一、Cu—Zn—Al合金马氏体结构的电镜研究（论文文献综述）
李周[1]（2002）在《铜基形状记忆合金中的相变及其相关效应的研究》文中指出本论文利用电阻-温度曲线测量，形状记忆效应测定，X射线衍射分析，透射电镜、扫描电镜以及原位金相观察，力学性能测试等方法系统研究了Cu-Zn-Al形状记忆合金马氏体结构、马氏体与母相耐热稳定性及稳定化机理，并据此提出了提高铜基形状记忆合金耐热稳定性的途径。在此基础上设计了一种新型的具有强的抗马氏体稳定化性能、抗母相分解性能和抗热循环衰减性能的Cu-24Al-3Mn合金。同时利用Cu-24Al-3Mn合金与QBe2爆炸复合，研制出了一种新型的弹性减振复合材料，并己应用于XXX重点武器型号上。此外还研制出了一种新型的具有优异冷加工性能、良好的相变稳定性和可逆性的廉价的宽滞后Cu-18.4Al-8.7Mn-3.4Zn-0.1Zr记忆合金，系统地研究了该合金的冷加工性能，应力诱发马氏体具有宽的相变滞后同时具有较高的可逆性的变形条件及形成机制，同时，利用该合金制备出了宽滞后记忆管接头，并试用于美菱冰箱管路连接上。具体研究结果如下： 1．为突出马氏体稳定化效应，特设计了高Ms点（MS≈200℃）的Cu-13Zn-15Al（at％）合金作为研究对象。该合金空冷淬火态马氏体具有M18R结构，其晶格常数为：a=0.4422nm，b=0.5329nm，c=3.818nm，β=88.80°。该马氏体晶格原子分布是有序的，基面原子分布为：位置Ⅰ-15／25Al+10／25Cu，位置Ⅱ-Cu，位置Ⅲ-13／25Zn+12／25Cu。该合金空冷态的马氏体极易发生稳定化，与马氏体稳定化过程相伴随的宏观效应有：①AS点向高温区移动，上升幅度可达70℃以上（即由250℃上升到320℃）；②马氏体电阻反常增大；③马氏体在原来基础上出现反常再浮凸；④马氏体表现出逆向记忆效应；⑤X-射线衍射谱上马氏体的（12ι）M与（20）M、（04ι）M与（32）M峰对分别发生简并，（0018）M衍射峰的d值增大，即M18R马氏体晶格常数a与c增大，b减小，a／b→0.866，单斜角β→90°。其中②～④条宏观效应是首次发现的。 2．对比分析了马氏体稳定化中的宏观效应②～⑤与马氏体相变（β1→M）宏观效应的相似性，并椐此提出了马氏体稳定化的晶体学模型，即马氏体稳定化实质上是一个同时具有扩散和切变特征的M18R→N18R转变过程。它的扩散特征表现在基面原子排列趋于无序化，它的切变特征表现在马氏体反常再浮凸和逆博士学位论文摘要 向记忆效应。3.详细研究了稳定化了的马氏体的逆变过程，不同于热弹性马氏体靠p:从界面 运动而逆变的模式。稳定化了的马氏体是靠在马氏体变体内某一固定取向的母 相重新形核长大而逆变。这种逆变是不完全的，但它仍能产生正向记忆效应。4.Cu一1 3Zn一15AI（at%）合金pl母相结构稳定性差，稳定化了的马氏体逆变成 p:母相后，立即发生旦;一p十Q分解，冷却至低温后不再发生马氏体相变， 不能再进行相变热循环。稳定化了的马氏体逆变后，旦;一p+Q分解发生在马 氏体原变体轮廓内，使分解组织具有遗传特征。分解了的组织在更高的温度下 会重新回溶为p相，且原马氏体边界形成的分解组织常最后回溶，在分解组织 遗传特性未完全消失以前，它会控制原变体内回溶产物p相在空冷时日一p， 一M转变的新生马氏体取向，使其仍沿原变体取向生长，从而产生二次逆向 记忆效应。5.Cu一Zn一AI合金不但抗马氏体稳定化能力差，而且抗母相分解能力和抗热循环 衰减能力也差。由于Cu一13Zn一15AI合金Ms点太高（MS岛200℃），马氏体相 易稳定化，而稳定化了的马氏体在较高温（犯O℃）逆变后由于立即分解，因 此无法进行热循环，故选用Cu一19Zn一13AI（at%）合金（MS“10℃）研究抗母 相分解能力和抗热循环衰减能力。对于Cu一19Zn一13AI合金，母相时效时（220 ℃），它极易分解，分解过程为:首先发生日;母相贝氏体转变，进而贝氏体 一Q相转变，或由p:母相直接分解生成p+Q相。由于分解产物贝氏体和Q相 均富Cu，它们的产生使母相基体富Zn、富Al，从而引起MS点下降，下降幅 度可达60℃。并且分解过程很快，220℃时效5一6小时就全部完成，此后不再 发生马氏体相变。该合金在热循环中也易于发生性能衰减，前10次循环，Ms 降低约24℃，经500次热循环后，可逆马氏体转变量降为70%。与热循环过 程中性能衰减相伴随的组织结构变化为:①部分马氏体发生了稳定化，不再参 与正逆转变，它直接导致可逆马氏体量减少;②马氏体结构次近邻（）有 序度降低，次近邻有序度的降低引起马氏体相对母相能量升高，因而MS点下 降。热循环中次近邻有序度的降低与有关位错运动相关。6.根据上述研究，提出了Cu一Zn一Al记忆合金耐热稳定性较差的原因以及提高 铜基记忆合金耐热稳定性的途径。耐热稳定性较差的原因是:①马氏体态时效博士学位论文摘要 时发生一个同时具有扩散和切变特征的M18R一N18R转变过程，使其结构失稳; ②母相时效时易发生p，一Q+p分解，从而使其不再发生马氏体相变;③热循 环过程中部分马氏体发生稳定化，导致可逆马氏体转变量减少，同时产生位错， 使马氏体有序度降低。从合金设计角度考虑，提高Cu基记忆合金的耐热稳定 性（包括抗马氏体稳定化能力，抗中温时效分解能力和抗热循环衰减能力）的 途径应该是:①将合金马?
