCu基合金的马氏体相变行为及其变形过程中的组织演化与记忆合金和形状记忆-非晶复合材料的性能密切相关,是提高其功能及力学特性的关键。本文采用合金化方法优选合金成分,提高马氏体相变温度,减小相变温度滞后,改善形状记忆效应。利用X射线衍射分析、透射电子显微观察、示差扫描量热分析及室温/高温压缩试验等系统研究了ZrCu基合金的马氏体相变、组织与界面结构、力学行为和形状记忆效应,并阐明了在压缩变形过程中马氏体组织结构演化规律,揭示了ZrCu基记忆合金的形变微观机制。Ni和Co添加提高了ZrCu合金的马氏体相变温度,减小了相变温度滞后,改善了循环稳定性。在Zr50Cu25Ni25-xCox合金中,随着Co含量增加,Ni含量降低,合金的马氏体相变温度降低,相变温度滞后减小,循环稳定性先提高后降低。其中Zr50Cu25Ni7.5Co17.5合金的马氏体相变开始温度为564 K;相变温度滞后为59 K,比Zr50Cu50合金相变温度滞后减小124 K;经3次热循环即达到热稳定性,相变温度仅变化3K。Zr50Cu50合金和Zr50Cu25Ni25-x Cox合金马氏体形貌呈平行板条状、矛头状及镶嵌块状。马氏体变体间呈（021）I型和（111）I型孪晶关系。Zr50Cu50合金马氏体内亚结构为大量的（001）复合孪晶及少量的（001）堆垛层错,Zr50Cu25Ni25-x Cox合金亚结构为少量的（001）复合孪晶和高密度的（001）和（11 0）堆垛层错。晶体学唯象理论计算结果表明（021）I型孪晶为ZrCu基合金马氏体相变过程中的点阵不变平面应变（LIS）,这与TEM观察结果一致。Zr50Cu50合金马氏体状态下变形过程中位错滑移与孪晶组织演化同时进行。在形变初期,马氏体首先发生（001）复合孪晶去孪晶,随变形量增加,（001）复合孪晶去孪晶过程持续进行,且形成新的（021）I型和（201 ）复合孪晶,变体间交叉挤碰,界面可动性变差,应变恢复特性下降。Zr50Cu25Ni7.5Co17.5合金变形过程中首先发生（001）复合孪晶去孪晶,随后形成细小的（111）和（021）I型孪晶,变体间不呈现交叉挤碰形貌,界面可动性较好,因而可恢复应变较大。ZrCu基合金中变形过程中（021）I型孪晶的形成机制为1/10[012]不全位错在（021）面上沿[012]方向发生均匀切变。Zr50Cu25Ni25-x Cox合金较Zr50Cu50合金呈现更好的应变恢复特性。随着Co含量的增加,形状记忆效应先增加后减小。预变形为8%时,Zr50Cu50合金的可恢复应变为5.92%,Zr50Cu25Ni7.5Co17.5合金为6.87%。Zr50Cu25Ni25-x Cox合金具有良好的线性超弹性及其稳定性。线性超弹性应变最大为6%,且在随后的循环过程中超弹性性能不发生衰减。
张欣[6]（2014）在《Ni-Mn-Ga-Gd高温记忆合金的马氏体相变与力学行为》文中研究指明Ni-Mn-Ga高温形状记忆合金因其优异的热稳定性而备受关注，但该合金的脆性制约了其发展和应用。论文采用稀土Gd掺杂细化Ni-Mn-Ga合金晶粒，提高塑性并改善形状记忆效应。本文采用金相显微分析、扫描电镜观察、示差扫描量热分析、X射线衍射分析、透射电子显微分析和室温压缩试验等方法系统研究了Gd和Ni含量对Ni-Mn-Ga-Gd合金的微观组织结构、马氏体相变、力学行为和形状记忆效应的影响规律及机制。研究发现，Gd和Ni含量对Ni-Mn-Ga合金显微组织有明显影响。当Gd含量不超过0.1at.%时，Ni54Mn25Ga21-xGdx合金显微组织为单相T型马氏体；当Gd含量超过0.1at.%时，出现六方Gd（Ni,Mn）4Ga硬脆相。Ni含量不超过57at.%时，Ni53+yMn25Ga21.9-yGd0.1合金显微组织为单相T型马氏体；Ni含量超过57at.%时，出现面心立方γ相。Gd含量对Ni54Mn25Ga21-xGdx合金的马氏体相变温度影响较小，而Ni含量对Ni53+yMn25Ga21.9-yGd0.1合金马氏体相变温度影响较大，Ni含量增加，相变温度快速升高，Ni含量超过57at.%时，相变温度趋于稳定。