一、FeNiCoTi合金时效对马氏体相变和形貌的影响（论文文献综述）
胡美贤[1]（2007）在《FeNiCoTi、NiMnGa磁控形状记忆合金的组织结构及磁性能研究》文中研究说明本文采用快速凝固技术（铜模真空吸铸法）制得Fe52NiXCo44-XTi4系列磁控形状记忆合金，利用差示扫描量热法（DSC）、振动样品磁强计（VSM）、X射线衍射（XRD）和扫描电子显微镜（SEM）等现代检测手段，研究了合金成分、凝固工艺和热处理工艺对Fe52NiXCo44-XTi4系列合金的相变、结构、组织和磁性能的影响，分析讨论了其影响机理，并与NiMnGa合金相比较。本文的研究结果表明：1．Fe52NiXCo44-XTi4系列磁控形状记忆合金的微观结构与热处工艺有关，Ni／Co比为1.933的Fe52Ni29Co15Ti4合金在700℃时效液氮冷却条件下可获得择优取向的马氏体。具有择优取向的马氏体有利于提高形状记忆效应。2．Fe52NiXC为44-XTi4系列磁控形状记忆合金的显微组织与合金成份和热处理工艺有关，Ni／Co比为1.588的Fe52Ni(27Co17Ti4合金在700℃时效液氮冷却条件下可获得薄片状马氏体，其内存在较多孪晶。孪晶大量出现，有利于磁控记忆效应的实现。3．随Ni／Co比的增加，马氏体相变温度下降，其下降程度与热处理工艺有关，600℃时效水冷却条件使Ni／Co比为1.933的Fe52Ni29Co（15）Ti4合金在室温以奥氏体形式存在。4．Fe52NiXCo44-XTi4系列合金的显微硬度与合金的组织结构有关，马氏体状态下合金的显微硬度显着高于奥氏体状态合金硬度值。液氮淬火有利于提高合金的显微硬度。5．NiMnGa合金加热相变过程均为两阶段相变过程。铸态原样出现预马氏体转变，热处理样出现中间马氏体转变。快淬工艺极高的冷却速率可以抑制晶界偏析和第二相的析出，提高了组织均匀性，更易获得单相结构，有利于孪晶界的移动。Ni48Mn33Ga19合金铸态原样和吸铸原样是体心立方结构的奥氏体；Ni48Mn33Ga19合金经热处理后由奥氏体转变成10层马氏体。快速凝固工艺可提高合金的显微硬度。6．Fe52NiXCo44-XTi4系列合金随着Ni原子含量的增加，合金结构发生了从四方马氏体向立方奥氏体的转变，合金的磁化的难易程度因而发生了变化；经600℃时效用水淬火后Fe52Ni24Co20Ti4、Fe52Ni25Co19Ti4、Fe52Ni27Co（17）Ti4成分合金处于马氏体状态，较难达到饱和；Fe52Ni29Co15Ti4、Fe52Ni32Co12Ti4成分合金处于奥氏体状态，比较容易达到饱和。在五种成分合金均已达到饱和的16000G磁场下，随着Ni原子含量的增加，其饱和磁化强度依次降低，磁晶各向异性系数K1逐渐下降；马氏体状态样品的K1大于奥氏体状态样品。7．NiMnGa合金铸态和两种热处理工艺试样的磁化率相差不大，但铸态试样的饱和磁化强度Ms较低，热处理有利于提高Ms，在800℃延长保温时间可提高Ms。8．Fe52NiXC为44-XTi4系列合金的饱和磁化强度和磁晶各向异性系数K1都比NiMnGa合金铸态和热处理试样大，大的饱和磁化强度和磁晶各向异性系数K1有利于获得较大磁场感生应变。
黎花[2]（2019）在《稀晶（竹节晶）多孔Cu基形状记忆合金的制备、表征与性能》文中研究表明铜基多孔形状记忆合金（SMFs）具有轻质、高比强度、高阻尼和吸能性能以及特殊的超弹性等多功能性,在土木工程、建筑和汽车等领域的吸能、隔振、防震上有较高的研究和应用价值,但是铜基形状记忆合金（SMAs）的晶间脆性问题导致其应用受到限制。本研究拟制备具有均匀球形孔隙的Cu基SMFs,并引入稀晶结构,以最大限度缓解不规则孔隙的负面作用同时降低晶界束缚,达到缓解晶间脆性并获得更高阻尼性能和超弹性回复性能的目的。首先,熔炼出高延性的Cu-18.5%Al-11%Mn SMAs作为母合金,然后通过对硅胶造孔剂渗流法的设备、工艺流程及造孔剂密度、加热温度和渗入压力等工艺参数的优化,保证了均匀球形的孔隙形貌;最后利用硅胶颗粒的受热膨胀挤压特性,通过控制硅胶造孔剂的尺寸和密度,实现了孔隙结构的调控,制备出了孔隙直径在0.51.25 mm、孔隙率在66%81%范围内可控可调的Cu-Al-Mn SMFs。硅胶颗粒的不可逆膨胀可能主要是由于水分蒸发并在复杂孔隙结构的束缚下产生高压迫使孔隙壁变形造成的,据此可以合理解释硅胶颗粒的微观结构特征、膨胀过程和膨胀规律。首次明确了稀晶材料的稀晶度的物理意义为其自由表面积与晶界面积之比（SF/SB）,确定稀晶多孔材料的稀晶度可由晶粒尺寸与支柱节点直径的比值（d/N）定量表征。稀晶Cu-Al-Mn SMFs的稀晶度达到3.094.59,大部分晶界为竹节晶界,但由于其晶粒长大受到复杂三维支柱架构的限制而使晶粒尺寸d与支柱长度L成正比,稀晶度d/N也因此随支柱长宽比L/N线性增大。稀晶Cu-Al-Mn SMFs的相变特性、阻尼性能和超弹性回复应变均受到支柱架构和稀晶度的耦合影响。热诱发马氏体相变和低应变振幅（0.05%）马氏体阻尼由于相界面和马氏体界面受到淬火空位钉扎而主要随支柱宽度N变化。但由于稀晶度结构可促进母相/马氏体界面的可动性,相变峰阻尼主要随d/N增大而增大。当应变振幅增大时,马氏体移动行程增大,空位脱钉,稀晶结构对界面可动性的促进作用变得更显着,因此高应变振幅（1.90%）马氏体阻尼随d/N线性增加。稀晶Cu-Al-Mn SMFs（孔隙率均为66%）的最大压缩回复应变随d/N线性增加,最高达4.92%,说明稀晶结构可使应力诱发马氏体相变及其回复过程更顺利。稀晶Cu-Al-Mn SMFs的应力-应变曲线较为流畅,说明均匀球形的孔隙形貌和稀晶结构可有效缓解Cu基SMFs的晶间脆性问题。采用高温长时间和循环热处理成功使孔隙率为70%的Cu-Al-Mn SMFs的稀晶度d/N达到8.19,性能得到显着提升。稀晶Cu-Al-Mn SMFs的相变峰阻尼随d/N增大至最高0.154,升高了65%。低振幅马氏体阻尼随d/N增大而增至峰值0.0627后降低,因为高稀晶度不仅有利于增大马氏体的可动性还会促进马氏体长大而使界面减少。高振幅马氏体阻尼随d/N线性增加至高达0.260,说明高稀晶度对马氏体可动性的促进作用在马氏体移动行程增大时变得更加显着,可抵消马氏体宽化的影响。最大压缩回复应变随d/N线性增大,最高达到了5.53%（70%孔隙率）。多孔稀晶SMAs的阻尼和超弹性回复性能随d/N显着提升主要是由于受束缚的三叉晶界数量和晶界面积减少,而不受束缚的晶内体积和自由表面增大,从而使晶粒束缚减小造成的。最后,根据硅胶造孔剂膨胀挤压的原理,成功推导出多孔材料孔径、孔隙率和体积比表面积的模拟计算公式,从而实现通过对硅胶造孔剂的初始尺寸、膨胀比例、堆垛致密度和配位数等参数的实验表征来定量计算和准确预测多孔材料孔隙结构（相对误差0.0030.052）的目标。
孙斌[3]（2019）在《热机械处理Ti-16Nb高温记忆合金的组织结构与形状记忆效应》文中指出Ti-Nb合金与其他高温记忆合金相比,具有优异的冷热加工性能,马氏体相变温度可达300℃以上,在高温场合下的驱动和连接等方面具有广阔应用前景。然而,Ti-Nb合金的形状记忆效应差,完全可恢复应变不到2%,这已阻碍了它的进一步推广应用。本文采用透射电镜、高分辨电镜、差示扫描量热分析以及拉伸试验等系统研究了热机械处理对Ti-16Nb高温记忆合金组织和界面结构、马氏体相变、形状记忆效应的影响,阐明了合金在室温拉伸变形时的组织结构演化规律和变形微观机制,揭示了热机械处理提高Ti-16Nb合金形状记忆效应的微观机制。透射电镜观察表明,固溶态Ti-16Nb合金中α″马氏体主要呈“V”字型自协作形态。构成“V”字型变体组的马氏体具有{1 1 1}I型或〈2 1 1〉II型孪晶关系。其孪晶界面共格性良好。但当“V”字型马氏体的侧边和其他变体的端部接触时,除孪晶面以外,还可观察到以（（?）2 0）CV（i）1 3 （?）CV（j）或（（?）2 0）CV（i）（?）0 2CV（j）晶面作为连接面,形成半共格界面。Ti-16Nb合金经适当的热机械处理后,冷加工引入的位错在退火时被部分消除并发生重排,形成局部内应力场,使马氏体变体在相变过程中发生择优取向,从而形成单一取向的马氏体板条。升高退火温度或延长退火时间,择优取向的马氏体板条数量减少,呈“V”字型组态的马氏体数量增多。热机械处理对Ti-16Nb合金的马氏体相变具有显着影响。当冷轧/冷拔变形量为60%,随着退火温度的升高或退火时间的延长,马氏体逆转变峰值温度Ap升高。升高退火温度,α相含量降低,基体中Nb含量也随之降低,导致Ap升高。随着退火时间的延长,α相含量保持不变,而残余位错密度逐渐降低,其对马氏体形核的促进作用减弱,导致Ap升高。当退火工艺参数不变时,Ap随冷轧/冷拔变形量的增加而降低。适量的残余位错不明显阻碍马氏体相变,又有利于马氏体的形核,因此相变温度降低。固溶态Ti-16Nb合金室温拉伸变形时,在粗大马氏体变体内部形成大量细小的{1 1 1}I型和〈2 1 1〉II型孪晶。当变形量超过2%时,位错滑移与马氏体的孪生同时发生。当应变量增至10%时,还观察到有少量{0 1 1}复合孪晶形成。热机械处理改变了Ti-16Nb合金的变形微观机制。当拉伸变形量小于5%时,经适当热机械处理后的Ti-16 Nb合金中主要发生马氏体的合并及再取向。当拉伸应变量大于5%时,位错滑移开始出现,导致形状不能完全恢复。固溶态Ti-16Nb合金变形时,{1 1 1}堆垛层错可作为{1 1 1}I型和〈2 1 1〉II型孪晶的形核位置。层错存在时{1 1 1}面上的原子通过微小切变就能移动到孪晶的点阵位置。柏氏矢量为〈0.3044 0.1465（?）〉的不全位错在{1 1 1}晶面连续滑移5个原子层,便可形成{1 1 1}I型孪晶。此外,当某一区域内同时存在多个{1 1 1}堆垛层错时,与之对应的Shockley不全位错将使其附近的（0 0 2）m晶面间距增大,接近与之平行的〈0 （?）0〉t晶面,经微小调整后,便可形成〈2 1 （?）〉II型孪晶。变形时{1 1 1}I型孪晶界面运动由孪生位错在孪晶面滑移实现。当拉伸应变量为5%,孪晶界面上出现高度不等的台阶,在部分孪晶界面附近观察到少量{1 1 1}晶面堆垛层错。当应变量增至10%时,孪晶界面附近产生畸变层。变形过程中〈2 1 （?）〉II型孪晶通过多个（1 （?）1）晶面协同的切变实现孪晶面〈（?）5 （?）〉的运动。热机械处理显着提高了Ti-16Nb合金的形状记忆效应。当冷轧/冷拔变形量为60%,退火时间为0.5h时,Ti-16Nb合金的可恢复应变随退火温度的升高而增加,当退火温度为700℃时达极大值;而当冷轧/冷拔变形量为60%,退火温度为700℃时,可恢复应变随着退火时间的延长而减小。Ti-16Nb合金获得的最佳的热机械处理工艺参数为冷轧/冷拔变形量60%,退火温度700℃,退火时间0.5h,此时可获得5%的完全可恢复应变。Ti-16Nb合金经热机械处理后形成择优取向的板条状马氏体再取向临界应力低,界面可动性好是形状记忆效应提高的主要原因。