尧健[2]（2020）在《细晶Ni-Mn-Ga-Gd高温形状记忆合金薄膜的马氏体相变与阻尼特性》文中认为Ni-Mn-Ga合金是一种极具潜力的高温形状记忆合金,但其多晶脆性严重制约了合金薄膜形状记忆效应和阻尼性能的开发和应用。本文采用Gd合金化和晶化退火获得了塑性改善的细晶Ni-Mn-Ga-Gd高温形状记忆合金薄膜,利用扫描电镜、X射线衍射仪、示差扫描量热分析仪、透射电镜、动态热机械分析仪等系统研究了Ni-Mn-Ga-Gd合金薄膜的组织结构,相变行为,形状记忆效应和阻尼行为,重点考察了晶粒尺寸对马氏体亚结构,可逆应变和阻尼特性的影响规律,并阐明了其物理机制。研究发现,磁控溅射沉积态Ni-Mn-Ga-Gd合金薄膜由非晶基体和少量弥散分布母相纳米晶组成。通过调控晶化退火工艺,可获得晶粒尺寸控制在126～1700nm之间的不同马氏体结构的细晶薄膜。450℃退火保温1min时薄膜未完全晶化,晶粒尺寸为126nm,主要为7M马氏体。550至750℃退火保温不超过5h时,薄膜完全晶化,晶粒尺寸在179～832nm之间,物相以7M马氏体为主。750℃退火且保温10h时,薄膜晶粒尺寸达到1700nm,物相以NM马氏体为主。研究表明,不同晶粒尺寸的Ni-Mn-Ga-Gd合金薄膜均发生单步可逆的马氏体相变,相变温度Ms最高可达370℃。随着晶粒尺寸减小,薄膜相变温度逐渐降低,而相变循环稳定性升高。7M马氏体变体间呈（202）Ⅰ型孪晶关系,亚结构为周期性堆垛的<2 5>层（220）晶面组成的微孪晶和少量层错,变体间界面共格性良好。NM马氏体变体间呈（022）Ⅰ型孪晶关系,亚结构为厚度不均的（202）Ⅰ型微孪晶和层错。变体界面处存在大量位错,共格性较差。完全晶化的Ni-Mn-Ga-Gd合金薄膜中,随着晶粒尺寸的减小,薄膜屈服强度和塑性均提高,179nm晶粒尺寸的薄膜屈服强度可达650MPa,拉伸断裂应变可达3.7%,而最大完全可逆应变（形状记忆效应）先升后降呈现峰值效应,当晶粒尺寸为257nm时,薄膜形状记忆效应取得0.63%的峰值。该薄膜在500MPa外加拉应力下,进行20次热机械循环后,相变温度变化小于3℃,记忆效应由0.63%略微上升到0.65%,呈现出优异的高温记忆效应热循环稳定性。薄膜马氏体态阻尼值随着晶粒尺寸增大也呈现峰值效应,当晶粒尺寸为832nm时,阻尼值最高tanδ可达0.046,且薄膜在-50～290℃温度区间均可呈现稳定的高阻尼特性。晶粒尺寸为179nm薄膜中发现在60℃附近出现驰豫型内耗峰,峰值阻尼tanδ值高达0.08。随着振动频率的增大,驰豫型内耗峰阻尼值以及峰值对应的温度均升高,而晶粒尺寸大于179nm的薄膜马氏体态阻尼性能不随频率变化。随着应变振幅的提高,驰豫型内耗峰阻尼值和马氏体态阻尼值均升高,当应变振幅达到1×10-3后,薄膜阻尼值趋于稳定。晶粒尺寸对马氏体亚结构,形状记忆效应和阻尼特性的影响机制如下:当薄膜晶粒尺寸较小时,为了释放弹性应变能,生成具有周期性<2 5>层微孪晶亚结构的7M马氏体,大量微孪晶界面的出现,使得7M马氏体中积累了大量孪晶界面能,处于热力学不稳定状态,而随着薄膜晶粒尺寸的增大,晶界对孪生位错的限制减弱,在孪晶界面能驱动下微孪晶发生不均匀去孪晶现象,周期性亚结构遭到破坏,形成NM马氏体;晶粒尺寸增大引起变体再取向临界应力与屈服应力同时下降,当薄膜晶粒尺寸为257nm时,两种应力差值最大,在接近屈服应力作用下热循环时,可生成最大体积分数的有利取向马氏体变体,因此在该薄膜中取得最大的记忆效应;在7M马氏体中晶粒尺寸增大减弱了晶界对孪生位错的钉扎效果,有利于孪晶界面在交变载荷下的往复运动,提高了薄膜马氏体态阻尼性能,当晶粒尺寸增大到1700nm时,薄膜以NM马氏体为主,由于微孪晶界面大量减少,能量耗散源减少,阻尼性能大幅下降。
王璐[3]（2020）在《Ti-Zr-Hf-Nb-Al高熵合金相形成规律及变形机理研究》文中研究说明高熵合金打破了传统合金以一种或者两种元素为主的设计理念,是一种包含多种主要元素的新型合金。多种主要元素的协同作用使其具有较高混合熵,并延伸出许多优异的性能,如高强度/硬度,良好的耐磨性/耐蚀性,优异的高温强度以及低温韧性等。其中,亚稳态高熵合金以其优良的变形能力和独特的力学性能引起了研究人员的广泛关注。目前亚稳态高熵合金的研究仍然处于起步阶段,许多科学问题亟待解决。首先,由于亚稳态高熵合金主元较多且成分范围宽泛,难以通过传统计算方法进行设计;其次,目前尚缺乏对亚稳态高熵合金成分-组织-性能关系的系统研究;另外,独特的变形行为赋予亚稳合金形状记忆的特点,而关于亚稳态高熵合金在形状记忆效应方面的研究较为匮乏。本文以Ti-Zr-Hf-Nb-Al系富Ti高熵合金为研究对象,系统研究了高熵合金中元素含量对相组成的影响规律,利用机器学习成功预测出具有应力诱导相变特征的富Ti五元高熵合金,通过变形和热处理优化了合金的超弹性和力学性能,并系统研究了合金的变形行为及变形机理。首先,初步确定四元Ti-Zr-Nb-Al和Ti-Zr-Hf-Al合金体系中成分对相组成和力学性能的影响。在Ti-Zr-Nb-Al体系中,Nb和Al的含量都会影响亚稳β相的生成。当Nb和Al含量较少时,合金由亚稳的β相和α"马氏体相组成;当Nb含量较多时,铸态合金由稳定的β相组成;过量的A1会促进金属间化合物的生成,恶化合金力学性能。在（Ti2ZrHf）100-xAlx（x=12,14,16,18,20,at.%）体系中,A1起到弱定元素的作用,对合金相组成和力学性能具有重要影响。随Al含量的增加,合金相组成由HCP结构的α’相转变为正交结构的α"相,后转变为BCC结构的β相。当A1增加到20at.%时,亚稳β相的存在使合金在拉伸过程中发生了应力诱导马氏体相变。结合Ti-Zr-Nb/Hf-Al四元体系和亚稳钛合金数据,建立数据库,利用机器学习方法实现了 Ti-Zr-Hf-Nb-Al五元体系相组成预测,并预测了亚稳合金的存在范围。对部分预测结果进行实验验证,结果表明机器学习利用其优异的数据挖掘能力,可实现复杂多主元高熵合金的成分设计。基于机器学习对亚稳态五元高熵合金的预测结果,选取铸态Ti（ss-x）Zr20Hf15Ali(oNbx（x=l-9,at.%,简记为T-Nbx）合金作为研究对象,对其相组成、相稳定性、力学性能和变形机理展开了深入分析。Nb的添加促进了合金由HCP结构向BCC结构转变,且β相稳定性逐渐增强。对于含α’/α’+α〃相的T-Nbl-3合金,其所含六方相高度固溶强化,表现出高强度低塑性的特点。T-Nb4-8合金在拉伸过程中出现双屈服现象,其中T-Nb4合金发生自适应马氏体去孪晶过程,T-Nb5-8合金在拉伸过程中发生应力诱导β→α"马氏体相变。T-Nb9合金中β相稳定,拉伸过程中无双屈服和明显的加工硬化现象。研究了亚稳β相为主的Ti-Zr-Hf-Nb-Al合金的力学性能变化规律和变形机理。经不同温度退火后的T-Nb7合金完全再结晶,晶粒尺寸随退火温度的提高而增大。晶粒大小影响合金相变自由能,进而改变了合金的变形行为:具有较小晶粒的T-Nb7-800（800℃退火）合金在变形过程中先发生应力诱导马氏体相变,生成不同的马氏体变体,后续变形主要为马氏体变体发生重排;而具有较大晶粒的T-Nb7-900（900℃ 退火）合金在变形初期发生应力诱导β-,α"相变,随着应变量的增加,出现α"孪晶使合金具有优异的变形能力。研究了 Ti-Zr-Hf-Nb-Al高熵合金的超弹性及变形机理。发现经冷轧+900℃/0.5h热处理的T-Nb6合金同时具有良好的强度和超弹性,循环变形过程中最大可回复应变高达5.2%,且对应的最大拉伸应力达到900MPa。对经冷轧+800℃/0.5h退火的T-Nb5合金进行了同步辐射原位拉伸实验,结果表明:合金在拉伸过程中的超弹性是由可逆的B（?）α"相变引起的,超过一定变形量,马氏体变体发生重排,合金超弹性消失。