Ni54Mn25Ga20.9Gd0.1合金的热稳定性良好，经过2000次热循环后马氏体相变温度无明显变化。Ni54Mn25Ga20.9Gd0.1合金的室温组织为单相T型马氏体，压缩变形过程中发生T→7M转变，压缩变形量增加，7M马氏体增多，T型马氏体减少。压缩变形超过8%时，显微组织只观察到7M马氏体。压缩变形形成的7M马氏体加热逆转变为母相后，再次冷却时仅形成T型马氏体，其形态和亚结构与未变形合金相同。试验结果表明，Gd掺杂细化了Ni-Mn-Ga合金晶粒，提高了塑性。Gd含量增加，Ni54Mn25Ga21-xGdx合金的压缩断裂应变先增大，当Gd含量为0.1at.%时达到最大值24.6%。随着Gd含量进一步增加，由于Gd（Ni,Mn）4Ga硬脆相的出现，压缩断裂应变减小Gd掺杂提高了Ni-Mn-Ga合金的单程形状记忆效应。Ni54Mn25Ga21-xGdx合金的可逆应变随Gd含量的增加而增大，Gd含量0.1at.%时达最大值，Gd含量继续增加导致可逆应变下降。Ni54Mn25Ga20.9Gd0.1合金预压缩10%加热后可完全回复，可逆应变达7.5%。Ni54Mn25Ga21-xGdx合金压缩变形后呈现双程记忆效应，随着Gd含量的增加，双程记忆效应先增大后减小，Gd含量为0.3at.%时达最大值。热机械训练提高了双程记忆效应，Ni54Mn25Ga20.7Gd0.3合金经10次形状记忆循环训练后，双程记忆效应由2.9%提高到3.5%。
二、MARTENSITIC TRANSFORMATION AND THERMAL STABILITY IN Cu-Al-Co AND Cu-Al-Zr ALLOYS（论文开题报告）
（1）论文研究背景及目的
此处内容要求：
首先简单简介论文所研究问题的基本概念和背景，再而简单明了地指出论文所要研究解决的具体问题，并提出你的论文准备的观点或解决方法。
写法范例：
本文主要提出一款精简64位RISC处理器存储管理单元结构并详细分析其设计过程。在该MMU结构中,TLB采用叁个分离的TLB,TLB采用基于内容查找的相联存储器并行查找,支持粗粒度为64KB和细粒度为4KB两种页面大小,采用多级分层页表结构映射地址空间,并详细论述了四级页表转换过程,TLB结构组织等。该MMU结构将作为该处理器存储系统实现的一个重要组成部分。
（2）本文研究方法
调查法：该方法是有目的、有系统的搜集有关研究对象的具体信息。
观察法：用自己的感官和辅助工具直接观察研究对象从而得到有关信息。
实验法：通过主支变革、控制研究对象来发现与确认事物间的因果关系。
文献研究法：通过调查文献来获得资料，从而全面的、正确的了解掌握研究方法。
实证研究法：依据现有的科学理论和实践的需要提出设计。
定性分析法：对研究对象进行“质”的方面的研究，这个方法需要计算的数据较少。
定量分析法：通过具体的数字，使人们对研究对象的认识进一步精确化。
跨学科研究法：运用多学科的理论、方法和成果从整体上对某一课题进行研究。
功能分析法：这是社会科学用来分析社会现象的一种方法，从某一功能出发研究多个方面的影响。
模拟法：通过创设一个与原型相似的模型来间接研究原型某种特性的一种形容方法。
三、MARTENSITIC TRANSFORMATION AND THERMAL STABILITY IN Cu-Al-Co AND Cu-Al-Zr ALLOYS（论文提纲范文）
（1）Ti-51.1Ni形状记忆合金相变和形变特性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 形状记忆合金概述 |
| 1.2 马氏体与热弹性马氏体相变 |
| 1.3 形状记忆合金分类 |
| 1.3.1 Ti-Ni基形状记忆合金 |
| 1.3.2 Cu基形状记忆合金 |
| 1.3.3 Fe基形状记忆合金 |
| 1.4 形状记忆行为概述 |
| 1.4.1 形状记忆效应 |
| 1.4.2 超弹性 |
| 1.4.3 高阻尼性 |
| 1.4.4 生物相容性 |
| 1.4.5 耐磨性 |
| 1.5 形状记忆合金应用研究进展 |
| 1.6 本文研究工作内容介绍 |
| 第2章 Ti-51.1Ni合金的制备与研究方法 |