刘记立[4]（2016）在《柱状晶组织Cu71Al18Mn11形状记忆合金的性能及制备加工基础研究》文中提出形状记忆合金（SMAs）作为一种智能型功能材料,广泛应用于电子通信、医疗卫生、机械制造、航空航天、能源化工、土木建筑以及日常生活等众多领域。在已应用的形状记忆合金体系中,Cu基SMAs,如Cu-Al-Mn、Cu-Al-Ni、 Cu-Zn-Al合金等,由于具有价格低廉、良好的导电和导热性能、相变温度可调范围广等优点,已成为除Ni-Ti合金之外,较具广泛应用前景的SMAs。Cu基SMAs的单晶体表现出优异的形状记忆性能,可以与Ni-Ti合金相媲美,但单晶制备困难、成本高,难以大规模应用；普通多晶组织Cu基SMAs变形能力差,易发生晶界脆性断裂的现象,使合金无法展示较高的形状记忆性能（如超弹性）,限制了Cu基SMAs的广泛应用。为此,本文从组织设计的角度出发,结合控制凝固控制成形获得特殊组织的方法,探讨改善Cu基SMAs性能的途径。本文以Cu71Al18Mn11形状记忆合金为研究对象,采用定向凝固方法实现对织构和晶界的控制,制备了具有强<001>织构和平直低能晶界特征的柱状晶组织合金。该组织合金的超弹性应变从普通多晶组织合金的3%显着提高到10.1%以上,卸载后的残余应变小于0.3%。研究发现超弹性性能提升的机理包括：具有强<001>取向的柱状晶组织晶粒在拉伸过程中可在某一应变量下同时发生马氏体相变,避免了普通多晶组织合金因不同取向晶粒的各向异性而在晶界处产生显着的应力集中问题；沿<001>取向变形时,合金可获得高的相变应变;平直的低能晶界特征可显着降低晶界对马氏体相变的阻碍作用,减少因晶间变形不协调引起的应力集中,有助于提高多晶组织的相变协调性和形变协调性。基于各组织特征对Cu-Al-Mn合金超弹性应变的影响程度,本文提出高性能Cu基形状记忆合金由主及次的组织设计原则为：（1）获得具有高相变应变的晶粒取向：（2）获得大的晶粒尺度（更少的晶界面积）；（3）获得平直的低能晶界,特别是小角晶界类型；（4）晶界方向尽可能与受力方向平行。研究发现,当拉伸方向与凝固方向成不同角度（0°～90°）时,柱状晶组织Cu71Al18Mn11合金试样的超弹性应变呈现“V”形变化规律,而马氏体相变临界应力呈现出相反的变化趋势,表现出超大各向异性。这种超大各向异性是由晶粒取向和晶界的叠加作用产生的,其中晶界对超弹性各向异性的影响具有明显的取向依赖性。利用这种各向异性特征可使柱状晶Cu71Al18Mn11合金在特殊的吸能、减震和抗撞等器件设计方面具有重要的应用潜力,如可用于高层建筑、精密仪器减震的各向异性隔震器和阻尼器等。柱状晶组织Cu71Al18Mn11合金沿凝固方向具有较好的疲劳性能。当疲劳加载应变为10%时,经1800次循环后不发生断裂；当疲劳加载应变为4%时,经2400次循环后的残余应变小于1%,具有能在反复变形-恢复应用中替代Ni-Ti合金的潜力。为了提高柱状晶组织Cu71Al18Mn11合金的强度,获得同时具有高超弹性和高强度的合金,本文采用低温时效析出的方法对合金进行改性处理。研究发现,合金在250℃～400℃低温时效时,针片状贝氏体在晶粒内部和晶界处均匀共格析出,使合金的硬度和强度显着增加,而合金的超弹性下降较小。经合适的低温时效处理后,合金的超弹性应变保持为5%～9%,而马氏体相变临界应力达到443 MPa～677 MPa。采用定向凝固+低温时效的方法,可以制备出高超弹性高强度合金,以及制备性能在很大范围内变化的梯度功能材料。采用了多道次高温轧制和高温轧制+多次冷轧两种加工制度,研究了柱状晶组织Cu71Al18Mn11合金在轧制加工热处理中的组织性能变化。发现合金可在800℃下进行压下率80%以上的高温轧制,合金组织仍为柱状晶组织;随后继续高温轧制时,组织发生再结晶,三道次高温轧制再进行高温热处理后,超弹性应变为5.9%；首道次高温轧制80%后,经550℃退火再进行冷轧,冷轧总变形量可达50%～80%,550℃退火和退火冷轧后为α+β1的双相组织,且仍保持柱状晶组织。柱状晶组织试样在轧制变形+再结晶退火后,相比普通多晶组织试样沿轧向更容易形成<011>织构,有利于获得高超弹性。再经过晶粒异常长大热处理后,仍具有沿轧向的强<011>取向,试样超弹性应变可达到7%左右。
张鹤鹤[5]（2019）在《Ni-Mn-Sn-Fe（Co）合金相变调控及磁热效应研究》文中研究表明Ni-Mn-Sn合金具有优异的磁热性能,但存在马氏体和奥氏体磁化强度差小、制冷温度区间窄的问题,采用铁磁性元素Fe/Co掺杂改性是解决这一问题的有效途径之一。本文基于一级结构相变和二级磁相变调控的思路,设计制备了Ni50-xMn38Sn12Fex（x=08.5）和Ni47-xMn43Sn10Cox（x=011.0）系列合金,研究了Fe和Co掺杂对Ni-Mn-Sn合金组织、晶体结构、马氏体相变、磁性能、磁驱动特性和磁热性能的影响,分析了低温时效对合金γ相的析出行为、磁性能及磁热性能的影响;最后利用熔体抽拉方法制备Ni-Mn-Sn-Fe（Co）合金微米纤维,通过热处理工艺,优化获得了不同磁-结构耦合状态,分析了纤维的磁热性能。对Ni50-xMn38Sn12Fex合金的研究表明,Fe元素掺杂对Ni-Mn-Sn合金的显微组织有明显的影响,Fe元素含量小于1.1 at.%时,Ni50-xMn38Sn12Fex合金室温组织为单相4O调制马氏体结构;Fe元素含量达到2.9 at.%时,母相为L21奥氏体,同时析出了极少量的富Feγ相;Fe含量进一步增加,γ相含量增加,尺寸增大,分布由晶界扩展到晶内。由于γ相弱化了沿晶断裂倾向,提高了合金的压缩断裂强度和断裂应变,改善了合金的脆性。当Fe元素含量达到4.2 at.%时,压缩断裂强度和应变分别为818 MPa和7.2%,相比于无Fe原子掺杂时的351 MPa和3.1%,均提高了1.3倍左右。在Ni50-xMn38Sn12Fex系列合金中,Fe含量增加对马氏体居里温度和奥氏体居里温度影响较小,但可明显降低马氏体相变温度,因此通过调节Fe含量可以实现合金的磁-结构相变调控,获得磁-结构部分耦合和完全耦合两种状态的合金。当Fe掺杂量为4.2 at.%（NMSF4）时,合金发生完全磁-结构耦合,此时马氏体相变温区发生了明显的变磁性转变（顺磁马氏体向铁磁奥氏体转变）。在5.0 T磁场下的磁熵变（ΔSM）达到33.8 J/（kg·K）,制冷温度区间(ΔTFWHM)达到7 K,有效制冷能力RCPeff达到144 J/kg;在2.0 T磁场下（永磁铁可达到的磁场）,ΔSM达到12.2 J/（kg·K）,ΔTFWHM达到8 K。当Fe掺杂量为1.1 at.%（NMSF1）时,马氏体相变和磁性转变发生部分耦合,此时合金可连续发生反磁热效应（IMCE）和传统磁热效应（CMCE）。5.0 T磁场下,合金在306-339 K的制冷温度区间内,获得了ΔSM达9.6 J/kg·K的IMCE和ΔSM达-2.7 J/kg·K的CMCE,总制冷能力RCP达到139 J/kg。2.0 T磁场下,获得了ΔSM达2.2J/（kg·K）,ΔTFWHM达7.5 K的IMCE。NMSF1合金中产生的IMCE和CMCE连续发生,拓宽了合金的制冷温度区间。Ni47-x7-x Mn43Sn10Cox合金中Co元素含量达到11 at.%（NMSC11-1）时,合金中没有析出第二相。Co掺杂降低了合金的马氏体居里温度,提高了奥氏体居里温度,因此拓宽了合金的居里温度窗口。当Co掺杂量为6 at.%（NMSC6-1）时,合金的马氏体居里温度降低到150 K以下;Co掺杂量从6 at.%提高到11at.%时,奥氏体居里温度从387 K提高到476 K,同时奥氏体饱和磁化强度也从未掺杂时的13.5 A·m2/kg提高到91.7 A·m2/kg（NMSC6-1）和109.1A·m2/kg（NMSC11-1）。研究发现当Co掺杂量为6 at.%时,合金表现出完全磁-结构耦合状态,出现了两步马氏体转变现象,在5.0 T磁场下,ΔSM达29.5J/kg·K的磁熵变,ΔTFWHM达14 K,有效制冷能力RCPeff高达314 J/kg。在2.0T外磁场时,ΔSM达18.9 J/（kg·K）,ΔTFWHM达7 K。Ni39.9Mn43.8Sn10.3Co6.0（NMSC6-2）合金在473 K低温时效后,未析出第二相且未发现成分偏析。在473 K下经0-3000 min的时效,马氏体相变温度先迅速下降,随后趋于稳定。未时效的合金ΔSM达到饱和所需的临界外磁场为5.5 T,时效600 min后临界磁场降低到3.0 T,这对低外磁场下ΔSM和ΔTFWHM的提高具有重大意义。在2.0 T磁场下,时效前ΔSM为22.7 J/（kg·K）,而600min时效后ΔSM达31.3 J/（kg·K）。将Ni-Mn-Sn-Fe（Co）合金制备成纤维可以有效地降低相变阻力和热/磁滞后,并且提高比表面积和散热能力。在5.0 T外磁场下,ΔSM从NMSF4合金块体的33.8 J/（kg·K）,降低到Ni45.6Fe3.6Mn38.4Sn12.4（NMSF3.5-W）纤维的15.2J/（kg·K）,而ΔTFWHM从7 K升高到12 K,最终RCPeff达到141 J/kg,与NMSF4合金块体的有效制冷能力(RCPeff=144 J/kg)相当。将不同直径的NNMSF4-W纤维混合成束后获得的ΔSM仅为6.8 J/（kg·K）,但ΔTFWHM达到29.5 K,最终获得了172 J/kg的RCPeff。Ni41.3Mn42.4Sn10.0Co6.3（NMSC6-W）纤维在5.0 T外磁场下,变磁性转变处产生的ΔSM达到了20 J/（kg·K）,ΔTFWHM达到了20 K,RCPeff高达303 J/kg,与NMSC6-1合金块体的有效制冷能力(RCPeff=314 J/kg)相当。