魏陇沙[4]（2020）在《多晶Ni-Mn-Ga合金结构与性能各向异性研究》文中研究表明Ni-Mn-Ga形状记忆合金具有磁感生应变和磁热效应等优异的性能,但存在普通多晶合金较单晶合金性能有明显下降的问题。本文以织构多晶Ni-Mn-Ga合金为研究对象,研究生长和再结晶织构对合金高温变形与功能特性的影响规律。采用铸造凝固获得沿晶体取向生长的柱状晶组织,通过热挤压制备含再结晶织构的多晶Ni-Mn-Ga合金棒材。系统研究两种织构多晶Ni-Mn-Ga合金的高温塑性变形、超弹性、弹热效应的各向异性以及磁感生应变和旋转磁热效应,为低成本高性能Ni-Mn-Ga合金功能材料的应用奠定了基础。研究表明,Ni-Mn-Ga合金凝固后形成粗大的柱状晶组织,柱状晶生长方向形成<001>织构。铸态多晶Ni-Mn-Ga合金在温度1273K～1323K、最大挤压比16:1条件下进行热挤压,转变为细小等轴晶组织,挤压方向为<111>织构。马氏体相变后,柱状晶Ni-Mn-Ga合金的马氏体仍保留奥氏体的<001>织构,而等轴晶Ni-Mn-Ga合金除奥氏体<111>织构外,还产生了挤压方向平行马氏体孪晶面的织构。等轴晶Ni-Mn-Ga合金奥氏体L21结构在接近有序-无序转变点时发生脆性向韧性转变,B2结构下合金在温度1073K～1223K范围内具有超塑性:1073K时,应变速率0.001s-1下最大延伸率达232.9%。本构方程计算和EBSD组织分析表明,等轴晶合金的超塑性变形机制为位错滑移和动态再结晶。柱状晶Ni-Mn-Ga合金奥氏体在有序-无序转变点附近的高温变形行为具有各向异性,垂直于<001>方向上L21结构的脆性断裂转变为B2结构塑性断裂,而平行于<001>方向上L21结构和B2结构都具有良好的塑性,并且B2结构同样具有超塑性,1073K下最大延伸率达168.6%,其超塑性变形机制为位错滑移和动态回复。柱状晶Ni-Mn-Ga合金高温塑性变形的各向异性主要受到柱状晶横向晶界对位错滑移约束的影响。柱状晶Ni-Mn-Ga合金经机械训练、超弹性训练以及热-磁训练后,磁晶各向异性能提高。超弹性训练和热-磁训练使马氏体c轴平行于外场方向,减少了变体数量。机械训练不仅减少了Ni-Mn-Ga合金孪晶变体数量,还使主孪晶分布在两向训练面内。不同训练后磁感生应变较训练前均有很大提高。柱状晶Ni-Mn-Ga合金的磁感生应变由可逆和不可逆部分组成。机械训练后不可逆磁感生应变在垂直磁场下可以完全恢复。等轴晶Ni-Mn-Ga合金由于低的磁晶各向异性能以及高的孪晶应力导致只有很低的磁感生应变。柱状晶Ni-Mn-Ga合金具有良好的超弹性,平行<001>方向较垂直<001>方向具有更大的超弹性应变、更低的临界应力和应力滞后。在等轴晶Ni-Mn-Ga合金中,由于<111>取向应力诱发马氏体转变困难,平行和垂直<111>方向均为线性超弹性。柱状晶Ni-Mn-Ga合金平行<001>方向,在150MPa应力下获得最大弹热绝热温变ΔTad为7.4K,接近理论计算的绝热温变,与其他弹热制冷材料相比具有较高的比弹热效率;但由于晶界萌生裂纹,50次弹热循环后发生失效。而在垂直于<001>方向,弹热循环至100次仍保持稳定,这是源于该取向下具有较小的转变应变、低的摩擦损耗和抑制裂纹扩展。等轴晶Ni-Mn-Ga合金因其细晶强化作用,在300MPa高应力下经过250次弹热循环仍然具有稳定的弹热效应。柱状晶Ni-Mn-Ga合金超弹性训练后,在平行<001>方向上表现为正磁热效应,30k Oe磁场下,磁熵变ΔSM最大值可达-9.2J/kg·K;垂直<001>方向上,在5k Oe低磁场下表现为较强的反磁热效应,ΔSM最大值为2.5J/kg·K。利用超弹性训练后的强磁晶各向异性,首次发现柱状晶Ni-Mn-Ga合金具有优异的旋转磁热效应。研究表明,在30k Oe和20k Oe磁场下,旋转磁熵变ΔSR最大值分别达7.3和4.2J/kg·K。Ni-Mn-Ga合金优异的旋转磁热特性有望成为室温磁制冷材料。
黎花[5]（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》文中研究说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。
王海振[6]（2019）在《质子辐照NiTi合金的微观组织结构与应变恢复特性》文中研究说明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。
陈顺[7]（2018）在《高阻尼CuAlMn合金制备工艺及性能研究》文中研究指明本文以Cu-Al-Mn-La形状记忆合金为研究对象,利用OM、SEM、TEM、XRD、DSC、单向拉伸试验、弯曲法测记忆性能试验、多功能能内耗仪等多种手段分别研究四组不同铝、锰元素含量的1#:Cu-7.7Al-8.7Mn-0.3La、2#:Cu-8.1Al-7.2Mn-0.3La、3#:Cu-8.8Al-5.9Mn-0.3La和4#:Cu-10.3Al-4.4Mn-0.3La合金,以及经过1.7%、3.5%、5.0%、7.9%、9.8%拉伸预变形后的3#:Cu-8.8Al-5.9Mn-0.3La合金的显微组织、形状回复率、力学性能、相变性能、阻尼性能的变化规律。研究结果表明:四组合金中,1#合金的铝含量过低,高温下此成分落在α+β两相区,导致合金在固溶、时效热处理后有序度过低且含有大量α’马氏体,形状回复率仅有15.2%,无相变阻尼峰;而2#合金在1#合金的基础上提高铝含量到8.1%后,虽然无序α’马氏体量降低,合金整体有序度有所提高,但是记忆性能只有43%,阻尼峰值仅有0.0481。因此,虽然偏低铝含量的1#、2#合金具有优异的力学性能（1#合金抗拉强度高达904.2MPa,断后延伸率11.33%）,但是因为有序度低导致记忆性能和阻尼性能过差使得两组合金已经不具备实际使用价值。与2#合金相比,3#合金提高铝含量到8.8%,合金的有序度也有所提高,弯曲变形的形状回复率为95.4%,相变阻尼峰值为0.0996,抗拉强度为674.6MPa,断后延伸率8.6%,综合性能优良。而继续增加铝含量到10.3%时,虽然有序度继续升高,相变阻尼峰值大幅度提高,记忆性能高达100%,但是因为脆性相的出现,使得合金的力学性能严重恶化,抗拉强度降低至450MPa,断后延伸率仅有2.9%,并属于脆性断裂。综合制备的四种不同成分的记忆合金,3#Cu8.8Al5.9Mn0.3La合金综合性能较好,有实际使用潜力。在时效态3#合金基础上作不同程度的拉伸变形。研究发现在变形1.7%时合金就已经开始了马氏体再取向,且在变形量为5.0%时再取向已经完全。变形量继续增大后,产生了大量的变形孪晶和马氏体旋转破碎,对原马氏体界面的连续性产生不利影响。预变形会不同程度的提高马氏体正逆相变的温度,并且预变形量越大温度上升程度越大。预变形提供的应变能储存在再取向马氏体中,会提高马氏体正相变的开始温度。而变形产生的大量位错增加了正逆相变的摩擦阻力,从而提高合金的相变热滞。合金在预变形前后的内耗受振幅的变化较好的符合G-L位错脱钉模型。变形量小于5.0%时随着预变形量的增加,合金的可动位错密度不断增加,阻尼性能提高;但是变形量过大时由于产生大量位错缠结,及变形导致的马氏体旋转破碎及变形孪晶充当位错强钉扎点,导致位错可动性下降,使得阻尼性能降低。