| 2.1 合金制备 |
| 2.2 实验试剂及仪器设备 |
| 2.3 合金的热处理工艺 |
| 2.4 合金的性能检测 |
| 2.4.1 合金的室温相组成分析实验 |
| 2.4.2 合金的相变行为分析实验 |
| 2.4.3 合金的显微组织分析实验 |
| 2.4.4 合金组织的透射电镜分析实验 |
| 2.4.5 合金的形变行为分析实验 |
| 2.5 研究技术路线 |
| 第3章 退火温度和变形方式对Ti-51.1Ni形状记忆合金性能的影响 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 退火温度对合金相组成的影响 |
| 3.3 退火温度对合金相变行为的影响 |
| 3.4 退火温度对合金显微组织的影响 |
| 3.5 退火温度对合金拉伸性能的影响 |
| 3.6 变形速率对合金拉伸性能的影响 |
| 3.7 退火温度对合金形状记忆行为的影响 |
| 3.8 变形温度对合金形状记忆行为的影响 |
| 3.9 应力-应变循环对合金形状记忆行为的影响 |
| 3.10 本章小结 |
| 第4章 时效对Ti-51.1Ni形状记忆合金显微组织、相变和形变特性的影响 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 时效处理对合金光学显微组织的影响 |
| 4.3 时效处理对合金透射电子显微组织的影响 |
| 4.4 时效处理对合金相组成的影响 |
| 4.5 时效处理对合金相变行为的影响 |
| 4.6 时效处理对合金拉伸性能的影响 |
| 4.7 时效处理对合金形状记忆效应的影响 |
| 4.8 应力-应变循环对时效态合金形状记忆效应的影响 |
| 4.9 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间取得的科研成果 |
| 致谢 |
（2）FeCoNi系高熵非晶合金的形成能力、晶化行为及性能的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 高熵合金的概述 |
| 1.2.1 高熵合金的定义 |
| 1.2.2 高熵合金的发展概况 |
| 1.3 高熵合金的多主元效应 |
| 1.3.1 高熵效应 |
| 1.3.2 晶格畸变效应 |
| 1.3.3 迟滞扩散效应 |
| 1.3.4 “鸡尾酒”效应 |
| 1.4 高熵合金的性能 |
| 1.4.1 力学性能 |
| 1.4.2 耐腐蚀性 |
| 1.4.3 抗氧化性 |
| 1.4.4 其他性能 |
| 1.5 非晶合金概述 |
| 1.5.1 非晶合金的发展 |
| 1.5.2 非晶合金的结构模型 |
| 1.5.3 非晶合金的成分设计准则 |
| 1.5.4 非晶形成的热力学条件 |
| 1.5.5 非晶形成的动力学条件 |
| 1.5.6 非晶合金的韧塑化研究 |
| 1.6 高熵非晶合金的研究现状 |
| 1.7 本论文的研究目的和研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 技术路线 |
| 2.2 样品制备 |
| 2.2.1 母合金的制备 |
| 2.2.2 非晶薄带的制备 |
| 2.2.3 非晶棒材的制备 |
| 2.3 材料表征 |
| 2.4 热分析 |
| 2.5 热处理 |
| 2.6 性能测试 |
| 2.6.1 力学性能 |
| 2.6.2 磁性能 |
| 2.6.3 耐腐蚀性 |
| 第3章 (Fe, Co,Ni, Cr,Mo)-B高熵合金的非晶形成能力、热稳定性及性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验结果与讨论 |
| 3.2.1 微观结构 |
| 3.2.2 非晶相的热稳定性 |
| 3.2.3 HE-BMG的制备 |
| 3.2.4 力学性能和耐蚀性 |
| 3.2.5 低B含量的新型高熵非晶合金 |
| 3.3 讨论 |
| 3.3.1 非晶形成能力 |
| 3.3.2 B元素含量与硬度的关系 |