曾才有[6]（2019）在《快速凝固与多步约束时效制备NiTi形状记忆合金及其相变和功能疲劳特性研究》文中进行了进一步梳理近年来对具有双程形状记忆效应的NiTi合金的研究和应用日益增多。NiTi合金的双程形状记忆效应必须通过一定的“训练”处理才能获得。而约束时效工艺是使NiTi合金具备双程形状记忆效应的一种重要“训练”方法。为了获得优异的双程形状记忆效应和高于室温的相变温度,采用传统约束时效工艺对NiTi合金进行“训练”需经历很长的约束时效时间,即传统约束时效工艺具有较低的“训练”效率。因此,通过改进约束时效工艺,提高“训练”效率,对NiTi合金双程形状记忆效应的研究和应用具有重要的意义。此外,由于NiTi合金在实际应用中长期承受热-力循环载荷,进而反复发生马氏体相变,这种服役条件将导致NiTi合金在未出现明显的结构损伤的情况下发生功能特性（如马氏体相变温度、可回复应变和形状记忆输出应力等）的衰变,导致NiTi合金出现功能疲劳或功能退化。目前,针对约束时效处理NiTi双程形状记忆合金的功能疲劳性能的研究还十分缺乏。因此,很有必要对此展开系统研究,以便为NiTi双程形状记忆合金的设计和应用提供理论指导和参考依据。本论文研究首先针对传统单步约束时效工艺具有的高温时效相变温度低于室温,中温时效导致“训练”时间过长以及低温时效易引发反常双程形状记忆效应的问题,根据固溶体析出热力学和动力学理论,提出了一种适用于Ni51Ti49合金的新型两步约束时效工艺（即500°C/1 h+300°C/39 h）。通过这种两步约束时效工艺能够高效地“训练”Ni51Ti49合金,使其能获得在完全马氏体状态下形状回复率高达96.4%的优异双程形状记忆效应。与常规单步约束时效工艺相比,两步约束时效工艺能有效提高Ni51Ti49双程形状记忆合金的R相变开始温度和结束温度（分别升高至60.2°C和40.9°C）,使Ni51Ti49双程形状记忆合金能适用于工作温度在室温以上的应用场合。两步约束时效工艺在Ni51Ti49合金中引入的择优取向排列的透镜状共格Ni4Ti3析出相（平均长度为149.1±14.3 nm）是使其具备优异的双程形状记忆效应的关键。研究还揭示了约束时效工艺参数、显微组织、马氏体相变以及双程形状记忆效应之间的关系。在上述两步约束时效工艺基础上进一步提出了一种三步（多步）约束时效工艺（300°C/1 h+500°C/1 h+300°C/18 h）。通过这种新型的多步约束时效工艺,在保证Ni51Ti49合金获得具有形状回复率（）、（4）)和（8）)分别为42.6%、59.8%和90.1%的优异双程形状记忆效应的前提下,使总的约束时效时间缩短至20 h,进一步提高了“训练”效率;显微组织表征结果表明,多步约束时效工艺导致择优取向排列的共格Ni4Ti3析出相的平均长度和数量密度分别达到150.3±38.4 nm和123.8±9.6μm-2。研究工作还深入探究了多步约束时效处理过程中的合金显微组织的演变,获得的研究结果为NiTi合金双程形状记忆效应高效训练工艺的进一步发展和优化提供了重要理论参考。此外,针对目前对具有双程形状记忆效应的NiTi合金在长期服役过程中的功能疲劳特性缺乏量化评价的问题,自制了一套形状记忆合金功能疲劳测试系统。利用此测试系统对约束时效制备Ni51Ti49双程形状记忆合金进行了热循环功能疲劳测试、恒拉力-热循环功能疲劳测试以及限制应变-热循环功能疲劳测试。研究结果表明,约束时效制备的Ni51Ti49双程形状记忆合金具有优异的功能疲劳抗力,显微组织稳定性高是其具有优异的功能疲劳抗力的主要原因。另外,通过热循环试验对不同时效工艺处理的Ni51Ti49合金的功能疲劳特性进行了系统研究。研究发现,高温（500°C或550°C）时效处理使Ni51Ti49合金的热循环稳定性变差,随热循环次数增加R→B19?相变温度逐渐降低;550°C/50 h时效处理的Ni51Ti49合金在冷却过程中出现的两个重叠放热峰实际上包含三个不同的马氏体相变过程（多步马氏体相变）,包括一个单步B2→B19?马氏体相变及一个两步B2→R→B19?马氏体相变;本研究提出了一个中等尺度共格应力场不均匀性机制来解释所观察到的多步马氏体相变行为,并揭示了时效工艺对显微组织、马氏体相变行为及功能疲劳特性的影响机制。最后,针对固溶处理的NiTi合金具有较差的功能疲劳特性的问题,系统研究了合金成分对固溶处理近等原子比NiTi合金中马氏体相变的热循环稳定性的影响。对于固溶处理的富Ti成分NiTi合金,合金成分变化对NiTi合金热循环稳定性影响较小;而对于固溶处理富Ni成分NiTi合金,随Ni含量增加合金的热循环稳定性显着提高。对于具有较低Ni含量（50.050.6 at.%）的富Ni成分NiTi合金,热循环将导致合金的马氏体相变转变为两步B2→R→B19′马氏体相变;通过降低热循环最高温度(Tmax)可稳定固溶处理Ni50.9Ti49.1合金中的淬火点缺陷（QIDs）。稳定的QIDs起到了固溶强化和提高B2相与B19′马氏体之间的晶格适配度的作用,进而提高了Ni50.9Ti49.1合金的热循环稳定性,该方法为改善NiTi合金的功能疲劳性能提供了一种新的思路。本研究所发展的方法和获得的研究结果为精确调控NiTi合金的组织和性能及评价其功能可靠性提供了重要理论依据。
冯辉[7]（2020）在《Ti-51.1Ni形状记忆合金相变和形变特性研究》文中研究表明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。
潘栋[8]（2020）在《电-热-力复合场对42CrMo/T250钢微观组织及力学性能的影响》文中提出先进高强度钢凭借其优异的力学性能、良好的成型性能以及较低的制造成本,在汽车制造、军工以及航天等领域有着十分广阔的应用前景。纵观第一代到第三代先进高强钢的发展历程,以“复相、多尺度”为基础的调控理论研制具有“亚稳相、超细晶基体”等特点的超级钢逐渐受到青睐。现今,在轻量化和智能制造等一些列工业背景下,如何更快速高效且低能耗地开发更轻质、高性能的钢材也成为了材料加工领域的研究热点。高能瞬时电脉冲处理,自电致塑性效应被发现以来,就备受材料研究人员的关注。近些年来,伴随着对非平衡固态相变机理、多物理场作用下微观结构的演变规律以及相应伴生现象的深入研究,电致强化这一概念也逐渐受到重视,电脉冲处理在钢铁材料的强韧化等方面也实现了一定程度的工程化应用。此外,基于电子风冲击、电迁移效应对快速相变以及再结晶的影响,采用脉冲电流对钢材进行细化及强韧化处理完全符合第三代先进高强钢的开发宗旨和组织性能要求特点。但以往的工作多集中在对电脉冲处理诱发的组织细化以及强塑性同时提升等方面的浅层研究,而缺乏对位错组态、界面迁移、晶体取向以及析出行为等方向的实质性深入探索。因此,研究脉冲电流作用下钢材的亚结构演化及强韧化机理,对进一步丰富和完善钢的非平衡相变理论以及开发新型的强韧化工艺有着重要的实际意义。本文采用高能瞬时电脉冲处理对两种强化类型完全不同的钢材（42CrMo钢及T250钢）进行了增强、增韧处理。同时,结合相应的传统热处理,规律性地研究了脉冲电流对不同钢材显微组织及亚结构的影响、定量地分析了脉冲电流作用下钢材的强韧化机理、归纳概括了不同处理方式对钢材具体作用机制的差异。具体的研究结果如下:（1）采用电脉冲处理高效地实现了钢材的晶粒细化,明确了脉冲电流诱导晶粒细化的具体机理。瞬时的高能量输入显着降低了奥氏体相变能障,极大地提高了奥氏体的形核率,短时间的作用以及随后快速的水冷处理抑制了奥氏体晶粒的长大。电脉冲处理后,淬火态42CrMo钢的晶粒细化了56.3%,固溶态T250钢的晶粒尺寸下降了74.6%。（2）揭示出电脉冲处理提高钢材中残余奥氏体稳定性的具体机制:i)若处理前钢材中的合金元素是不均匀分布的,则电脉冲处理的瞬时性也就决定了处理后的元素无法充分均匀化,奥氏体稳定化元素浓度高的区域将为残余奥氏体的形成提供足够的化学驱动力;ii)晶粒的细化以及电脉冲处理过程中界面处大量晶体缺陷的形成,使马氏体与奥氏体的界面能得到提高,这将使马氏体的生长提前停滞,同时马氏体转变起始温度也会显着下降;iii)奥氏体向马氏体转变是一个体积膨胀的过程,电脉冲处理过程中存在的热压应力可有效地抑制马氏体转变。（3）脉冲电流特定的物理场分布及物理效应可明显改变亚结构及第二相的形态和分布。受热压应力的影响,原本在高层错能钢材中难以形成的堆垛层错在电脉冲处理中得以形成,而堆垛层错的形成又为回火态42CrMo钢中超细珠光体类组织的形成奠定了基础;合金元素贫瘠区与富集区之间的应力可促进孪晶或残余奥氏体的形成;电子风强烈冲击界面形成大量的晶体缺陷,可使第二相主动地浸润晶界,而若使界面处的缺陷得到回复,第二相则被动浸润其他界面;多个物理场的重叠可使亚结构的分布具有方向性,如42CrMo钢中沿电流方向分布的位错、T250钢中沿电流方向分布的Ni3（Ti,Al）团簇;电迁移效应可促进位错形成具有小角度取向差的亚晶界。（4）研究发现脉冲电流对最优滑移系上原子或位错运动的促进,可使沿电流方向的特定取向强度增强,形成了沿电流方向（ED）的织构。如固溶态T250钢中{112}//ED织构、TS+EPA态T250钢中残余奥氏体{111}//ED及EPS+EPA态T250钢中小角度{110}//ED织构的形成。（5）电脉冲处理有促进钢材中复相组织形成的趋势。对于传统调质态的42CrMo钢,其组织仅包含索氏体,而受板条/孪晶马氏体短时间处理回火抗性的差异以及残余奥氏体稳定性提高的影响,电脉冲处理后的42CrMo钢中包含回火马氏体、索氏体及残余奥氏体这三种组织;对于传统时效态T250钢,其内部只存在η-Ni3（Ti,Mo）相,而受电流对非均匀形核的影响,电脉冲处理后的T250钢中包含Ni3（Ti,Al）团簇、Ni2.67Ti1.33相以及大尺度NiTi金属间化合物这三种析出物。（6）通过电脉冲处理,成功地在短时间内,同时且大幅提升了42CrMo钢与T250钢的强度与塑性,定量分析了高能脉冲电流作用下不同类型钢材的强韧化机制,结果表明:i)采用脉冲电流进行淬火或固溶处理可提高晶界强化以及位错强化的强度贡献,而若进行回火或时效处理则可更显着地提高析出强化对强度的贡献;ii)电脉冲处理能增大必要几何位错的滑移距离,提高有利晶体取向的含量以及高施密特因子的比例,使钢材具有更大的塑性变形量;iii)利用电脉冲处理形成的复相组织在性能上的耦合及变形上的协调,钢材的强韧性也能得到有效改善。综上所述,经电脉冲处理后具有最优性能的42CrMo钢与T250钢的综合力学性能分别比传统处理态的钢材提高了22.82%和117.26%,增强、增韧效果十分明显。同时,也揭示出电脉冲处理过程中异于常态处理的组织、亚结构变化及力学行为,为丰富极端非平衡相变理论、更高效地开发具有更高力学性能的先进高强钢提供了充足的实验依据和技术参考。