孙斌[8]（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》文中提出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。
郑成琪[9]（2011）在《CuAlMn形状记忆合金的晶体结构和阻尼性能研究》文中研究说明由于CuAlMn形状记忆合金具备优良的力学性能和功能特性,能够基本满足功能/结构一体化阻尼材料的要求,因此我们选择CuAlMn形状记忆合金作为我们的研究对象。本文从阻尼机理,母相晶体结构,马氏体晶体结构,阻尼性能等四个方面对CuAlMn形状记忆合金进行了较为系统的研究。1.阻尼机理研究方面：首先通过对材料形变特性的解析,建立了线性动滞后阻尼的定量模型,得到了描述动滞后阻尼的两个重要宏观参量：驰豫强度和驰豫时间,并从宏观角度分析了影响阻尼性能的因素及提高阻尼性能的途径。其次,通过对阻尼微观机制的剖析,提出：阻尼来源于微观的缺陷,原子或其他物理基元顺应外加应力的微观有序运动,而这种微观有序运动必然同时导致微观无序运动（即热运动）的加剧,因而伴随机械能部分转变为热能的不可逆能量耗散。第三,提高铜基合金阻尼性能的有效途径主要是充分发挥界面阻尼和相变阻尼机制的作用。2.母相结构研究方面：对于具有四个亚点阵位置的A-B-C三元合金,我们提出了表征其有序度的四个参数SBmn,SCmn,SBnn,SCnn。在对有序度参数进行合理简化的基础上,模拟了CuAl11Mn9合金L21,D03,B2和A2结构母相的XRD衍射谱。DO3结构母相XRD衍射的特点是：无论有序度如何变化,（111）和（002）晶面的衍射强度之比均为恒值,I（111）/I（002）≈1.92；L21结构母相XRD衍射的特点：（111）和（002）晶面的衍射强度之比不是常数,且I（111）/I（002）≤1.18；B2结构母相XRD衍射的特点：（111）,（113）和（133）等次近邻衍射峰结构消光。将实验衍射谱与模拟衍射谱进行对比,测定Cu-Ak11Mn9合金铸态试样的母相结构为（80％DO3+20％L21）。热处理对母相结构的影响是：淬火冷却速度减慢,DO3结构比例下降；低温时效温度升高,DO3结构比例下降；低温时效时间延长,L21结构的最近邻和次近邻有序度升高。3.马氏体结构研究方面：通过引入两个影响因子x（电子浓度影响因子）和μ（配位数影响因子）计算原子在实际合金中的有效半径,以此为基础并根据马氏体结构模型,利用不等径钢球密堆的原理,首次提出了计算马氏体晶格常数的两种算法：一是完全利用原子半径计算马氏体晶格常数；二是利用母相晶格常数和层间偏移量s计算马氏体晶格常数。模拟了常见马氏体结构的XRD衍射谱,通过将实验衍射谱与模拟衍射谱进行对比的方法,确定了铸态Cu-Al10.5-Mn6和Cu-Al11-Mn6合金都是以4H马氏体为主体的多类型马氏体混合结构。热处理对马氏体有序度的影响显着,随着淬火冷却速度降低或时效时间延长,马氏体有序度升高。4. CuAlMn形状记忆合金的阻尼性能研究方面：运用跟踪滤波技术,采用悬臂梁弯曲共振装置测试了表面应力振幅4.05-40.5Mpa范围内CuAlMn形状记忆合金在一阶共振频率和二阶共振频率下的室温阻尼性能。研究结果表明,CuAlMn形状记忆合金在单一马氏体态和母相态都有可能具有高阻尼特性,最大表面应力振幅为4.05Mpa时,内耗Q-1最高可以达到10-1数量级。阻尼机制与合金的显微组织和相结构密切相关,马氏体相的高阻尼能力归因于马氏体挛晶变体在应力作用下的再取向,而母相的高阻尼能力来源于应力诱发马氏体相变。CuAlMn形状记忆合金的阻尼性能总体上表现为随表面应力振幅增加而下降的趋势,在临界应力以下,母相态合金的阻尼性能下降速度明显快于马氏体态合金,超过临界应力以后,阻尼性能下降趋于平缓而且与组织相关性很小。CuAlMn形状记忆合金的阻尼性能随频率升高而下降,有较强的频率依赖性,尤其是两相区合金的频率效应最为显着,而添加合金元素Ni能够改善高频特性。
高卫红[10]（2017）在《ZrCu基高温记忆合金的马氏体相变与组织结构》文中进行了进一步梳理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。
二、Cu—Zn—Al合金马氏体结构的电镜研究（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、Cu—Zn—Al合金马氏体结构的电镜研究（论文提纲范文）
（1）铜基形状记忆合金中的相变及其相关效应的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 文献综述 |
| 1.1 形状记忆效应 |
| 1.1.1 形状记忆效应分类及其呈现过程 |
| 1.1.2 材料中呈现形状记忆效应的条件 |
| 1.1.3 形状记忆合金的种类 |
| 1.2 铜基形状记忆合金晶体学特征 |
| 1.2.1 母相晶体学特征 |
| 1.2.2 马氏体晶体学特征 |
| 1.2.3 马氏体变体群结构 |
| 1.3 铜基记忆合金耐热稳定性 |
| 1.3.1 马氏体态时效效应 |
| 1.3.2 母相时效效应及其他相变 |
| 1.3.3 Cu基形状记忆合金的热循环稳定性 |
| 1.4 记忆合金相变宽滞后效应 |
| 1.5 铜基形状记忆合金冷加工性能 |
| 1.6 形状记忆合金的发展与展望 |
| 1.7 本论文研究目的、意义与研究内容 |
| 1.7.1 研究目的、意义 |
| 1.7.2 研究内容 |
| 1.8 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第二章 实验原理与方法 |
| 2.1 材料制备 |
| 2.2 电阻-温度曲线的测量 |
| 2.3 形状记忆效应的测量 |
| 2.3.1 淬火态马氏体形状记忆效应的测量 |
| 2.3.2 宽滞后记忆效应的测量 |
| 2.4 X-射线衍射分析 |
| 2.5 金相观察 |
| 2.6 透射电镜观察 |
| 2.7 拉伸实验 |
| 第三章 铜基形状记忆合金中的相变及耐热稳定性的研究 |
| 3.1 CuZnAl合金的耐热稳定性 |
| 3.1.1 Cu-13Zn-15Al合金马氏体时效效应 |
| 3.1.1.1 Cu-13Zn-15Al合金淬火态马氏体电阻-温度曲线 |
| 3.1.1.2 Cu-13Zn-15Al合金淬火态马氏体形状记忆-温度曲线 |
| 3.1.1.3 Cu-13Zn-15Al合金淬火态马氏体时效时金相组织变化 |
| 3.1.1.4 Cu-13Zn-15Al合金淬火态马氏体结构X-射线衍射分析 |
| 3.1.1.5 Cu-13Zn-15Al合金淬火态马氏体时效过程X-射线衍射分析 |
| 3.1.1.6 Cu基记忆合金热弹性马氏体稳定化机理及提高抗马氏体稳定化能力的途径 |
| 3.1.2 Cu-19Zn-13Al合金母相时效效应 |
| 3.1.2.1 Cu-19Zn-13Al合金母相时效对马氏体相变的影响 |
| 3.1.2.2 Cu-19Zn-13Al合金母相时效过程金相组织变化 |
| 3.1.2.3 Cu-19Zn-13Al合金母相时效析出相X-射线衍射结构分析 |
| 3.1.2.4 Cu-19Zn-13Al合金母相时效过程透射电镜观察 |
| 3.1.2.5 Cu基记忆合金母相时效机理及提高抗母相时效分解能力的途径 |
| 3.1.3 Cu-19Zn-13Al合金热循环效应 |