| 3.3.3 影响高熵合金非晶相形成的因素 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 低B含量的(Fe, Co,Ni, Cr,Mo)-B高熵非晶合金的晶化行为 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验结果与分析 |
| 4.2.1 (Fe, Co,Ni, Cr,Mo)_(86~89)B_(11~14)的热力学分析 |
| 4.2.2 11B高熵非晶合金的晶化行为 |
| 4.2.3 14B高熵非晶合金的晶化行为 |
| 4.2.4 晶化过程中的元素再分配 |
| 4.2.5 析晶强化作用 |
| 4.2.6 11B和14B高熵合金的磁性能 |
| 4.2.7 凝固过程中的结晶 |
| 4.3 讨论 |
| 4.3.1 高熵非晶合金的微结构、硬度和B含量的关系 |
| 4.3.2 T-T-T示意图 |
| 4.3.3 纳米复合结构的高热稳定性 |
| 4.3.4 析晶强化机制 |
| 4.3.5 析晶模式对合金硬度的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 Nb元素添加对(Fe, Co,Ni, Cr,Mo)-B高熵合金非晶形成能力和微观结构的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验结果和分析 |
| 5.2.1 淬态合金条带的微观结构 |
| 5.2.2 热力学性质与动力学分析 |
| 5.2.3 晶化行为的研究 |
| 5.2.4 淬态合金条带的力学性能 |
| 5.2.5 铸棒的微观结构与力学性能 |
| 5.3 讨论 |
| 5.3.1 低B含量的(Fe, Co, Ni, Cr,Mo, Nb)-B高熵非晶相的形成 |
| 5.3.2 Nb元素的添加对高熵合金非晶结构和性能的影响 |
| 5.3.3 (Fe, Co, Ni, Cr,Mo, Nb)_(86-89)B_(11-14)高熵非晶合金的GT现象 |
| 5.3.4 T-T-T示意图 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 主元高阶化对Fe基非晶合金形成能力及性能的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验结果与分析 |
| 6.2.1 淬态合金条带的微观结构 |
| 6.2.2 热力学性质 |
| 6.2.3 晶化行为研究 |
| 6.2.4 淬态合金条带的力学性能 |
| 6.2.5 铸棒的微观结构与力学性能 |
| 6.3 讨论 |
| 6.3.1 主元高阶化对Fe基非晶合金形成能力的影响 |
| 6.3.2 B元素对晶态和非晶态高熵合金结构的影响 |
| 6.3.3 纳米复合结构的超高硬度 |
| 6.3.4 高熵合金成分设计对材料性能的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 全文总结及工作展望 |
| 7.1 论文结论 |
| 7.2 论文创新点 |
| 7.3 工作展望 |
| 参考文献 |
| 发表论文和参加科研情况说明 |
| 致谢 |
（3）高强高韧ZrCoCu合金的制备及强韧化机理（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 金属间化合物的概述 |
| 1.2.1 金属间化合物的性能 |
| 1.2.2 金属间化合物的发展历程 |
| 1.3 金属间化合物的制备方法 |
| 1.3.1 快速凝固技术制备法 |
| 1.3.2 自蔓延法高温合成 |
| 1.3.3 机械合金化法 |
| 1.4 金属间化合物增韧方法 |
| 1.4.1 细晶强化 |
| 1.4.2 合金化法 |
| 1.4.3 形变诱导马氏体相变(DIMT)及伴随的相变诱导塑性(TRIP) |
| 1.5 B2结构金属间化合物 |
| 1.5.1 B2型CuZr金属间化合物 |