王海振[9]（2019）在《质子辐照NiTi合金的微观组织结构与应变恢复特性》文中研究表明NiTi记忆合金作为驱动材料被广泛应用于航天器智能结构,质子辐照是影响记忆合金材料与器件空间应用可靠性的重要因素。本文旨在面向新一代航天器长寿命高稳定性要求,选择空间环境内分布的特征能量质子（低能:60-120 keV,高能:3 MeV）对不同相状态的NiTi合金（马氏体相和奥氏体相）进行辐照研究,采用TEM、PAT、DSC和DMA等方法系统研究了质子辐照NiTi合金微观组织结构、马氏体相变、力学性能及应变恢复特性,阐明了质子辐照NiTi合金微观组织特征演变规律,揭示质子辐照影响应变恢复特性微观机制。研究发现,辐照参量对NiTi合金的微观组织结构有显着影响。奥氏体态Ni-48.5at.%Ti合金薄膜室温为体心立方结构B2母相和菱方结构Ti3Ni4相,经120keV辐照后相结构未发生变化,但辐照层内Ti3Ni4相尺寸稍有增大。马氏体态Ni-51.4at.%Ti合金薄膜室温呈单斜结构B19′马氏体,经120 keV质子辐照,注量低于5.0?1015 p/cm2时变体内形成两种新孪晶结构:（001）复合孪晶和（111）I型孪晶;增加注量到2.0?1016 p/cm2时,辐照层发生逆马氏体相变形成B2母相,且在母相内弥散分布纳米尺度富Ti原子的GP区。同时,质子辐照诱发产生多类型晶体缺陷:在低注量辐照情况下以空位型点缺陷为主,随辐照注量增加缺陷以位错、非晶微区和析出相等为主。马氏体态Ni-50.0at.%Ti合金经高能3 MeV质子辐照,辐照层形成明显的多层结构,由表层往下依次为:TiH2相层、Ti2Ni相层、B2母相层、B2母相与B19′马氏体相共存层及B19′马氏体相层,在母相与马氏体相共存区域存在高密度位错及少量非晶微区,各层厚度随注量的升高而增加。辐照诱发多层结构主要与入射质子造成的择优溅射效应和逆Kirkendall效应有关。在择优溅射作用下合金表层出现贫Ni层;辐照诱发的高密度空位型点缺陷形成缺陷梯度分布,诱使逆Kirkendall效应发生,伴随着缺陷束流扩散Ti原子往合金表层迁移和Ni原子往合金内部迁移;伴随着缺陷束流扩散Ti原子往合金表层迁移和Ni原子往合金内部迁移;二者共同作用下合金原子重新分布导致合金出现多层结构。Ni-48.5at.%Ti合金薄膜经低能质子辐照,相变温度Rs未发生变化,相变温度As随能量升高略有降低,R相具有更好的抗辐照稳定性。Ni-51.4at.%Ti合金薄膜经低能120 keV质子辐照,随着注量的增加辐照层相变温度逐渐降低,相变温度区间和相变滞后逐渐增大。在低注量1.0?1015 p/cm2时为单步相变:B2?B19′相变;注量升高到2.0?1016 p/cm2时,呈现两步相变,辐照层与基体层相变分步进行。Ni-50.0at.%Ti合金经高能3 MeV质子辐照,马氏体相变温度随着注量增加而显着降低,相变温度区间和相变滞后增大。NiTi合金经质子辐照,马氏体相变温度均显着下降,这是由辐照产生高密度位错等晶体缺陷、合金成分在局部区域重新分布及辐照诱发的多层结构之间的约束作用下共同作用造成。NiTi合金经质子辐照,随着辐照注量/能量的增加,硬度和弹性模量显着提高,这与辐照诱发B2母相出现和高密度晶体缺陷有关。Ni-51.4at.%Ti合金经120 keV辐照时马氏体变体再取向临界应力随辐照注量的增加单调升高,当注量为2.0?1016 p/cm2时马氏体变体再取向临界应力比未辐照合金提高约25%。随着辐照注量/辐照能量的升高,Ni-51.4at.%Ti合金断裂强度升高,延伸率略有降低。质子辐照后Ni-51.4at.%Ti合金最大可恢复应变随辐照注量/能量升高而降低,由辐照前的4.80%降低至3.60%。随着辐照注量/能量的升高,Ni-51.4at.%Ti合金在马氏体相变内耗峰降低,马氏体本征内耗由辐照前的0.045增加到0.075,提高大约60%。在上述研究基础上,建立了NiTi合金的辐照参量-微观组织结构-马氏体相变-宏观功能特性之间的内在联系:质子辐照在NiTi合金内引入高密度空位型点缺陷、位错、纳米析出相和非晶微区等多类型辐照缺陷,诱使合金形成新的孪晶类型并发生相结构的转变;辐照层内高密度缺陷、成分重新分布和多层结构之间的相互制约,三种因素共同作用造成辐照层相变温度降低,使辐照层和基体层相变分步进行,相变温度区间宽化;缺陷强化和辐照诱发B2母相结构转变共同作用下使合金硬度和弹性模量显着增大,合金内高密度位错等晶体缺陷阻碍孪晶界面和相界面的滑移,使其界面可动性降低导致应变恢复降低,高密度晶体缺陷及界面可动性降低导致马氏体相本征内耗增加。
吕立锋[10]（2018）在《大变形温轧超细晶钢的制备及其组织与力学性能研究》文中研究说明超高强度钢具有极高的强度和良好的韧塑性,在重型机械、先进模具制造、高速铁路、航空航天、重大国防装备以及汽车等领域有广泛的应用。随着工业的快速发展和资源、环境压力的不断增大,开发低成本且具有更高性能的超高强度钢已成为目前钢铁行业的重要任务之一。组织细化是提高材料强韧性的有效方式之一。研究发现,中温形变热处理工艺能够显着细化奥氏体晶粒并通过相变获得细小的马氏体组织,从而进一步提高马氏体钢的强度,为超高强度钢的制备与研发开拓了新的途径。然而,目前大部分中温形变热处理的研究都集中在合金元素含量较高的中碳高合金钢、马氏体时效钢以及Fe-Ni合金,而关于大变形中温形变热处理（变形量大于85%）在中碳低合金钢（合金含量小于6.0 wt.%）方面的系统性研究相对较少。此外,有关大变形中温形变热处理钢的组织演变规律以及强韧化机制仍缺少清晰的阐述。本论文通过大变形温轧和调控超细奥氏体分解相结合的方式,制备了具有超高强度高韧性的超细晶中碳低合金钢,系统地研究温轧变形以及合金元素对钢的组织与性能的影响,并对其强韧化机制进行了探讨,研究获得如下结论:本文首先依托AISI4140中碳低合金钢,通过大变形温轧成功制备了超高强度超细晶铁素体-马氏体双相钢,研究了不同轧制工艺对其组织与性能的影响,结果表明温轧变形对钢中超细晶铁素体的形成具有促进作用。随着变形量的增加,铁素体的形貌逐渐由等轴状转变为片层状,铁素体含量增加,而对应的马氏体含量减少,钢的强度降低而塑性提高。研究发现经60%温轧变形处理后,超细晶AISI4140双相钢的屈服强度为1570 MPa,抗拉强度为2370 MPa,延伸率为2.9%。经85%温轧变形后,其屈服强度为1080 MPa,抗拉强度为2022 MPa,延伸率达到7.9%,呈现出最佳的综合力学性能。分析认为,大变形温轧超细晶铁素体-马氏体双相钢的强化机制主要为细晶强化和马氏体相变强化,但其强度主要取决于钢中铁素体和马氏体的相对含量。通过添加质量分数分别为0.5%、1%、2%、4%、8%的镍,设计出不同镍含量的AISI4140+Ni钢,并对其进行85%温轧处理,系统地研究了合金元素镍对大变形温轧AISI4140钢的组织与性能的影响。研究表明镍的添加能够提高过冷奥氏体的稳定性,抑制奥氏体向铁素体转变。镍含量在0.5-2 wt.%之间时,随着镍含量的增加,铁素体和残余奥氏体等软相的含量降低,而对应的马氏体含量升高,使得钢的强度上升。当镍含量在2 wt.%时,钢主要由马氏体组成,并含有少量的残余奥氏体。随着镍含量的继续上升,残余奥氏体含量增加,导致钢的强度降低,表明合金元素的过量添加会提高残余奥氏体含量并降低钢的强度。在具有不同镍含量的钢中,AISI4140+2Ni钢经85%大变形温轧处理后具有最高的强度,其显微硬度为HV695,屈服强度为2054.3MPa,抗拉强度为2701 MPa,延伸率达到8.3%。在AISI4140+2Ni钢合金成分的基础上,对钢中合金元素含量进行调整,设计了成分为Fe-0.4C-1.65Si-1.1Mn-1.8Ni-0.85Cr-0.4Mo-0.08V的中碳低合金钢,然后通过温轧变形制备超细晶马氏体钢,深入研究了大变形温轧对马氏体组织演变和性能的影响研究结果表明,随着变形量的增加,钢中的马氏体逐渐由等轴状转变为超细片层状。3D-APT测试结果发现,碳在钢中发生偏聚形成“团簇”,说明温轧变形不会促进碳化物的形成,且不会抑制孪晶马氏体的形成。随着变形量的提高,钢中孪晶马氏体的数量不断增加,尤其是当变形量增加到85%以上时,温轧态钢中形成了大量分散分布的超细孪晶马氏体。残余奥氏体的含量随变形量增加也呈上升趋势。奥氏体晶粒的细化以及大量位错的引入是温轧态钢中孪晶马氏体和残余奥氏体含量增加的主要原因。研究表明,温轧变形能显着地提高钢的强度。当变形量为30%时,马氏体钢的显微硬度为HV663,屈服强度为1400 MPa,抗拉强度为2390 MPa,延伸率达到10.3%。变形量为90%时,马氏体钢的显微硬度为HV728,屈服强度为2018 MPa,抗拉强度为2920MPa,延伸率为6.8%。温轧超细晶马氏体钢的强化机制主要有位错强化、细晶强化以及孪晶强化,而位错强化是提高强度的主要强化因素。温轧超细晶马氏体钢塑性的提升主要归结于孪晶马氏体的细化、残余奥氏体含量的增加以及超细片层状组织的形成。温轧态钢中孪晶马氏体片尺寸较小且在钢中分散分布,能有效地缓解钢中的应力集中程度,对塑性的损害作用较小。超细片层组织的形成能有效地阻碍拉伸试样中裂纹的扩展,提高钢的塑性。针对90%温轧超细晶马氏体,系统地研究了不同温度回火对钢的组织与力学性能的影响。研究结果表明,回火温度在200℃600℃时,钢中发生马氏体回复过程。随着回火温度的升高,马氏体中的板条和孪晶等亚结构组织逐渐消失,位错密度降低,而碳化物数量增加。回火温度在700℃时,钢中发生铁素体再结晶过程,形成了平均晶粒尺寸为720 nm的超细晶铁素体。随着回火温度的升高,超细晶马氏体钢的抗拉强度不断降低。位错密度的降低以及碳的固溶强化作用的减弱是温轧态钢强度降低的主要原因。与淬火态马氏体钢进行对比,研究发现温轧变形对回火过程中马氏体回复以及铁素体再结晶具有促进作用,因此700℃回火温轧态钢的强度和塑性均高于淬火态钢。
二、FeNiCoTi合金时效对马氏体相变和形貌的影响（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、FeNiCoTi合金时效对马氏体相变和形貌的影响（论文提纲范文）
（1）FeNiCoTi、NiMnGa磁控形状记忆合金的组织结构及磁性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 目录 |
| CONTENT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 智能材料—形状记忆合金简介 |
| 1.1.1 智能材料分类 |
| 1.1.2 形状记忆合金 |
| 1.1.3 NiMnGa系列形状记忆合金研究现状 |
| 1.1.4 FeNiCoTi系列形状记忆合金研究现状 |
| 1.2 磁控记忆效应 |
| 1.2.1 磁控记忆机理 |
| 1.2.2 磁控记忆效应的影响因素分析 |
| 1.3 磁控记忆效应驱动元件 |
| 1.4 快速凝固磁控形状记忆合金的研究现状 |
| 1.5 选题意义及主要内容 |
| 第二章 材料制备及实验方法 |
| 2.1 试样制备方法 |
| 2.1.1 实验设备及基本原理 |
| 2.1.2 材料的制备 |
| 2.2 测试设备与方法 |
| 2.2.1 显微组织 |
| 2.2.2 结构分析 |
| 2.2.3 相变点 |
| 2.2.4 磁性能 |
| 2.2.5 显微硬度 |
| 第三章 FeNiCoTi合金的组织结构与显微硬度研究 |
| 3.1 实验方法 |
| 3.1.1 材料的成分设计 |
| 3.1.2 热处理工艺的制订 |
| 3.2 成分、热处理工艺对合金相变点的影响 |
| 3.3 成分、热处理工艺对合金结构的影响 |
| 3.4 成分、热处理工艺对合金组织形貌的影响 |
| 3.5 成分、热处理工艺对合金显微硬度的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 NiMnGa合金的组织结构与显微硬度 |
| 4.1 实验方法 |
| 4.1.1 材料成分设计 |
| 4.1.2 试样的制备 |
| 4.2 热处理工艺对合金相变点的影响 |
| 4.3 热处理工艺对合金结构的影响 |
| 4.4 热处理工艺对合金组织形貌的影响 |
| 4.5 热处理工艺对合金显微硬度的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 FeNiCoTi与NiMnGa合金磁性能研究 |
| 5.1 磁控记忆合金基本磁性能 |
| 5.2 FeNiCoTi合金的饱和磁化强度和磁晶各向异性系数 |