| 3.1.3.1 Cu-19Zn-13Al合金热循环中相变点的变化 |
| 3.1.3.2 Cu-19Zn-13Al合金热循环中金相组织的变化 |
| 3.1.3.3 Cu-19Zn-13Al合金热循环中X-射线衍射谱的变化 |
| 3.1.3.4 Cu基记忆合金热循环效应机理及提高抗热循环衰减能力的途径 |
| 3.2 Cu-Al-Mn合金的耐热稳定性 |
| 3.2.1 Cu-24Al-3Mn合金耐热稳定性 |
| 3.2.1.1 Cu-24Al-3Mn合金马氏体态时效效应 |
| 3.2.1.1.1 Cu-24Al-3Mn合金淬火态马氏体的电阻-温度曲线 |
| 3.2.1.1.2 Cu-24Al-3Mn合金淬火态马氏体的形状记忆-温度曲线 |
| 3.2.1.1.3 Cu-24Al-3Mn合金淬火态马氏体时效原位金相观察 |
| 3.2.1.1.4 Cu-24Al-3Mn合金淬火态马氏体结构的X-射线衍射分析 |
| 3.2.1.1.5 Cu-24Al-3Mn合金淬火态马氏体结构透射电镜分析 |
| 3.2.1.1.6 Cu-24Al-3Mn合金淬火态马氏体时效过程X射线衍射分析 |
| 3.2.1.2 Cu-24Al-3Mn合金母相时效效应 |
| 3.2.1.2.1 Cu-24Al-3Mn合金母相时效过程中相变点的变化 |
| 3.2.1.2.2 Cu-24Al-3Mn合金母相时效金相组织变化 |
| 3.2.1.2.3 Cu-24Al-3Mn合金母相时效过程X-射线衍射分析 |
| 3.2.1.3 Cu-24Al-3Mn合金热循环效应 |
| 3.2.1.3.1 Cu-24Al-3Mn合金热循环中相变点的变化 |
| 3.2.1.3.2 Cu-24Al-3Mn合金热循环中金相组织的变化 |
| 3.2.1.3.3 Cu-24Al-3Mn合金热循环中X射线衍射谱的变化 |
| 3.2.2 Cu-25Al-3Mn合金的耐热稳定性 |
| 3.2.2.1 Cu-25Al-3Mn合金淬火态马氏体的电阻-温度曲线 |
| 3.2.2.2 Cu-25Al-3Mn合金淬火态马氏体结构 |
| 3.2.2.3 Cu一25Al-3Mn合金淬火态马氏体透射电镜分析 |
| 3.2.2.4 Cu-25Al-3Mn合金母相状态时效效应 |
| 3.2.2.4.1 Cu-25Al-3Mn合金母相时效过程中相变点的变化 |
| 3.2.2.4.2 Cu-25Al-3Mn合金母相时效原位金相观察 |
| 3.2.2.4.3 Cu-25Al-3Mn合金母相时效过程X射线衍射分析 |
| 3.2.2.4.4 Cu-25Al-3Mn合金母相时效过程组织结构透射电镜分析 |
| 3.2.2.5 Cu-25Al-3Mn合金热循环效应 |
| 3.3 高耐热Cu基记忆合金的应用 |
| 3.3.1 复合板基材的选择 |
| 3.3.2 板材复合工艺路线的设计 |
| 3.3.3 复合板材加工、热处理工艺制度 |
| 3.3.4 复合板材的力学性能 |
| 3.3.5 复合板材的导电性能 |
| 3.3.6 复合板材的减振性能 |
| 3.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 Cu-Al-Mn合金马氏体相变宽滞后效应的研究 |
| 4.1 Cu-18.4Al-8.7Mn-3.4Zn-0.1Zr合金冷加工性能的研究 |
| 4.1.1 热处理对Cu-18.4Al-8.7Mn-3.4Zn-0.1Zr合金组织、相变点的影响 |
| 4.1.2 热处理对Cu-18.4Al-8.7Mn-3.4Zn-0.1Zr合金的力学性能的影响 |
| 4.1.3 Cu-18.4Al-8.7Mn-3.4Zn-0.1Zr合金断口扫描电镜分析 |
| 4.2 Cu-18.4Al-8.7Mn-3.4Zn-0.1Zr合金相变宽滞后效应的研究 |
| 4.2.1 变形对Cu-18.4Al-8.7Mn-3.4Zn-0.1Zr合金马氏体正逆转变的影响 |
| 4.2.2 变形量、变形温度对Cu-18.4Al-8.7Mn-3.4Zn-0.1Zr合金形状记忆恢复量、相变滞后宽度的影响 |
| 4.2.3 Cu-18.4Al-8.7Mn-3.4Zn-0.1Zr合金变形组织金相观察 |
| 4.2.4 Cu-18.4Al-8.7Mn-3.4Zn-0.1Zr合金变形结构的X-射线衍射分析 |
| 4.2.5 Cu-18.4Al-8.7Mn-3.4Zn-0.1Zr合金变形组织的透射电镜观察 |
| 4.3 相变宽滞后效应的形成机制 |
| 4.4 Cu基记忆合金相变宽滞后效应的应用 |
| 4.4.1 Cu-18.4Al-8.7Mn-3.4Zn-0.1Zr合金记忆管接头的制备 |
| 4.4.2 Cu-18.4Al-8.7Mn-3.4Zn-0.1Zr合金记忆管接头的性能 |
| 4.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 结论 |
| 攻读博士学位期间获奖情况、参加并完成的课题以及发表的论文获奖情况 |
| 致谢 |
（2）细晶Ni-Mn-Ga-Gd高温形状记忆合金薄膜的马氏体相变与阻尼特性（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究的目的和意义 |
| 1.2 高温形状记忆合金薄膜研究现状 |
| 1.2.1 Ti-Ni_(1-x)-M_x(M=Pt,Pd,Au)高温形状记忆合金薄膜 |
| 1.2.2 Ti-Ni-Hf高温形状记忆合金薄膜 |
| 1.2.3 Ti-Ni-Zr高温形状记忆合金薄膜 |
| 1.2.4 其它高温形状记忆合金薄膜 |
| 1.3 Ni-Mn-Ga形状记忆合金薄膜研究现状 |
| 1.3.1 Ni-Mn-Ga合金的相变与性能 |
| 1.3.2 Ni-Mn-Ga磁性形状记忆合金薄膜 |
| 1.3.3 Ni-Mn-Ga高温形状记忆合金薄膜 |
| 1.4 形状记忆合金的尺寸效应 |
| 1.4.1 晶粒尺寸对马氏体相变的影响 |
| 1.4.2 晶粒尺寸对形状记忆效应与超弹性的影响 |
| 1.5 主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及方法 |
| 2.1 试验材料制备及热处理 |
| 2.2 相变温度与晶化温度测试 |
| 2.3 成分及形貌表征 |
| 2.4 组织结构表征 |
| 2.5 性能测试 |
| 第3章 Ni-Mn-Ga-Gd合金薄膜的制备与组织结构 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 溅射工艺对沉积态薄膜化学成分的影响 |
| 3.3 溅射工艺对沉积态薄膜形貌和力学性能的影响 |
| 3.3.1 沉积态薄膜的断面形貌 |
| 3.3.2 沉积态薄膜的表面形貌 |
| 3.3.3 沉积态薄膜的力学性能 |
| 3.4 沉积态薄膜的晶化行为 |
| 3.5 退火温度和退火时间对薄膜组织结构的影响 |
| 3.5.1 退火温度对薄膜组织结构的影响 |
| 3.5.2 退火温度对薄膜组织结构的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 Ni-Mn-Ga-Gd薄膜的马氏体相变 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 晶粒尺寸对马氏体相变温度及其循环稳定性的影响 |
| 4.3 晶粒尺寸对马氏体亚结构及变体界面结构 |