| 1.5.2 B2型ZrCo金属间化合物 |
| 1.6 本课题研究的意义与内容 |
| 1.6.1 本课题的研究意义 |
| 1.6.2 本课题的研究内容 |
| 第二章 实验样品的制备和分析方法 |
| 2.1 实验方案 |
| 2.2 熔炼设备 |
| 2.2.1 合金熔炼设备的选择 |
| 2.2.2 实验设备的原理 |
| 2.3 制备试样 |
| 2.3.1 原料选用 |
| 2.3.2 合金成分的设计 |
| 2.3.3 合金成分的配制 |
| 2.3.4 合金试样的制备 |
| 2.4 组织结构分析方法 |
| 2.4.1 显微组织分析 |
| 2.4.2 X射线衍射分析 |
| 2.4.3 TEM透射分析 |
| 2.5 力学性能测试 |
| 2.5.1 显微维氏硬度测试 |
| 2.5.2 纳米压痕测试 |
| 2.5.3 室温压缩力学性能测试 |
| 2.5.4 断口形貌分析 |
| 第三章 Cu含量对ZrCo基合金的显微组织及力学性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Cu含量对ZrCo基合金组织结构的影响 |
| 3.2.1 快速凝固态Zr_(50)Co_(50-x)Cu_x合金的XRD分析 |
| 3.2.2 Zr_(50)Co_(50-x)Cu_x合金室温压缩后XRD分析 |
| 3.2.3 Zr_(50)Co_(50-x)Cu_x合金显微组织 |
| 3.3 ZrCo基合金显微硬度与弹性模量的研究 |
| 3.3.1 Cu含量对ZrCo基合金维氏显微硬度的影响 |
| 3.3.2 室温压缩变形对ZrCo基合金显微硬度的影响 |
| 3.3.3 Cu含量对ZrCo基合金纳米压痕硬度的影响 |
| 3.3.4 Cu含量对ZrCo基合金弹性模量的影响 |
| 3.4 ZrCo基合金的室温压缩性能的研究 |
| 3.4.1 对ZrCo基合金在高应变速率的室温压缩力学性能分析 |
| 3.4.2 对ZrCo基合金在低应变速率的室温压缩力学性能分析 |
| 3.4.3 ZrCo基合金在室温压缩下的加工硬化行为 |
| 3.4.4 对室温压缩Zr_(50)Co_(40)Cu_(10)合金的TEM分析 |
| 3.4.5 ZrCo基合金室温压缩断裂机理分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 Co含量对ZrCu基合金的显微组织及力学性能影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Co含量对ZrCu基合金组织结构的影响 |
| 4.2.1 快速凝固态Zr_(50)Cu_(50-x)Co_x合金的XRD分析 |
| 4.2.2 Zr_(50)Cu_(50-x)Co_x合金室温压缩变形后的XRD分析 |
| 4.2.3 Zr_(50)Cu_(50-x)Co_x合金的显微组织 |
| 4.3 Co含量对ZrCu基合金物理力学性能的影响 |
| 4.3.1 快速凝固态ZrCu基合金显微硬度分析 |
| 4.3.2 室温压缩变形对ZrCu基合金显微硬度的影响 |
| 4.3.3 Co含量对ZrCu基合金的纳米压痕硬度的影响 |
| 4.3.4 Co含量对ZrCu基合金弹性模量的影响 |
| 4.4 ZrCu基合金室温压缩力学性能的分析 |
| 4.4.1 对ZrCu基合金在高应变速率下的室温压缩分析 |
| 4.4.2 对ZrCu基合金在低应变速率下的室温压缩分析 |
| 4.4.3 ZrCu基合金在室温压缩下的加工硬化行为 |
| 4.4.4 对室温压缩Zr_(50)Cu_(40)Co_(10)合金的TEM分析 |
| 4.4.5 ZrCu基合金室温压缩断裂机理分析 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 结论与展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 攻读硕士期间研究成果目录 |