| 5.3 NiMnGa合金的饱和磁化强度和磁晶各向异性系数 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士期间发表的论文 |
| 致谢 |
（2）稀晶（竹节晶）多孔Cu基形状记忆合金的制备、表征与性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 形状记忆合金的基本特性 |
| 1.2.1 形状记忆合金的热弹性马氏体相变与超弹性 |
| 1.2.2 形状记忆合金的阻尼性能 |
| 1.2.3 形状记忆合金阻尼性能的应用特点 |
| 1.3 Cu基形状记忆合金的研究进展 |
| 1.3.1 高延性Cu-Al-Mn形状记忆合金及其基本性能 |
| 1.3.2 Cu基 SMAs的晶间脆性问题及解决途径 |
| 1.4 稀晶(竹节晶)Cu基 SMAs的研究进展 |
| 1.4.1 竹节晶丝状Cu基 SMAs的研究进展 |
| 1.4.2 柱状晶板状Cu基 SMAs的研究进展 |
| 1.4.3 稀晶多孔形状记忆合金的研究进展 |
| 1.5 孔隙结构对多孔形状记忆合金性能的影响 |
| 1.5.1 孔隙结构对阻尼性能的影响 |
| 1.5.2 孔隙结构对力学性能的影响 |
| 1.5.3 孔隙结构对形状记忆性能和超弹性的影响 |
| 1.6 多孔Cu基形状记忆合金的研究进展 |
| 1.6.1 多孔Cu基形状记忆合金的制备方法 |
| 1.6.2 多孔Cu基形状记忆合金的性能 |
| 1.7 本研究的思路、目的和内容 |
| 1.7.1 本研究的思路与目的 |
| 1.7.2 本研究的内容 |
| 第二章 实验材料与实验方法 |
| 2.1 Cu-Al-Mn形状记忆母合金的熔炼与制备 |
| 2.2 硅胶造孔剂预处理和表征 |
| 2.2.1 硅胶造孔剂的物理化学性质 |
| 2.2.2 硅胶造孔剂的预处理工艺 |
| 2.2.3 硅胶造孔剂的颗粒尺寸统计 |
| 2.2.4 硅胶造孔剂的密度和堆垛致密度测量 |
| 2.2.5 硅胶造孔剂的截面形貌表征 |
| 2.3 孔隙结构表征 |
| 2.3.1 孔隙形貌表征 |
| 2.3.2 孔隙率测量 |
| 2.3.3 孔隙尺寸测量 |
| 2.3.4 体积比表面积测量 |
| 2.4 热处理实验 |
| 2.4.1 固溶时效热处理 |
| 2.4.2 高温热处理 |
| 2.5 微观组织结构表征与成分分析 |
| 2.5.1 OM微观组织形貌表征 |
| 2.5.2 X射线衍射分析 |
| 2.5.3 成分分析 |
| 2.6 性能测试 |
| 2.6.1 相变行为和相变点 |
| 2.6.2 低频阻尼性能 |
| 2.6.3 循环压缩性能 |
| 第三章 多孔Cu-Al-Mn形状记忆合金的孔隙形貌优化及孔隙结构调控 |
| 3.1 Cu-Al-Mn母合金成分、组织及相变特性表征 |
| 3.2 硅胶造孔剂渗流法的设备及工艺流程优化设计 |
| 3.2.1 硅胶造孔剂渗流法设备的改造和优化 |
| 3.2.2 硅胶造孔剂渗流法的工艺流程 |
| 3.2.3 硅胶造孔剂渗流法的工艺流程优化设计原理 |
| 3.3 硅胶造孔剂渗流法工艺参数对孔隙形貌的影响及其优化 |
| 3.3.1 硅胶造孔剂密度对孔隙形貌的影响及其优化 |
| 3.3.2 加热温度对孔隙形貌的影响及其优化 |
| 3.3.3 氩气压力对孔隙形貌的影响及其优化 |
| 3.4 多孔Cu-Al-Mn形状记忆合金孔隙结构调控 |
| 3.4.1 多孔Cu-Al-Mn形状记忆合金孔隙结构调控工艺及原理 |
| 3.4.2 多孔Cu-Al-Mn形状记忆合金孔隙结构调控结果 |
| 3.5 硅胶颗粒的膨胀规律、原因及过程讨论 |
| 3.5.1 硅胶颗粒膨胀规律总结 |
| 3.5.2 硅胶颗粒的膨胀原因分析 |
| 3.5.3 硅胶颗粒的膨胀过程总结 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 多孔Cu-Al-Mn形状记忆合金稀晶度与支柱架构的定量表征及其对性能的耦合作用 |
| 4.1 球形开孔Cu-Al-Mn SMAs合金中支柱架构的定量表征 |
| 4.1.1 多孔支柱架构的定量表征 |
| 4.1.2 孔隙支柱架构的定量表征参数与孔隙结构参数的关系 |
| 4.2 多孔材料的稀晶度的物理意义及定量表征 |
| 4.3 多孔支柱架构对晶粒长大和稀晶度的影响 |
| 4.3.1 多孔支柱架构对晶粒长大的影响 |
| 4.3.2 多孔支柱架构对稀晶度的影响 |
| 4.4 稀晶度与多孔支柱架构对相变特性的耦合作用 |
| 4.5 稀晶度与多孔支柱架构对阻尼性能的耦合作用 |
| 4.5.1 低应变振幅下的阻尼-温度曲线 |
| 4.5.2 低应变振幅下的马氏体阻尼 |
| 4.5.3 低应变振幅下的相变峰阻尼 |
| 4.5.4 不同应变振幅下的马氏体阻尼 |
| 4.6 稀晶度与多孔支柱架构对超弹性回复性能的耦合作用 |
| 4.6.1 循环压缩应力-应变曲线 |
| 4.6.2 压缩回复应变 |
| 4.7 本章小结 |
| 第五章 更高稀晶度的获取及稀晶度对多孔Cu-Al-Mn SMAs性能的单独作用规律和优化效果 |
| 5.1 高温热处理实验 |
| 5.2 高温热处理后稀晶多孔Cu-Al-Mn的晶粒尺寸与稀晶度 |
| 5.3 稀晶度对多孔Cu-Al-Mn SMAs阻尼性能的作用规律及效果 |
| 5.3.1 低应变振幅下的阻尼-温度曲线及高温热处理的局限 |
| 5.3.2 低应变振幅下的马氏体阻尼与相变峰阻尼 |
| 5.3.3 高应变振幅马氏体阻尼 |
| 5.4 稀晶度对多孔Cu-Al-Mn SMAs超弹性回复性能的作用规律及效果 |
| 5.4.1 循环压缩应力-应变曲线 |
| 5.4.2 最大回复应变 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 硅胶造孔剂渗流法制备多孔材料的孔隙结构计算模型 |
| 6.1 孔隙结构计算模型的建立与计算公式的推导 |
| 6.1.1 孔隙结构计算模型的建立 |
| 6.1.2 孔径公式推导 |
| 6.1.3 孔隙率公式推导 |
| 6.1.4 体积比表面积公式推导 |
| 6.2 孔隙结构计算模型参数的测定 |
| 6.2.1 硅胶造孔剂的初始半径及分布 |
| 6.2.2 硅胶造孔剂的堆垛致密度 |
| 6.2.3 硅胶造孔剂的堆垛配位数 |
| 6.2.4 硅胶造孔剂的膨胀比例 |
| 6.3 孔隙结构计算模型的检验和误差分析 |
| 6.3.1 孔径的误差分析 |
| 6.3.2 孔隙率的误差分析 |
| 6.3.3 体积比表面积的误差分析 |
| 6.4 本章小结 |
| 全文总结 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的研究成果 |
| 致谢 |
| 附件 |
（3）热机械处理Ti-16Nb高温记忆合金的组织结构与形状记忆效应（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 Ti-Ni基高温记忆合金 |
| 1.2.2 Ni-Mn-Ga基高温记忆合金 |
| 1.2.3 Zr-Cu基高温记忆合金 |
| 1.2.4 Ti基高温记忆合金 |
| 1.3 Ti-Nb基形状记忆合金 |
| 1.3.1 Ti-Nb基记忆合金的马氏体相变 |
| 1.3.2 Ti-Nb基记忆合金的组织结构 |
| 1.3.3 Ti-Nb基记忆合金的应变恢复特性 |
| 1.4 形状记忆合金的热机械处理 |
| 1.5 主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 材料的热机械处理 |
| 2.3 相变温度测量 |
| 2.4 组织结构分析 |
| 2.5 形状记忆性能测试 |
| 第3章 热机械处理Ti-16Nb合金的组织与界面结构 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 固溶态Ti-16Nb合金的组织与界面结构 |
| 3.2.1 固溶态Ti-16Nb合金的显微组织 |
| 3.2.2 固溶态Ti-16Nb合金马氏体变体间界面结构 |
| 3.2.3 固溶态Ti-16Nb合金的马氏体相变晶体学 |
| 3.3 冷加工过程中Ti-16Nb合金的组织结构演化 |
| 3.4 退火对Ti-16Nb合金组织结构的影响 |
| 3.4.1 退火后Ti-16Nb合金的显微组织 |
| 3.4.2 退火后Ti-16Nb合金马氏体变体间界面结构 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 热机械处理Ti-16Nb合金拉伸过程中的组织结构演化 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 固溶态Ti-16Nb合金拉伸过程中的组织结构演化 |
| 4.2.1 固溶态Ti-16Nb合金拉伸过程中的组织演化 |
| 4.2.2 固溶态Ti-16Nb合金拉伸过程中的界面结构演化 |
| 4.3 冷轧+退火Ti-16Nb合金拉伸过程中的组织结构演化 |
| 4.3.1 冷轧+退火Ti-16Nb合金拉伸过程中的组织演化 |
| 4.3.2 冷轧+退火Ti-16Nb合金拉伸过程中的界面结构演化 |
| 4.4 冷拔+退火Ti-16Nb合金拉伸过程中的组织结构演化 |
| 4.4.1 冷拔+退火Ti-16Nb合金拉伸过程中的组织演化 |
| 4.4.2 冷拔+退火Ti-16Nb合金拉伸过程中的界面结构演化 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 热机械处理Ti-16Nb合金的马氏体相变与形状记忆效应 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 热机械处理Ti-16Nb高温记忆合金的马氏体相变 |
| 5.2.1 退火温度对Ti-16Nb合金马氏体相变的影响 |
| 5.2.2 退火时间对Ti-16Nb合金马氏体相变的影响 |
| 5.2.3 冷加工变形量对Ti-16Nb合金马氏体相变的影响 |
| 5.3 热机械处理Ti-16Nb高温记忆合金的形状记忆效应 |
| 5.3.1 退火温度对Ti-16Nb合金形状记忆效应的影响 |
| 5.3.2 退火时间对Ti-16Nb合金形状记忆效应的影响 |
| 5.3.3 冷加工变形量对Ti-16Nb合金形状记忆效应的影响 |
| 5.3.4 热机械处理提高Ti-16Nb合金形状记忆效应的微观机制 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（4）柱状晶组织Cu71Al18Mn11形状记忆合金的性能及制备加工基础研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景及目的意义 |