| 4.4 晶粒尺寸对马氏体相变可逆应变的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 Ni-Mn-Ga-Gd薄膜的阻尼特性 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 晶粒尺寸对薄膜阻尼行为的影响 |
| 5.3 晶粒尺寸对薄膜阻尼功能热循环稳定性的影响 |
| 5.4 振动频率和应变振幅对薄膜阻尼行为的影响 |
| 5.4.1 振动频率对薄膜阻尼行为的影响 |
| 5.4.2 应变振幅对薄膜阻尼行为的影响 |
| 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 |
| 附件 |
（3）Ti-Zr-Hf-Nb-Al高熵合金相形成规律及变形机理研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 高熵合金简介 |
| 2.1.1 高熵合金的定义 |
| 2.1.2 高熵合金的特点 |
| 2.2 高熵合金的相组成及预测 |
| 2.3 高熵合金的强化机理 |
| 2.3.1 固溶强化 |
| 2.3.2 析出强化 |
| 2.3.3 细晶强化 |
| 2.3.4 相变强化 |
| 2.4 应力诱导马氏体相变及应用 |
| 2.4.1 应力诱导马氏体相变原理 |
| 2.4.2 形状记忆效应和超弹性 |
| 2.5 含有亚稳相的合金的开发 |
| 2.5.1 d-电子合金设计 |
| 2.5.2 机器学习 |
| 3 研究内容和方法 |
| 3.1 研究目的和内容 |
| 3.2 研究方法 |
| 3.2.1 合金样品制备 |
| 3.2.2 晶体结构分析 |
| 3.2.3 显微组织表征 |
| 3.2.4 热分析 |
| 3.2.5 室温力学性能测试 |
| 3.2.6 高温力学性能测试 |
| 4 Ti-Zr-Nb/Hf-Al四元高熵合金相组成、稳定性及力学性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Ti-Zr-Nb-Al合金相组成及力学性能 |
| 4.3 Ti、Zr含量对Ti_(80-x)Zr_xNb_(10)Al_(10)合金组织和性能的影响 |
| 4.3.1 铸态组织及力学性能 |
| 4.3.2 600℃和700℃下的稳定性 |
| 4.4 (Ti4Zr4Nb)_(100-x)Al_x合金的相组成和力学性能 |
| 4.4.1 固溶态组织及力学性能 |
| 4.4.2 600℃和700℃下的稳定性及力学性能 |
| 4.5 Ti-Zr-Hf-Al合金相组成及力学性能 |
| 4.6 Ti_(44)Zr_(22)Hf_(22)Al_(12)合金高温稳定性和高温拉伸性能 |
| 4.6.1 组织结构和稳定性 |
| 4.6.2 高温力学性能 |
| 4.7 Al含量对(Ti2ZrHf)_(100-x)Al_x合金相组成和变形机理的研究 |
| 4.7.1 合金相组成及微观组织 |
| 4.7.2 力学性能 |
| 4.7.3 Al元素的β稳定作用 |
| 4.8 小结 |
| 5 基于机器学习Ti-Zr-Hf-Nb-Al高熵合金相组成预测 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 数据库的建立和模型选择 |
| 5.2.1 数据库的建立 |
| 5.2.2 机器学习模型的选择 |
| 5.3 五元高熵合金相组成的预测和结果验证 |
| 5.3.1 亚稳相预测 |
| 5.3.2 预测结果的验证 |
| 5.4 与传统Bo-Md图的对比 |
| 5.5 小结 |
| 6 Ti-Zr-Hf-Nb-Al高熵合金相组成和变形机理 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 Ti_(55-x)Zr_(20)Hf_(15)Al_(10)Nb_x合金相组成及微观组织变化 |
| 6.3 不同Nb含量合金相稳定性及相转变规律 |
| 6.3.1 相稳定性 |
| 6.3.2 相转变机制 |
| 6.4 不同Nb含量合金力学性能及变形机制 |
| 6.4.1 力学性能 |
| 6.4.2 变形机制 |
| 6.5 晶粒大小对Ti_(48)Zr_(20)Hf_(15)Al_(10)Nb_7力学性能的影响 |
| 6.6 Ti_(48)Zr_(20)Hf_(15)Al_(10)Nb_7合金变形机理 |
| 6.6.1 应力诱导马氏体相变 |
| 6.6.2 形变孪晶 |
| 6.6.3 晶粒大小对变形机理的影响 |
| 6.7 小结 |
| 7 Ti-Zr-Hf-Nb-Al高熵合金超弹效应与变形机理 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 铸态Ti_(55-x)Zr_(20)Hf_(15)Al_(10)Nb_x合金的超弹性 |
| 7.3 冷轧-热处理对合金超弹性影响 |
| 7.4 合金超弹性变形机理 |
| 7.5 小结 |
| 8 总结 |
| 8.1 全文结论 |
| 8.2 创新点 |
| 8.3 工作展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（4）多晶Ni-Mn-Ga合金结构与性能各向异性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究的目的和意义 |
| 1.2 Ni-Mn-Ga合金的结构与相变 |
| 1.2.1 液-固转变 |
| 1.2.2 有序-无序转变 |
| 1.2.3 顺磁-铁磁转变 |
| 1.2.4 马氏体相变 |
| 1.3 金属间化合物的超塑性 |
| 1.3.1 金属间化合物超塑性特点 |
| 1.3.2 金属间化合物超塑性变形机制 |
| 1.4 Ni-Mn-Ga合金的磁感生应变 |
| 1.4.1 Ni-Mn-Ga合金的磁感生应变机理 |
| 1.4.2 Ni-Mn-Ga合金的磁晶各向异性能 |
| 1.4.3 单晶Ni-Mn-Ga合金磁感生应变 |
| 1.4.4 多晶Ni-Mn-Ga合金磁感生应变 |
| 1.5 铁磁形状记忆合金的弹热效应与磁热效应 |
| 1.5.1 磁热效应与弹热效应原理 |
| 1.5.2 铁磁形状记忆合金的磁热效应 |
| 1.5.3 铁磁形状记忆合金的弹热效应 |
| 1.6 本文的主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及试验方法 |
| 2.1 试验材料与制备工艺 |
| 2.2 多晶Ni-Mn-Ga合金的热挤压 |
| 2.3 多晶Ni-Mn-Ga合金的热处理 |
| 2.4 材料的组织与结构分析方法 |
| 2.4.1 显微组织观察 |
| 2.4.2 X射线物相鉴定 |
| 2.4.3 电子背散射衍射分析 |
| 2.4.4 中子衍射极图分析 |
| 2.4.5 热分析 |
| 2.4.6 数字关联技术(DIC) |
| 2.5 材料的性能测试方法 |
| 2.5.1 高温拉伸测试 |
| 2.5.2 室温压缩测试 |
| 2.5.3 磁性能与磁热效应测量 |
| 2.5.4 磁感生应变测量 |
| 第3章 织构多晶Ni-Mn-Ga合金的组织与相变 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 多晶Ni-Mn-Ga合金的组织 |