（4）Al和C对FCC高熵合金组织和性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 选题背景及意义 |
| 1.1.1 高熵合金概述 |
| 1.1.2 高熵合金的形成 |
| 1.1.3 高熵合金的主要特征 |
| 1.2 高熵合金的相形成 |
| 1.3 高熵合金的力学性能 |
| 1.3.1 室温下的力学性能 |
| 1.3.2 高温下的力学性能 |
| 1.3.3 低温下的力学性能 |
| 1.4 高熵合金的制备方法 |
| 1.4.1 真空电弧熔炼 |
| 1.4.2 机械合金化 |
| 1.4.3 激光涂覆 |
| 1.4.4 电化学沉积 |
| 1.5 本课题研究意义和主要内容 |
| 1.5.1 研究的意义 |
| 1.5.2 主要研究内容 |
| 2 试验材料与试验方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验仪器 |
| 2.3 试验方法与技术路线 |
| 2.4 高熵合金的制备 |
| 2.5 实验检测方法 |
| 2.5.1 XRD衍射分析 |
| 2.5.2 组织分析 |
| 2.5.3 均匀化处理 |
| 2.5.4 显微硬度 |
| 2.5.5 拉伸实验 |
| 3 Al和C对CoCrFeNi组织和性能的影响 |
| 3.1 Al_xCOCrFeNiC_y系合金XRD物相分析 |
| 3.1.1 Al_xFeCrCoNi系合金的XRD物相分析 |
| 3.1.2 Al_xCoCrFeNiC_y(x=0.2,0.4;y=0.05,0.1)系合金的XRD物相分析 |
| 3.2 Al_xCOCrFeNiC_y系合金显微组织分析 |
| 3.2.1 Al_xFeCrCoNi系合金显微组织分析 |
| 3.2.2 Al_xCoCrFeNiC_y(x=0.2,0.4;y=0.05,0.1)系合金显微组织分析 |
| 3.3 硬度分析 |
| 3.4 AL_xCoCrFeNiC_y系合金拉伸试验 |
| 3.4.1 Al_xFeCrCoNi系合金的拉伸试验 |
| 3.4.2 Al_xCoCrFeNiC_y(x=0.2,0.4;y=0.05,0.1)系合金拉伸试验 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 CoCrFeMnNiC_x系高熵合金的组织和性能 |
| 4.1 CoCrFeMnNiC_x系合金XRD物相分析 |
| 4.1.1 铸态CoCrFeMnNiC_x系合金XRD物相分析 |
| 4.1.2 热处理后CoCrFeMnNiC_x系合金XRD物相分析 |
| 4.2 CoCrFeMnNiC_x系合金显微组织分析 |
| 4.2.1 铸态CoCrFeMnNiC_x系合金显微组织分析 |
| 4.2.2 热处理后CoCrFeMnNiC_x系合金显微组织分析 |
| 4.3 CoCrFeMnNiC_x系合金拉伸试验 |
| 4.3.1 铸态CoCrFeMnNiC_x系合金拉伸试验 |
| 4.3.2 热处理后CoCrFeMnNiC_x系合金拉伸试验 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 CoFeMnNiC_x高熵合金组织和性能 |
| 5.1 CoFeMnNiC_x系合金XRD物相分析 |
| 5.2 CoFeMnNiC_x系合金的显微组织分析 |
| 5.3 CoFeMnNiC_x系合金硬度分析 |
| 5.4 CoFeMnNiC_x系合金拉伸试验 |
| 5.4.1 铸态CoFeMnNiC_x系合金拉伸试验 |
| 5.4.2 热处理后CoFeMnNiC_x系合金拉伸试验 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文 |
| 致谢 |
（5）ZrCu基高温记忆合金的马氏体相变与组织结构（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究目的和意义 |
| 1.2 高温形状记忆合金研究进展 |
| 1.2.1 TiNi基高温记忆合金 |