| 1.1.1 研究背景 |
| 1.1.2 课题来源 |
| 1.1.3 研究目的和意义 |
| 1.2 Cu-Al-Mn形状记忆合金 |
| 1.2.1 形状记忆合金及其基本特性 |
| 1.2.2 Cu基形状记忆合金的特点及应用 |
| 1.2.3 Cu-Al-Mn合金的相变晶体学 |
| 1.3 Cu-Al-Mn合金组织控制研究进展 |
| 1.3.1 多晶Cu-Al-Mn合金所面临的问题 |
| 1.3.2 竹节晶组织Cu基形状记忆合金 |
| 1.3.3 柱状晶组织Cu基形状记忆合金 |
| 1.4 Cu-Al-Mn合金加工热处理研究进展 |
| 1.4.1 低温时效处理 |
| 1.4.2 塑性加工成形 |
| 1.4.3 晶粒异常长大 |
| 2 研究内容与技术路线 |
| 2.1 研究内容 |
| 2.2 技术路线 |
| 3 柱状晶组织Cu_(71)Al_(18)Mn_(11)合金性能提升机制 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料和方法 |
| 3.2.1 柱状晶组织Cu_(71)Al_(18)Mn_(11)合金的制备 |
| 3.2.2 力学性能与形状记忆性能测试 |
| 3.2.3 评价与表征 |
| 3.3 柱状晶组织Cu_(71)Al_(18)Mn_(11)合金的组织特征 |
| 3.4 柱状晶组织Cu_(71)Al_(18)Mn_(11)合金的拉伸力学性能 |
| 3.5 柱状晶组织Cu_(71)Al_(18)Mn_(11)合金的超弹性性能 |
| 3.6 晶粒取向对合金超弹性性能的影响 |
| 3.7 晶界对合金超弹性性能的影响 |
| 3.8 小结 |
| 4 柱状晶组织Cu_(71)Al_(18)Mn_(11)合金性能各向异性及组织优化设计原则 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料及方法 |
| 4.3 柱状晶组织Cu_(71)Al_(18)Mn_(11)合金的性能各向异性 |
| 4.3.1 形状记忆效应各向异性 |
| 4.3.2 超弹性各向异性 |
| 4.3.3 各向异性器件设计 |
| 4.4 晶粒取向对超弹性各向异性的影响 |
| 4.5 晶界对性能各向异性的影响 |
| 4.5.1 晶界对超弹性各向异性的影响 |
| 4.5.2 晶界对超弹性能量内耗的影响 |
| 4.5.3 晶界处应力-相变的交互作用 |
| 4.6 高性能Cu基形状记忆合金的组织优化设计原则 |
| 4.6.1 晶粒取向 |
| 4.6.2 晶粒尺寸 |
| 4.6.3 晶界特征 |
| 4.6.4 组织设计原则 |
| 4.7 小结 |
| 5 柱状晶组织Cu_(71)Al_(18)Mn_(11)合金超弹性疲劳性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料和方法 |
| 5.3 在不同应变模式下的超弹性疲劳性能 |
| 5.3.1 累加变形循环 |
| 5.3.2 定总应变拉伸循环 |
| 5.3.3 定单次应变拉伸循环 |
| 5.3.4 定总应变拉伸/压缩循环 |
| 5.4 超弹性性能在循环过程中的变化 |
| 5.5 超弹性的疲劳效应 |
| 5.6 小结 |
| 6 加工和热处理对柱状晶组织Cu_(71)Al_(18)Mn_(11)合金组织和性能的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验材料和方法 |
| 6.2.1 低温时效热处理 |
| 6.2.2 轧制实验 |
| 6.2.3 晶粒长大热处理 |
| 6.3 柱状晶组织Cu_(71)Al_(18)Mn_(11)合金的低温时效处理 |
| 6.3.1 低温时效对合金组织结构的影响 |
| 6.3.2 低温时效对性能的影响 |
| 6.3.3 贝氏体相变动力学 |
| 6.3.4 低温时效的应用 |
| 6.4 柱状晶组织Cu_(71)Al_(18)Mn_(11)合金轧制变形及再结晶热处理 |
| 6.4.1 多道次高温轧制 |
| 6.4.2 高温轧制+多次室温冷轧 |
| 6.5 柱状晶组织Cu_(71)Al_(18)Mn_(11)合金晶粒长大 |
| 6.5.1 再结晶晶粒长大 |
| 6.5.2 晶粒异常长大 |
| 6.6 小结 |
| 7 结论 |
| 8 主要创新点 |
| 9 课题展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（5）Ni-Mn-Sn-Fe（Co）合金相变调控及磁热效应研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景和研究意义 |
| 1.2 Ni-Mn-Sn铁磁记忆合金 |
| 1.2.1 Ni-Mn-Sn合金的晶体结构 |
| 1.2.2 Ni-Mn-Sn合金的马氏体相变行为 |
| 1.2.3 Ni-Mn-Sn合金的磁控形状记忆效应 |
| 1.2.4 Ni-Mn-Sn合金的磁-结构耦合效应 |
| 1.3 Ni-Mn-Sn铁磁记忆合金的磁热效应(MCE) |
| 1.3.1 MCE原理 |
| 1.3.2 MCE热力学表述 |
| 1.3.3 MCE表征方法 |
| 1.3.4 虚假峰值效应 |
| 1.3.5 Ni-Mn基合金MCE研究现状 |
| 1.4 Ni-Mn-Sn铁磁记忆合金的合金化 |
| 1.4.1 合金化对Ni-Mn-Sn合金相变温度的影响 |
| 1.4.2 合金化对Ni-Mn-Sn合金力学性能的影响 |
| 1.4.3 合金化对Ni-Mn-Sn合金对磁性能的影响 |
| 1.4.4 合金化对Ni-Mn-Sn合金磁热性能的影响 |
| 1.5 Ni-Mn基铁磁记忆合金的时效行为 |
| 1.6 Ni-Mn基铁磁记忆合金的尺寸效应 |
| 1.7 本文的研究目的和主要研究内容 |
| 第2章 材料制备及分析测试方法 |
| 2.1 试验材料制备及热处理 |
| 2.1.1 试验材料 |
| 2.1.2 合金铸锭的制备 |
| 2.1.3 纤维的制备 |
| 2.2 分析测试研究方法 |
| 2.2.1 X射线衍射物相分析 |
| 2.2.2 金相显微镜组织观察 |
| 2.2.3 扫描电子显镜组织微观察 |
| 2.2.4 透射电子显微镜组织分析 |
| 2.2.5 磁力显微镜观察 |
| 2.2.6 热分析 |
| 2.3 磁性能和磁热性能测试 |
| 第3 章Ni-Mn-Sn-Fe合金的磁-结构相变与磁热性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Ni-Mn-Sn-Fe合金的成分 |
| 3.3 Ni-Mn-Sn-Fe合金的组织与马氏体相变 |
| 3.3.1 Fe掺杂对Ni-Mn-Sn-Fe合金组织的影响 |
| 3.3.2 Ni-Mn-Sn-Fe合金的力学性能 |
| 3.3.3 Ni-Mn-Sn-Fe合金的马氏体相变行为 |
| 3.4 Ni-Mn-Sn-Fe合金磁-结构相图 |
| 3.5 磁-结构耦合状态对Ni-Mn-Sn-Fe合金磁热性能的影响 |
| 3.5.1 Ni-Mn-Sn-Fe合金的磁性能 |
| 3.5.2 Ni-Mn-Sn-Fe合金的磁热性能 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4 章Ni-Mn-Sn-Co合金的磁-结构相变与磁热性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Ni-Mn-Sn-Co合金的成分 |
| 4.3 Ni-Mn-Sn-Co合金的显微组织与磁-结构相变 |
| 4.3.1 Ni-Mn-Sn-Co合金的显微组织 |
| 4.3.2 Ni-Mn-Sn-Co合金的马氏体相变 |
| 4.3.3 Ni-Mn-Sn-Co合金的磁-结构相变调控 |
| 4.3.4 Ni-Mn-Sn-Co合金的两步马氏体相变 |
| 4.4 Ni-Mn-Sn-Co合金的磁热性能 |
| 4.4.1 Ni-Mn-Sn-Co合金的磁性能 |
| 4.4.2 Ni-Mn-Sn-Co合金的磁热性能 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5 章Ni-Mn-Sn-Co合金的时效行为和磁热性能 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 时效对Ni-Mn-Sn-Co合金相变温度的影响 |
| 5.2.1 Ni-Mn-Sn-Co合金的热循环稳定性 |
| 5.2.2 时效温度对Ni-Mn-Sn-Co合金相变温度的影响 |
| 5.2.3 时效时间对Ni-Mn-Sn-Co合金相变温度的影响 |
| 5.3 时效对Ni-Mn-Sn-Co合金晶体结构的影响 |
| 5.4 时效对Ni-Mn-Sn-Co合金磁性能的影响 |
| 5.5 时效对Ni-Mn-Sn-Co合金磁热性能的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6 章Ni-Mn-Sn-Fe(Co)微米纤维的制备与磁热性能 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 Ni-Mn-Sn-Fe(Co)纤维磁-结构耦合 |
| 6.3 Ni-Mn-Sn-Fe纤维的磁热性能 |
| 6.3.1 热处理工艺对Ni-Mn-Sn-Fe纤维磁热性能的影响 |
| 6.3.2 第二相对Ni-Mn-Sn-Fe纤维磁热性能的影响 |
| 6.3.3 纤维尺寸对Ni-Mn-Sn-Fe纤维磁热性能的影响 |
| 6.4 Ni-Mn-Sn-Co纤维的磁热性能 |
| 6.4.1 热处理工艺Ni-Mn-Sn-Co纤维磁性能的影响 |
| 6.4.2 Ni-Mn-Sn-Co纤维的磁热性能 |
| 6.5 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他成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（6）快速凝固与多步约束时效制备NiTi形状记忆合金及其相变和功能疲劳特性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 NiTi形状记忆合金中的基体相及相变 |
| 1.2.1 基体相 |
| 1.2.2 NiTi合金中的热弹性马氏体相变 |
| 1.3 Ni_4Ti_3析出相 |
| 1.3.1 NiTi合金中的析出相 |
| 1.3.2 Ni_4Ti_3析出动力学 |
| 1.3.3 Ni_4Ti_3析出相周围浓度场和应力场 |
| 1.3.4 外加应力对Ni_4Ti_3析出相的影响 |
| 1.4 双程形状记忆效应 |