| 3.2.1 挤压态多晶Ni-Mn-Ga合金的组织与织构 |
| 3.2.2 多晶Ni-Mn-Ga合金马氏体组织与织构 |
| 3.3 多晶Ni-Mn-Ga合金的相变 |
| 3.3.1 多晶Ni-Mn-Ga合金的有序-无序相变 |
| 3.3.2 多晶Ni-Mn-Ga合金的马氏体相变 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 多晶Ni-Mn-Ga合金高温塑性变形的各向异性 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 等轴晶Ni-Mn-Ga合金的高温塑性变形 |
| 4.2.1 等轴晶Ni-Mn-Ga合金的高温变形行为 |
| 4.2.2 等轴晶Ni-Mn-Ga合金应变速率敏感性指数与变形激活能 |
| 4.2.3 等轴晶Ni-Mn-Ga合金的超塑性变形机制 |
| 4.2.4 等轴晶Ni-Mn-Ga合金的断口分析 |
| 4.3 柱状晶Ni-Mn-Ga合金的高温塑性变形 |
| 4.3.1 柱状晶Ni-Mn-Ga合金的高温变形行为 |
| 4.3.2 柱状晶Ni-Mn-Ga合金应变速率敏感性指数与变形激活能 |
| 4.3.3 柱状晶Ni-Mn-Ga合金的超塑性变形机制 |
| 4.3.4 柱状晶Ni-Mn-Ga合金的断口分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 多晶Ni-Mn-Ga合金的训练与磁感生应变 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 多晶Ni-Mn-Ga合金的训练处理 |
| 5.2.1 训练对Ni-Mn-Ga合金孪晶再取向的影响 |
| 5.2.2 训练对Ni-Mn-Ga合金磁性能的影响 |
| 5.3 多晶Ni-Mn-Ga合金的磁感生应变 |
| 5.3.1 柱状晶Ni-Mn-Ga合金的磁感生应变 |
| 5.3.2 等轴晶Ni-Mn-Ga合金的磁感生应变 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 多晶Ni-Mn-Ga合金的弹热与旋转磁热效应 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 柱状晶Ni-Mn-Ga合金的弹热效应 |
| 6.2.1 柱状晶Ni-Mn-Ga合金的超弹性 |
| 6.2.2 应变速率对弹热效应的影响 |
| 6.2.3 施加最大应力对弹热效应的影响 |
| 6.2.4 温度对弹热效应的影响 |
| 6.2.5 弹热效应的可逆性与循环稳定性 |
| 6.3 等轴晶Ni-Mn-Ga合金的弹热效应 |
| 6.3.1 等轴晶Ni-Mn-Ga合金的超弹性 |
| 6.3.2 施加最大应力对弹热效应的影响 |
| 6.3.3 弹热效应的可逆性与循环稳定性 |
| 6.4 柱状晶Ni-Mn-Ga合金的旋转磁热效应 |
| 6.4.1 超弹性训练后合金的马氏体相变与滞后 |
| 6.4.2 超弹性训练后合金的旋转磁热效应 |
| 6.5 多晶Ni-Mn-Ga合金组织与性能的关系 |
| 6.6 本章小结 |
| 结论 |
| 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 |
| 个人简历 |
（5）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 |
（6）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 |
（7）高阻尼CuAlMn合金制备工艺及性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 阻尼材料概述 |
| 1.2.1 振动和噪音的危害 |
| 1.2.2 阻尼材料简介 |
| 1.2.3 阻尼材料种类及特点 |
| 1.3 形状记忆材料简介 |
| 1.3.1 形状记忆材料研究历史和现状 |
| 1.3.2 形状记忆合金的特性 |
| 1.3.3 形状记忆合金的种类 |
| 1.3.4 形状记忆合金的应用 |
| 1.4 Cu基形状记忆合金 |
| 1.5 Cu基记忆合金性能的决定因素 |
| 1.5.1 Al含量对CuAlMn形状记忆合金性能的影响 |
| 1.5.2 Mn含量对CuAlMn形状记忆合金性能的影响 |
| 1.5.3 稀土对铜铝锰合金的影响 |
| 1.5.4 预变形对CuAlMn形状记忆合金性能的影响 |
| 1.6 课题目的和主要内容 |
| 第二章 合金制备和试验方法 |
| 2.1 实验材料及实验设备 |
| 2.1.1 合金成分 |
| 2.1.2 实验设备 |
| 2.2 合金制备 |
| 2.2.1 合金成分配比 |
| 2.2.2 合金熔炼 |
| 2.2.3 均匀化退火 |
| 2.2.4 轧制 |
| 2.2.5 线切割 |
| 2.2.6 试样固溶处理及时效处理 |
| 2.3 组织结构观察和分析 |
| 2.3.1 金相(OM)组织观察 |
| 2.3.2 X射线衍射分析(XRD) |
| 2.3.3 扫描电镜(SEM) |
| 2.3.4 透射电镜(TEM) |
| 2.4 合金材料性能测试 |
| 2.4.1 形状记忆性能测试 |
| 2.4.2 相变性能测试 |
| 2.4.3 拉伸力学性能测试 |
| 2.4.4 阻尼特性测试 |
| 第三章 铝、锰含量对CuAlMnLa记忆合金的微观组织和性能的影响 |
| 3.1 合金成分及金相分析 |
| 3.1.1 合金成分分析 |
| 3.1.2 铸态组织观察和分析 |
| 3.1.3 时效态组织观察和分析 |
| 3.2 时效态组织XRD检测分析 |
| 3.3 不同Al、Mn含量对CuAlMn合金相变性能的影响 |
| 3.4 不同Al、Mn含量对CuAlMn记忆性能的影响 |
| 3.5 不同Al、Mn含量对CuAlMn力学性能的影响 |
| 3.5.1 拉伸实验应力-应变曲线分析 |
| 3.5.2 拉伸试样断口形貌分析 |
| 3.6 不同Al、Mn含量对CuAlMn阻尼特性的影响 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 预变形处理对CuAlMnLa记忆合金组织和性能的影响 |
| 4.1 预变形量对CuAlMnLa记忆合金组织的影响 |
| 4.1.1 合金拉伸预变形实验 |
| 4.1.2 不同预变形条件下合金微观组织分析 |
| 4.1.3 不同预变形条件下合金XRD衍射分析 |
| 4.2 预变形量对CuAlMnLa记忆合金记忆性能的影响 |
| 4.3 预变形量对CuAlMnLa记忆合金相变点的影响 |
| 4.4 预变形量对CuAlMnLa记忆合金阻尼性能的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 结论与展望 |
| 5.1 全文结论 |
| 5.2 研究展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士期间的学术活动及成果情况 |
（8）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 |
