一、机械合金化Nd—11Fe-Ti合金和机械研磨 NdFe_(11)Ti化合物退火时的相转变（论文文献综述）
李军鹏[1]（2021）在《合金化（Nd,Co,Zr）和制备工艺对La-Y-Ni系A2B7型储氢合金微观结构和电化学性能的影响》文中指出稀土系AB5型多元储氢合金具有放电性能好、循环寿命长、环境相容性好等优点,是目前主要商用镍/金属氢化物（Ni/MH）二次电池的负极材料。然而AB5型稀土系储氢合金的容量较低,限制了其在高能量密度设备中的应用。A2B7型稀土系储氢合金较AB5型具有更高的放电容量。本文以La-Y-Ni系A2B7型La0.35Y0.65Ni3.23Mn0.17Al0.10储氢合金为研究对象。利用Nd元素替代La以及Co、Zr元素替代Ni进行合金化,通过XRD、SEM/EDS和电化学测试等方法对合金性能进行了分析表征,研究了Nd、Co和Zr元素合金化对稀土系A2B7型储氢合金微观结构和电化学性能的影响规律,得出如下结论。以Nd元素替代La研究了A2B7型La0.35-xNdxY0.65Ni3.03Mn0.17Al0.1Co0.2（x=0-0.35）退火合金的组织和电化学性能。Nd含量增加,有利于形成Ce2Co7型相组织;添加Nd元素导致合金放氢平台斜率增大,同时平衡氢压升高,使得合金电极放电容量下降。随Nd元素增加,合金电极的循环寿命逐渐延长,x=0.35时合金电极具有最长的循环寿命(S100=88.5%)和最佳的高倍率放电性能(HRD900=93.7%)。在上述基础上,研究了不同温度热处理（1143-1423 K）对La0.15Nd0.2Y0.65Ni3.03Mn0.17Al0.1Co0.2合金的影响。结果表明,提高退火温度有利于形成2H-Ce2Co7型单相,3R-Gd2Co7型相在较低温度下更加稳定。在1223 K退火时合金电极具有最大放电容量(Cmax=378.7 m Ah/g),退火温度从1143 K升高至1423 K时,合金电极循环寿命S100呈先减小后增大趋势,1423 K退火时合金具有最佳的循环稳定性(S100=90.5%)。设计和研究了Nd0.35Y0.65Ni3.23-xMn0.17Al0.1Cox（x=0-1）退火合金。发现添加适量的Co元素可有效降低该合金的放氢平台压,有利于提高合金电极的放电容量。当x=0.3时,合金电极具有最大放电容量(Cmax=369.6 m Ah/g),但随Co替代Ni的程度增加,在改善合金电极循环稳定性的同时也增加了电荷转移电阻,降低了电极的电化学动力学性能。设计了La0.33Y0.67Ni3.13-xMn0.17Al0.1Ti0.1Zrx（x=0-0.17）合金,研究了电弧熔炼与感应熔炼快速凝固两种制备条件下,Zr元素对La-Y-Ni系A2B7型合金组织和性能的影响。两种方法制备的退火态合金中Zr元素的引入均促使合金中析出富集相,导致合金的放电容量明显降低。经1223 K退火的感应熔炼合金,随Zr含量增加,合金电极的循环寿命先增加后减小,x=0.05时合金电极100次充放电后循环寿命最长,S100为80.4%。最后本文比较研究了实验室电弧熔炼与工业感应熔炼工艺方法在A2B7型La0.35Y0.65Ni3.23Mn0.17Al0.10合金组织结构和电化学性能方面的差异。发现感应熔炼铸态合金组织和成分的均一性更好,感应熔炼和电弧熔炼制备的铸态组织分别在1253 K和1223 K下析出Ce2Ni7型单相组织,其中1223 K退火时感应熔炼和电弧熔炼制备的两种合金电极的最大放电容量接近,Cmax均为375 m Ah/g左右。感应熔炼相比电弧熔炼的合金具有更长的循环寿命,其循环稳定性S100最大可达88.6%,但其高倍率性能相比电弧熔炼合金稍差。对于感应熔炼的退火合金,随热处理温度升高,其PCT曲线中的平衡氢压逐渐升高,气体储氢量先增大后减小。