| 1.4.1 形状记忆效应与超弹性 |
| 1.4.2 双程形状记忆效应“训练”工艺 |
| 1.5 NiTi形状记忆合金疲劳行为 |
| 1.5.1 结构疲劳 |
| 1.5.2 功能疲劳 |
| 1.5.3 功能疲劳的主要影响因素 |
| 1.6 研究目的和内容 |
| 第二章 实验材料和方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 样品制备 |
| 2.2.2 热处理工艺 |
| 2.2.3 热分析 |
| 2.2.4 形状记忆效应表征 |
| 2.2.5 功能疲劳特性表征 |
| 2.2.6 显微组织表征 |
| 第三章 Ni_(51)Ti_(49)双程形状记忆合金的两步约束时效工艺 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 实验方案 |
| 3.3 双程形状记忆效应变化 |
| 3.4 马氏体相变行为变化 |
| 3.5 显微组织演变 |
| 3.6 两步约束时效引发双程形状记忆效应的机理 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 多步约束时效工艺制备Ni_(51)Ti_(49)双程形状记忆合金 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 实验方案 |
| 4.3 双程形状记忆效应变化 |
| 4.4 马氏体相变行为变化 |
| 4.5 显微组织演变 |
| 4.6 多步约束时效过程中的显微组织演变过程 |
| 4.7 本章小结 |
| 第五章 Ni_(51)Ti_(49)双程形状记忆合金功能疲劳特性研究 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 实验方案 |
| 5.3 热-力循环对功能疲劳特性的影响 |
| 5.3.1 DSC曲线 |
| 5.3.2 变形量-温度曲线 |
| 5.3.3 形状回复率 |
| 5.3.4 显微组织 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 时效工艺对NiTi合金功能疲劳特性的影响 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 实验方案 |
| 6.3 时效处理对Ni_(51)Ti_(49)合金马氏体相变的影响 |
| 6.4 时效处理对Ni_4Ti_3析出相的影响 |
| 6.5 时效处理对Ni_(51)Ti_(49)合金热循环稳定性的影响 |
| 6.6 高温长时间时效处理引发多步马氏体相变 |
| 6.6.1 高温长时间时效处理Ni_(51)Ti_(49)合金中的多步马氏体相变 |
| 6.6.2 不同局部区域的马氏体相变行为 |
| 6.6.3 局部显微组织不均匀性 |
| 6.6.4 局部共格应力场不均匀性引发多步马氏体相变 |
| 6.7 时效工艺对NiTi合金热循环稳定性的影响机制 |
| 6.8 本章小结 |
| 第七章 合金成分对固溶处理NiTi合金热循环稳定性影响 |
| 7.1 前言 |
| 7.2 实验方案 |
| 7.3 固溶处理NiTi合金的马氏体相变温度 |
| 7.4 固溶处理NiTi合金的显微组织 |
| 7.5 NiTi合金热循环稳定性 |
| 7.5.1 NiTi合金的热循环曲线 |
| 7.5.2 热循环对马氏体相变行为的影响 |
| 7.5.3 热循环对NiTi合金显微组织的影响 |
| 7.5.4 热力学分析Ni含量对富Ni成分NiTi合金热循环稳定性的影响 |
| 7.6 稳定淬火点缺陷提高固溶处理NiTi合金热循环稳定性 |
| 7.6.1 Ni_(50.9)Ti_(49.1)合金的热循环稳定性 |
| 7.6.2 淬火点缺陷的稳定 |
| 7.6.3 稳定淬火点缺陷提高NiTi合金热循环稳定性的机理 |
| 7.7 本章小结 |
| 全文总结 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的研究成果 |
| 致谢 |
| 附件 |
（7）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 |
（8）电-热-力复合场对42CrMo/T250钢微观组织及力学性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题目的与意义 |
| 1.2 钢铁材料的研究现状 |
| 1.3 42 CrMo钢简介 |
| 1.3.1 42 CrMo钢的国内外发展背景 |
| 1.3.2 42 CrMo钢的组织及性能特点 |
| 1.3.3 42 CrMo钢的国内研究现状 |
| 1.3.4 42 CrMo钢的国外研究现状 |
| 1.4 马氏体时效钢简介 |
| 1.4.1 马氏体时效钢的国内外发展背景 |
| 1.4.2 T-250 马氏体时效钢的由来 |
| 1.4.3 马氏体时效钢的性能特征 |
| 1.4.4 马氏体时效钢的国内外应用现状 |
| 1.4.5 马氏体时效钢的国内研究现状 |
| 1.4.6 马氏体时效钢的国外研究现状 |
| 1.5 金属材料的强韧化研究背景 |
| 1.5.1 几大主要强化机制 |
| 1.5.2 新强韧化机理的国内外研究现状 |
| 1.5.3 金属材料的组织细化方法 |
| 1.5.3.1 铸态组织的细化 |
| 1.5.3.2 形变、热处理以及形变+热处理 |
| 1.5.3.3 冶金 |
| 1.5.3.4 特种处理 |
| 1.5.4 钢铁材料传统晶粒细化工艺存在的问题 |
| 1.6 高能瞬时电脉冲处理简介 |
| 1.6.1 电脉冲处理的物理效应 |
| 1.6.2 脉冲电流物理效应的实质体现 |
| 1.6.2.1 电致塑性 |
| 1.6.2.2 脉冲电流诱发再结晶 |
| 1.6.2.3 位错组态的改变 |
| 1.6.2.4 脉冲电流诱导析出与回溶 |
| 1.6.2.5 PLC效应的改变 |
| 1.6.2.6 快速固态相变 |
| 1.6.2.7 电流对钢材奥氏体化机制的影响 |
| 1.6.2.8 特殊性能的改善 |
| 1.6.3 电脉冲处理的应用概述 |
| 1.6.3.1 电脉冲处理的工业化背景 |
| 1.6.3.2 电脉冲处理的数学模型 |
| 1.7 应用电脉冲技术进行钢材强韧化的可行性探讨 |
| 1.8 本文应用电脉冲技术拟解决的问题 |
| 1.9 研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 42 CrMo钢的制备 |
| 2.1.2 T250 钢的制备 |
| 2.1.3 初始态显微组织 |
| 2.2 实验工艺及方案 |
| 2.2.1 42 CrMo钢的实验流程 |
| 2.2.2 T250 钢的实验流程 |
| 2.3 电脉冲处理装置 |
| 2.4 实验设备 |
| 2.4.1 硬件 |
| 2.4.2 软件 |
| 2.5 试样制备 |
| 2.5.1 显微组织观察、表征及硬度测试 |
| 2.5.2 TEM样品制备 |
| 2.5.3 原奥氏体晶界观察 |
| 2.5.4 EBSD样品制备 |
| 2.5.5 AFM样品制备 |
| 2.5.6 APT样品制备 |
| 2.5.7 拉伸测试样品制备 |
| 2.5.8 XPS样品制备 |
| 2.5.9 DSC样品制备 |
| 2.5.10 断口分析 |
| 2.5.11 试样尺寸 |
| 2.6 技术路线 |
| 第3章 电脉冲处理过程中的有限元数值模拟 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 多物理场耦合的理论基础 |
| 3.2.1 经典热力学理论与基本方程 |
| 3.2.2 耦合场方程 |
| 3.3 电脉冲处理T250 钢的有限元模拟 |
| 3.3.1 模拟预设置 |
| 3.3.2 几何定义及网格划分 |
| 3.3.3 材料属性定义 |
| 3.3.4 边界条件设定与载荷施加 |
| 3.4 电脉冲处理模拟结果及后处理 |
| 3.4.1 温度场分布 |
| 3.4.2 电流密度分布 |
| 3.4.3 应力分布 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 电脉冲淬火处理对42CrMo钢组织与性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 不同时长脉冲电流作用下淬火态42CrMo钢的组织与性能 |
| 4.2.1 显微组织演变 |
| 4.2.2 硬度变化 |
| 4.3 脉冲电流作用下42CrMo钢的组织演变机理 |
| 4.3.1 晶粒细化 |
| 4.3.2 亚结构变化 |
| 4.3.3 残余奥氏体稳定性的提高 |
| 4.3.4 马氏体的转变机制 |
| 4.4 脉冲电流作用下42CrMo钢的强韧化 |
| 4.4.1 拉伸性能 |
| 4.4.2 强化机理 |
| 4.4.3 韧化机理 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 电脉冲回火处理对42CrMo钢组织及性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 TQ态42CrMo钢的回火处理 |
| 5.2.1 不同时长EPT处理对TQ态42CrMo组织与性能的影响 |
| 5.2.2 不同温度TT处理对TQ态42CrMo组织与性能的影响 |
| 5.3 EPQ态42CrMo钢的回火处理 |
| 5.3.1 不同时长EPT处理对EPQ态42CrMo组织与性能的影响 |
| 5.3.2 不同温度TT处理对EPQ态42CrMo组织与性能的影响 |
| 5.4 42 CrMo钢回火过程的机理分析 |
| 5.4.1 组织演变机制 |
| 5.4.2 组织-性能关系以及力学行为 |
| 5.5 层片碳化物的形成机理及其对强韧性的影响 |
| 5.5.1 形成机制 |
| 5.5.2 层状碳化物对力学性能的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 电脉冲固溶处理对T250 钢组织与性能的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 T250 钢的EPS处理的工艺优化 |
| 6.2.1 显微组织 |
| 6.2.2 拉伸性能及断口分析 |
| 6.3 固溶态T250 钢组织演变及强韧化机理分析 |
| 6.3.1 显微组织及亚结构转变机制 |
| 6.3.2 强化机制 |