（9）CuAlMn形状记忆合金的晶体结构和阻尼性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 高阻尼材料的研究背景 |
| 1.1.1 振动和噪声的危害 |
| 1.1.2 减振降噪的措施 |
| 1.1.3 阻尼材料的种类和特点 |
| 1.2 高阻尼金属研究概况 |
| 1.3 阻尼性能的表征和测试技术研究概况 |
| 1.3.1 阻尼性能的表征 |
| 1.3.2 阻尼性能测试原理 |
| 1.3.3 阻尼性能测试设备 |
| 1.3.4 阻尼性能测中存在的问题 |
| 1.4 形状记忆合金的晶体结构研究概况 |
| 1.5 本项研究的意义及技术路线 |
| 1.5.1 功能/结构一体化高阻尼材料的研究意义 |
| 1.5.2 课题的总体研究思路 |
| 1.5.3 本文拟解决的关键技术问题 |
| 第2章 阻尼机理的理论分析 |
| 2.1 概述 |
| 2.2 阻尼性能的宏观模型 |
| 2.2.1 线性滞弹性固体本构方程 |
| 2.2.2 线性滞弹性固体的动态力学行为 |
| 2.2.3 线性滞弹性固体的阻尼性能 |
| 2.2.4 非线性和塑性阻尼的定性分析 |
| 2.2.5 影响阻尼性能的因素及提高阻尼性能的途径 |
| 2.3 阻尼性能的微观机制 |
| 2.3.1 热弹性阻尼 |
| 2.3.2 点缺陷阻尼 |
| 2.3.3 位错阻尼 |
| 2.3.4 界面阻尼 |
| 2.3.5 相变阻尼 |
| 2.4 马氏体相变的能量学分析 |
| 2.4.1 马氏体相变的能量学定性分析 |
| 2.4.2 热弹性马氏体相变的特征 |
| 2.4.3 非热弹性马氏体相变的特征 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 材料制备和性能实验方法 |
| 3.1 合金成分设计 |
| 3.1.1 成分设计的依据 |
| 3.1.2 合金成分列表 |
| 3.2 材料制备工艺 |
| 3.2.1 合金熔炼和铸造工艺 |
| 3.2.2 热处理工艺 |
| 3.3 材料性能测试 |
| 3.3.1 阻尼性能测试 |
| 3.3.2 力学性能测试 |
| 3.3.3 相变点测试 |
| 3.4 微观组织观察和相结构测定 |
| 3.4.1 显微组织观察 |
| 3.4.2 X射线衍射分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 母相晶体结构的模拟和实验研究 |
| 4.1 母相晶体结构模型 |
| 4.2 长程有序度参数 |
| 4.2.1 二元合金的长程有序度参数 |
| 4.2.2 三元合金的长程有序度参数 |
| 4.3 有序度对母相衍射效应的影响 |
| 4.3.1 有序度对母相晶格常数的影响 |
| 4.3.2 有序度对母相结构因子的影响 |
| 4.4 CuAlMn合金母相XRD衍射谱的模拟研究 |
| 4.4.1 母相晶体结构模型的空间群理论描述 |
| 4.4.2 CuAlMn合金有序度参数的简化方法 |
| 4.4.3 CuAl_(11)Mn_9合金母相XRD衍射谱的模拟方法 |
| 4.4.4 CuAl_(11)Mn_9合金母相XRD衍射谱的模拟结果 |
| 4.5 CuAl_(11)Mn_9合金母相XRD衍射的试验研究 |
| 4.5.1 铸态试样的XRD衍射试验结果及分析 |
| 4.5.2 热处理工艺对母相结构的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 马氏体结构的模拟和实验研究 |
| 5.1 母相晶格常数与原子半径 |
| 5.1.1 CuAlMn合金母相晶格常数与原子半径 |
| 5.1.2 CuAlNi和CuZnAl母相晶格常数计算 |
| 5.2 马氏体晶体结构模型 |
| 5.2.1 9R和18R_1马氏体的密排层堆垛方式 |
| 5.2.2 层间偏移量s与18R_1马氏体晶格常数的关系 |
| 5.2.3 层间偏移量s与原子半径的关系 |
| 5.2.4 18R_1马氏体结构参数与原子半径之间的关系 |
| 5.2.5 一般马氏体结构参数与原子半径的关系 |
| 5.3 马氏体结构因子的计算方法 |
| 5.3.1 2H马氏体的结构因子 |
| 5.3.2 4H马氏体的结构因子 |
| 5.3.3 3R马氏体的结构因子 |
| 5.3.4 6R马氏体的结构因子 |
| 5.3.5 7R马氏体的结构因子 |
| 5.3.6 9R马氏体的结构因子 |
| 5.3.7 18R_1马氏体的结构因子 |
| 5.3.8 18R_2马氏体的结构因子 |
| 5.4 CuAlMn合金马氏体XRD衍射谱的模拟研究 |
| 5.4.1 晶格常数计算方法的可靠性论证 |
| 5.4.2 CuAlMn合金母相和马氏体晶格常数计算 |
| 5.4.3 L2_1结构母相生成的马氏体的模拟衍射谱 |
| 5.4.4 DO_3结构母相生成的马氏体的模拟衍射谱 |
| 5.4.5 B_2结构母相生成的马氏体的模拟衍射谱 |
| 5.4.6 A_2结构母相生成的马氏体的模拟衍射谱 |
| 5.4.7 不同类型马氏体模拟衍射谱的对比分析 |
| 5.5 CuAlMn合金马氏体XRD衍射的实验研究 |
| 5.5.1 铸态试样的XRD衍射实验结果分析 |
| 5.5.2 热处理试样的XRD衍射实验结果分析 |
| 5.6 本章小结 |
| 第6章 CuAlMn合金阻尼性能研究 |
| 6.1 室温组织和相结构与阻尼性能的关系 |
| 6.1.1 室温组织及相结构分析 |
| 6.1.2 室温组织和相结构与阻尼性能的关系 |
| 6.2 应力振幅对阻尼性能的影响 |
| 6.2.1 应力振幅及阻尼性能参数的计算 |
| 6.2.2 一阶振型分析 |
| 6.2.3 二阶振型分析 |
| 6.3 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间发表的学术论文 |
（10）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 |
四、Cu—Zn—Al合金马氏体结构的电镜研究（论文参考文献）
- [1]铜基形状记忆合金中的相变及其相关效应的研究[D]. 李周. 中南大学, 2002(04)
- [2]细晶Ni-Mn-Ga-Gd高温形状记忆合金薄膜的马氏体相变与阻尼特性[D]. 尧健. 哈尔滨工业大学, 2020(01)
- [3]Ti-Zr-Hf-Nb-Al高熵合金相形成规律及变形机理研究[D]. 王璐. 北京科技大学, 2020(06)
- [4]多晶Ni-Mn-Ga合金结构与性能各向异性研究[D]. 魏陇沙. 哈尔滨工业大学, 2020(01)
- [5]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)
- [6]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)
- [7]高阻尼CuAlMn合金制备工艺及性能研究[D]. 陈顺. 合肥工业大学, 2018(02)
- [8]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)
- [9]CuAlMn形状记忆合金的晶体结构和阻尼性能研究[D]. 郑成琪. 江苏大学, 2011(10)
- [10]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)