李双元[2]（2020）在《(Fe50Mn30Co10Cr10)97C2Mo与CoCrNi合金表面纳米化研究》文中提出高熵合金是由多主元组成的简单固溶体结构,同时具有晶格畸变、原子缓慢扩散及组织高稳定性等优异的综合性能,已成为近年来国际研究热点。本文选用强韧性较高的(Fe50Mn30Co10Cr10)97C2Mo和Co Cr Ni高熵合金为研究对象,通过真空电弧熔炼法制备后选用不同轧制热处理工艺,随后进行滑动摩擦处理以研究表面纳米化对这两种高熵合金组织及力学性能的影响,同时分析表面纳米化态合金退火处理后的组织及性能变化。利用扫描电子显微镜、电子背散射衍射、XRD以及透射电子显微镜进行深入表征,显微硬度和拉伸试样分析其性能的变化。其结果表明:轧制态(Fe50Mn30Co10Cr10)97C2Mo合金为单一FCC结构,其成分分布均匀,且为均匀的等轴晶。由于变形过程产生大量的孪晶与位错缠结使合金具有一定的强度和良好的塑性。滑动摩擦处理后的变形层厚度大约为800μm,合金依然为单一FCC固溶体,但表面存在的微量碳化物、位错缠结、孪晶以及析出的HCP结构的新相使合金得到强化。滑动摩擦会加剧截面组织的不均匀性,在滑动摩擦处理参数为400N、100T时达到最大。冷轧态的(Fe50Mn30Co10Cr10)97C2Mo合金在不同工艺下退火,结果表明该表面纳米化态合金在300℃和400℃下显微硬度值最高,达到555HV。相对于冷态合金,表面纳米化态的合金退火后有HCP相的析出并增多。表面纳米化态与轧制态合金退火后强度都有所提高,且产生大量位错和孪晶,这使得退火后的合金有较高的强度和一定的塑性。Co Cr Ni合金冷轧后在900℃退火时,试样的显微硬度与屈服强度逐渐下降而塑性逐渐上升。当退火温度增加至1000℃时,热扩散速度加快,再结晶现象快速完成后随时间的增加组织和性能均无明显变化。当退火温度继续增加至1100℃时,热扩散进一步加快,再结晶现象快速完成后还出现了晶粒长大并影响材料性能。Co Cr Ni合金轧制态下组织均匀,滑动摩擦处理后的组织为明显的梯度变形组织其表面晶粒可以细化至纳米晶,随着距表面距离的增加晶粒尺寸逐渐变为轧制态晶粒。截面显微硬度表明梯度变形层约为400μm。表面纳米化态的Co Cr Ni合金具有良好的低温性能与背应力强化能力,其液氮温度下屈服强度和塑性达到1050MPa和42%,背应力强化达到540MPa。退火后的表面纳米化态的Co Cr Ni合金梯度变形层无明显变化,但是晶粒尺寸发生轻微的长大。剧烈变形区退火后有新相析出,析出的新相导致材料强度进一步提高。
李成利[3]（2020）在《ThMn12型稀土永磁的制备、微结构及其磁性能研究》文中提出ThMn12型永磁材料不仅具有优异的内禀性能,更因其稀土含量少、低成本等优势吸引了广泛关注。但是,如何将其优异的内禀性能转化为外禀永磁性能,是目前ThMn12型永磁合金研究所面临的最大问题。本文采用氩弧熔炼、甩带和热压热变形等工艺制备了非晶-纳米晶Sm Fe12基合金;系统研究了合金元素组分、制备工艺、微结构和磁性能之间的内在联系;分析了Sm含量及Nb、Ti、V元素替代对Smx Zr0.2（Fe0.8Co0.2）11.5-y Ti0.5My（x=0.8-1.4;M=Nb、Ti、V;y=0-0.4）合金相结构、微观组织和磁性能的影响。研究结论如下:（1）利用氩弧熔炼制备了Smx Zr0.2（Fe0.8Co0.2）11.5Ti0.5（x=0.8-1.4）合金铸锭。研究发现铸锭中硬磁1:12主相和软磁相α-（Fe,Co）相随Sm含量增加而减少,并出现大量的Tb Cu7型1:10相。热处理后的合金带材矫顽力随着Sm含量增加而增加,其中在x=1.2时,合金矫顽力最大为3.0 k Oe。通过微观结构和超精细结构分析证明Sm含量增加可诱导合金析出非磁性晶间相。（2）Nb、Ti、V元素替代明显提高1:12相稳定性,其中Sm1.2Zr0.2（Fe0.8Co0.2）11.1Ti0.9合金中,1:12相含量达到91%。另外Nb、Ti、V元素大幅提高热处理后合金带材的矫顽力,在Sm1.2Zr0.2（Fe0.8Co0.2）11.1Ti0.5Nb0.4合金带材矫顽力达到5.0 k Oe。（3）利用热压热变形工艺制备大块磁体。经热压工艺制得的磁体,可有效抑制软磁α-（Fe,Co）相的析出,退磁曲线塌肩消失。成分为Sm1.2Zr0.2（Fe0.8Co0.2）11.3Ti0.5Nb0.2的热压磁体的磁性能可达Hc=3.4 k Oe,Jr=0.79 T,（BH）max=58.1 k J/m3。另外,添加低熔点合金Cu-Ga、Cu-Ga-Ti进行晶界扩散导致磁体组织结构遭到破坏,无法改善磁体性能。最后,通过热变形可成功诱导磁体各向异性。