| 1.2.2 CuAl基和NiAl基高温记忆合金 |
| 1.2.3 NiMnGa高温记忆合金 |
| 1.2.4 β-Ti基高温记忆合金 |
| 1.3 ZrCu基高温记忆合金 |
| 1.3.1 ZrCu高温记忆合金晶体结构 |
| 1.3.2 ZrCu基合金马氏体转变 |
| 1.4 本文的主要研究内容 |
| 第2章 实验材料及方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 相变温度测量 |
| 2.3 组织结构分析 |
| 2.4 性能测试 |
| 第3章 Zr-Cu基合金的马氏体相变 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Zr_(50-x)Cu_(50)X_x和Zr_(50)Cu_(50-x)Y_x合金的马氏体相变 |
| 3.3 Zr_(50-x)Cu_(50)X_x和Zr_(50)Cu_(50-x)Y_x合金的马氏体相变热稳定性 |
| 3.4 Zr_(50)Cu_(25)Ni_(10)Co_(15)合金非晶约束下应力诱发马氏体相变 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 ZrCuNiCo记忆合金的组织与界面结构 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Zr_(50)Cu_(25)Ni_(25-x)Co_x合金的显微组织与相组成 |
| 4.3 Zr_(50)Cu_(25)Ni_(25-x)Co_x合金的晶体学计算 |
| 4.4 Zr_(50)Cu_(25)Ni_(25-x)Co_x合金的马氏体组织形态与界面结构 |
| 4.4.1 Zr_(50)Cu_(25)Ni_(25-x)Co_x合金马氏体形貌及亚结构 |
| 4.4.2 Zr_(50)Cu_(25)Ni_(25-x)Co_x合金马氏体界面结构 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 ZrCuNiCo记忆合金的形变组织结构演化 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Zr_(50)Cu_(50)合金的形变组织结构演化 |
| 5.2.1 Zr_(50)Cu_(50)合金形变显微组织 |
| 5.2.2 Zr_(50)Cu_(50)合金形变界面结构 |
| 5.3 Zr_(50)Cu_(25)Ni_(7.5)Co_(17.5)合金形变组织结构演化 |
| 5.3.1 Zr_(50)Cu_(25)Ni_(7.5)Co_(17.5)合金形变显微组织 |
| 5.3.2 Zr_(50)Cu_(25)Ni_(7.5)Co_(17.5)合金形变界面结构 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 ZrCuNiCo记忆合金的形状记忆效应及超弹性 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 Zr_(50)Cu_(25)Ni_(25-x)Co_x合金的力学性能与形状记忆效应 |
| 6.2.1 Zr_(50)Cu_(25)Ni_(25-x)Co_x合金力学性能 |
| 6.2.2 Zr_(50)Cu_(25)Ni_(25-x)Co_x合金形状记忆效应 |
| 6.3 Zr_(50)Cu_(25)Ni_(25-x)Co_x合金的超弹性 |
| 6.3.1 Zr_(50)Cu_(25)Ni_(25-x)Co_x合金形变温度对超弹性的影响 |
| 6.3.2 Zr_(50)Cu_(25)Ni_(25-x)Co_x合金形变循环对超弹性的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（6）Ni-Mn-Ga-Gd高温记忆合金的马氏体相变与力学行为（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究的目的和意义 |