| 6.3.3 韧化机制 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 电脉冲时效处理对TS态 T250 钢组织与性能的影响 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 时效态TS试样的时效硬化曲线及拉伸性能 |
| 7.3 时效态TS试样的显微组织 |
| 7.3.1 马氏体的回复及逆变奥氏体的形成 |
| 7.3.2 析出行为 |
| 7.4 TS+EPA(280 ms)试样中NixTiy相的形成及演化机理 |
| 7.5 时效态TS试样的强韧化机理 |
| 7.5.1 强化机制 |
| 7.5.2 基于第一性原理的NixTiy相的分子动力学模拟 |
| 7.5.3 韧化机理 |
| 7.6 本章小结 |
| 第8章 电脉冲时效处理对EPS态 T250 钢组织与性能的影响 |
| 8.1 引言 |
| 8.2 时效态EPS试样的时效硬化曲线 |
| 8.3 时效态EPS试样的显微组织 |
| 8.4 纳米逆变奥氏体的形成机理 |
| 8.5 时效态EPS试样的强韧化机理 |
| 8.5.1 强化机制 |
| 8.5.2 韧化机制 |
| 8.6 本章小结 |
| 第9章 结论 |
| 展望 |
| 参考文献 |
| 作者简介及在攻读博士期间所取得的科研成果 |
| 致谢 |
（9）质子辐照NiTi合金的微观组织结构与应变恢复特性（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究目的和意义 |
| 1.2 NiTi合金的马氏体相变与功能特性 |
| 1.2.1 NiTi合金的马氏体相变 |
| 1.2.2 NiTi合金的微观组织结构 |
| 1.2.3 NiTi合金的应变恢复及阻尼特性 |
| 1.3 金属材料辐照损伤效应及机理 |
| 1.3.1 辐照对金属材料组织结构的影响 |
| 1.3.2 辐照对金属材料力学性能的影响 |
| 1.4 NiTi基合金的带电粒子辐照研究现状 |
| 1.4.1 带电粒子辐照NiTi合金的组织结构 |
| 1.4.2 带电粒子辐照NiTi合金的马氏体相变 |
| 1.4.3 带电粒子辐照NiTi合金的力学行为 |
| 1.5 本文的主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及方法 |
| 2.1 质子辐照试验 |
| 2.2 试验材料制备 |
| 2.3 相变温度测量 |
| 2.4 组织结构表征 |
| 2.5 功能特性测试 |
| 第3章 质子辐照NiTi合金的微观组织结构 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 低能质子辐照NiTi合金的组织结构演变 |
| 3.2.1 辐照注量对马氏体态NiTi合金组织结构的影响 |
| 3.2.2 辐照能量对马氏体态NiTi合金组织结构的影响 |
| 3.2.3 辐照能量对奥氏体态NiTi合金组织结构的影响 |
| 3.3 高能质子辐照NiTi合金的组织结构演变 |
| 3.4 质子辐照NiTi合金微观组织结构演变的机制 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 质子辐照NiTi合金的马氏体相变 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 质子辐照对NiTi合金马氏体相变的影响 |
| 4.2.1 低能质子辐照对NiTi合金马氏体相变的影响 |
| 4.2.2 高能质子辐照对NiTi合金马氏体相变的影响 |
| 4.3 质子辐照NiTi合金的马氏体相变稳定性 |
| 4.4 质子辐照影响NiTi合金马氏体相变机制 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 质子辐照NiTi合金的应变恢复及阻尼特性 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 质子辐照对NiTi合金力学行为的影响 |
| 5.3 质子辐照对NiTi合金应变恢复特性的影响 |
| 5.4 质子辐照对NiTi合金阻尼功能特性的影响 |
| 5.5 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 |
（10）大变形温轧超细晶钢的制备及其组织与力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 马氏体细化方法 |
| 1.2.1 循环热处理 |
| 1.2.2 低温形变热处理 |
| 1.2.3 中温形变热处理 |
| 1.2.4 高温形变热处理 |
| 1.3 晶粒细化对马氏体相变开始温度、组织与性能的影响 |
| 1.3.1 晶粒细化对马氏体相变开始温度的影响 |
| 1.3.2 晶粒细化对马氏体组织的影响 |
| 1.3.3 晶粒细化对马氏体性能的影响 |
| 1.4 中温形变热处理工艺要求 |
| 1.4.1 碳含量以及合金元素含量 |
| 1.4.2 形变热处理工艺参数控制 |
| 1.5 中温形变热处理钢的组织演变和强韧化机制 |
| 1.5.1 中温形变热处理钢的组织演变 |
| 1.5.2 中温形变热处理钢的强韧化机制 |
| 1.6 课题研究目的、意义和内容 |
| 1.6.1 研究目的和意义 |
| 1.6.2 研究内容 |
| 第二章 大变形温轧制备超细晶双相钢及其组织与力学性能 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料及方法 |
| 2.2.1 实验材料制备 |
| 2.2.2 热力学计算 |
| 2.2.3 轧制工艺 |
| 2.2.4 显微组织表征 |
| 2.2.5 力学性能测试 |
| 2.3 钢的平衡相图和CCT曲线 |
| 2.4 温轧超细晶双相钢的组织与性能 |
| 2.4.1 超细晶双相钢的微观组织 |
| 2.4.2 XRD分析 |
| 2.4.3 超细晶双相钢的力学性能 |
| 2.5 实验结果分析与讨论 |
| 2.5.1 过冷奥氏体的相变行为 |
| 2.5.2 温轧变形对双相钢组织的影响 |
| 2.5.4 温轧变形对双相钢强塑性的影响 |
| 2.6 本章小结 |
| 第三章 镍对大变形温轧超细晶钢的组织与性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料及方法 |
| 3.2.1 合金成分设计 |
| 3.2.2 材料制备与轧制 |
| 3.2.3 热力学计算 |
| 3.2.4 显微组织表征 |
| 3.2.5 力学性能测试 |
| 3.3 相变温度随镍含量的变化 |
| 3.4 XRD分析 |
| 3.5 温轧超细晶钢的组织演变 |
| 3.5.1 金相组织 |
| 3.5.2 扫描电镜组织 |
| 3.5.3 透射电镜组织 |
| 3.6 镍含量对温轧超细晶钢的组织的影响 |
| 3.6.1 镍含量对钢中铁素体的影响 |
| 3.6.2 镍含量对钢中马氏体的影响 |
| 3.6.3 镍含量对钢中残余奥氏体的影响 |
| 3.7 温轧超细晶钢的力学性能变化 |
| 3.7.1 显微硬度 |
| 3.7.2 拉伸性能 |
| 3.7.3 镍含量对钢的强塑性的影响 |
| 3.8 本章小结 |
| 第四章 大变形温轧超细晶马氏体钢的组织与力学性能及其强塑化机制 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料及方法 |
| 4.2.1 实验材料制备 |
| 4.2.2 轧制工艺 |
| 4.2.3 热力学计算 |
| 4.2.4 显微组织表征 |
| 4.2.5 力学性能测试 |
| 4.3 XRD分析 |
| 4.3.1 物相分析 |
| 4.3.2 位错密度计算 |
| 4.4 不同变形量下温轧马氏体钢的组织演变 |
| 4.4.1 金相组织观察 |
| 4.4.2 板条马氏体组织演变 |
| 4.4.3 孪晶马氏体组织演变 |
| 4.4.4 残余奥氏体形态 |
| 4.5 温轧变形对马氏体组织的影响 |
| 4.5.1 碳的偏聚现象 |
| 4.5.2 温轧变形对板条马氏体的影响 |
| 4.5.3 温轧变形对孪晶马氏体的影响 |
| 4.6 不同变形量温轧马氏体钢的力学性能 |
| 4.6.1 显微硬度 |
| 4.6.2 拉伸性能 |
| 4.7 温轧马氏体钢的强塑化机制 |
| 4.7.1 温轧马氏体钢的强化机制 |
| 4.7.2 温轧马氏体钢的增塑机制 |
| 4.8 本章小结 |
| 第五章 回火对超细晶马氏体钢组织与性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料及方法 |
| 5.2.1 实验材料制备 |
| 5.2.2 轧制与热处理工艺 |
| 5.2.3 显微组织表征 |
| 5.2.4 拉伸性能测试 |
| 5.3 温轧超细晶马氏体钢的回火组织和力学性能 |
| 5.3.1 物相分析 |
| 5.3.2 扫描和透射电镜分析 |
| 5.3.3 拉伸性能 |
| 5.4 高温回火下超细晶马氏体钢的回复与铁素体再结晶行为 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 全文总结 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间已发表或录用的论文 |
| 致谢 |
四、FeNiCoTi合金时效对马氏体相变和形貌的影响（论文参考文献）
- [1]FeNiCoTi、NiMnGa磁控形状记忆合金的组织结构及磁性能研究[D]. 胡美贤. 广东工业大学, 2007(05)
- [2]稀晶（竹节晶）多孔Cu基形状记忆合金的制备、表征与性能[D]. 黎花. 华南理工大学, 2019(01)
- [3]热机械处理Ti-16Nb高温记忆合金的组织结构与形状记忆效应[D]. 孙斌. 哈尔滨工业大学, 2019(01)
- [4]柱状晶组织Cu71Al18Mn11形状记忆合金的性能及制备加工基础研究[D]. 刘记立. 北京科技大学, 2016(05)
- [5]Ni-Mn-Sn-Fe（Co）合金相变调控及磁热效应研究[D]. 张鹤鹤. 哈尔滨工业大学, 2019(01)
- [6]快速凝固与多步约束时效制备NiTi形状记忆合金及其相变和功能疲劳特性研究[D]. 曾才有. 华南理工大学, 2019(01)
- [7]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)
- [8]电-热-力复合场对42CrMo/T250钢微观组织及力学性能的影响[D]. 潘栋. 吉林大学, 2020(08)
- [9]质子辐照NiTi合金的微观组织结构与应变恢复特性[D]. 王海振. 哈尔滨工业大学, 2019(01)
- [10]大变形温轧超细晶钢的制备及其组织与力学性能研究[D]. 吕立锋. 上海交通大学, 2018(01)