| 1.2 高温形状记忆合金 |
| 1.3 Ni-Mn-Ga合金 |
| 1.3.1 Ni-Mn-Ga合金的结构与相变 |
| 1.3.2 Ni-Mn-Ga合金的磁感生应变 |
| 1.3.3 Ni-Mn-Ga合金的力学行为与形状记忆效应 |
| 1.4 主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 相变温度测量 |
| 2.3 组织观察 |
| 2.4 性能测试 |
| 第3章 Ni-Mn-Ga-Gd合金的组织结构 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Ni_(54)Mn_(25)Ga_(21-x)Gd_x合金的组织结构 |
| 3.2.1 显微组织与相组成 |
| 3.2.2 富Gd相的结构与力学性能 |
| 3.3 Ni_(53+y)Mn_(25)Ga_(21.9-y)Gd_(0.1)合金的组织结构 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 Ni-Mn-Ga-Gd合金的马氏体相变 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Ni_(54)Mn_(25)Ga_(21-x)Gd_x合金的马氏体相变 |
| 4.2.1 Gd含量对相变温度的影响 |
| 4.2.2 马氏体形貌及亚结构 |
| 4.2.3 变形和热循环对马氏体相变的影响 |
| 4.3 Ni_(53+y)Mn_(25)Ga_(21.9-y)Gd_(0.1)合金的马氏体相变 |
| 4.3.1 Ni含量对相变温度的影响 |
| 4.3.2 马氏体形貌及亚结构 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 Ni-Mn-Ga-Gd合金形变马氏体的组织结构 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 形变马氏体的组织形态与亚结构 |
| 5.3 形变马氏体的界面结构 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 Ni-Mn-Ga-Gd合金的力学行为和形状记忆效应 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 Ni_(54)Mn_(25)Ga_(21-x)Gd_x合金的力学行为和形状记忆效应 |
| 6.2.1 力学性能 |
| 6.2.2 单程形状记忆效应 |
| 6.2.3 双程形状记忆效应 |
| 6.3 Ni_(53+y)Mn_(25)Ga_(21.9-y)Gd_(0.1)合金的力学性能和形状记忆效应 |
| 6.3.1 力学性能 |
| 6.3.2 形状记忆效应 |
| 6.4 本章小结 |
| 结论及创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 致谢 |
| 简历 |
四、MARTENSITIC TRANSFORMATION AND THERMAL STABILITY IN Cu-Al-Co AND Cu-Al-Zr ALLOYS（论文参考文献）
- [1]Ti-51.1Ni形状记忆合金相变和形变特性研究[D]. 冯辉. 陕西理工大学, 2020(11)
- [2]FeCoNi系高熵非晶合金的形成能力、晶化行为及性能的研究[D]. 王芳. 天津大学, 2019(01)
- [3]高强高韧ZrCoCu合金的制备及强韧化机理[D]. 邓攀. 昆明理工大学, 2019(04)
- [4]Al和C对FCC高熵合金组织和性能的影响[D]. 王晓博. 西安工业大学, 2017(02)
- [5]ZrCu基高温记忆合金的马氏体相变与组织结构[D]. 高卫红. 哈尔滨工业大学, 2017(01)
- [6]Ni-Mn-Ga-Gd高温记忆合金的马氏体相变与力学行为[D]. 张欣. 哈尔滨工业大学, 2014(12)