戚青丽[4]（2020）在《Fe-Ga（Al）磁致伸缩合金薄带与涂层的制备、性能及应用基础研究》文中研究指明磁致伸缩材料在换能、驱动、传感等领域都有着重要的应用。近年来磁致伸缩电磁超声导波检测作为一种新型的无损检测技术,以其单点安装、长距离检测的技术特点,在长输管道、铁路钢轨、桥梁锁链等的缺陷检测与在役监测方面显现出巨大应用前景。磁致伸缩材料作为核心敏感材料,对电磁超声导波传感器性能有着重要的影响,但是存在着传统磁致伸缩材料磁致伸缩系数小、巨磁致伸缩材料Tb-Dy-Fe合金无法制备成薄带、Fe-Ga磁致伸缩材料薄板（板厚大于0.3 mm）无法满足曲面异形构件的检测等诸多实际问题。为了解决磁致伸缩材料在超声导波检测中遇到的这些问题,本文探索了制备细晶、大磁致伸缩、可弯曲Fe-Ga合金薄带以及在316L不锈钢基板上附着Fe-Ga（Al）合金涂层的方法,对合金薄带与涂层的组织结构、织构、磁性能进行了研究,并开展了 Fe-Ga（Al）合金薄带与涂层在超声导波检测及扭矩传感器方面的应用基础研究。研究工作取得了以下结果:通过对高斯取向的0.3 mm厚（Fe83Ga17）99.9（NbC）0.1合金薄板进行温轧变形,制备出0.06～0.15 mm的合金薄带。研究了热处理工艺对合金薄带织构和磁性能的影响,1200℃退火2h后,薄带微观组织均匀,平均晶粒尺寸80μm左右,形成{100}<001>立方织构,饱和磁致伸缩系数为147 ppm,具有4.4%的断裂伸长率。用气雾化法制备Fe83Ga17、Fe81Al19两种合金粉末,通过超音速火焰喷涂在316L不锈钢基板上制备了不同厚度的Fe-Ga（Al）合金涂层。沉积态Fe83Ga17合金涂层的磁致伸缩为34.5 ppm,涂层与基体的结合方式以机械结合为主。热处理过程中,冷却速率影响涂层相结构,淬火使合金涂层保持单一的A2相结构,磁致伸缩为46 ppm;炉冷使合金涂层发生了 A2相向A2+D03相的转变,导致磁致伸缩性能下降。利用（Fe83Ga17）99.9（NbC）0.1合金薄带,设计了激励和接收SH超声导波的实验装置,研究不同状态Fe-Ga合金薄带的超声导波传感特性。Fe-Ga合金薄带具有良好的导波传感特性。利用喷涂在316L不锈钢管道上的Fe-Ga（Al）合金涂层,设计了激励和接收L模态和T模态超声导波的实验装置。根据管道的材料和几何参数通过数值计算获得其群速度频散曲线,超声导波激励频率选为180kHz。研究发现,随施加强偏置磁场的增强,检测到的缺陷处回波信号增强,这与涂层d33对应磁场H33有关。施加偏置磁场大于H33,激励磁场工作在d33较大的区域,涂层具有好的导波特性。退火态Fe81Al19合金涂层中检测到的L模态超声导波回波信号强度高于沉积态,这与退火态涂层对应的应变灵敏性（dλ/dH）较高相关。基于逆磁致伸缩效应,开展了 Fe-Ga合金薄带在扭矩传感器上的探索研究。加载扭矩和输出电压成良好的线性关系,展现了 Fe-Ga合金在扭矩传感器领域良好的应用前景。
王明亮[5]（2019）在《CoCrFeMnNi基高熵合金涂层组织演化机制及耐磨耐蚀性能研究》文中研究表明开发海洋装备关键部件用耐磨耐蚀材料是保障海洋装备安全可靠运行的关键。高熵合金（High-entropy Alloys,简称HEAs）涂层具有优良的耐磨耐蚀性,是极具发展潜力的海洋装备材料。本文以具有优良耐蚀性和低温性能的CoCrFeMnNi合金为基础,从提升涂层性能和降低成本角度出发,进行了系列成分设计优化;采用自主开发的等离子熔覆技术制备高熵合金涂层,重点研究了涂层的组织结构与演化机制、涂层的耐磨耐蚀性能以及磨损腐蚀机理,为海洋极端环境下耐磨蚀材料的开发提供理论和技术支持。（1）研究了 Ti元素对CoCrFeMnNi涂层组织结构和性能的影响。结果表明:随Ti含量增加,涂层的物相由单一 FCC相转变为FCC+BCC相,继而转变为FCC+BCC+Laves相。高熵合金涂层显着提高了 Q235基体的硬度、耐磨性及耐蚀性。随着Ti含量增加,硬度升高,但耐磨性呈先升后降的趋势。高Ti含量时,因涂层主相转变为BCC+Laves相,导致脆性增加,涂层磨损机理也由低Ti含量时的粘着磨损,转变为中Ti含量的轻微疲劳磨损,再转变为高Ti时的严重脆性疲劳磨损。由于非平衡等离子加热的“快速淬火效应”,使低Ti含量时涂层的耐蚀性优于文献中报道的304不锈钢和大多数块体高熵合金。（2）在CoCrFeMnNiTix体系基础上,以Cu和Ni分别替换Mn和Co元素,获得CuCrFeNi2Tix涂层,以期降低涂层脆性及成本。涂层物相随Ti含量增加由双相FCC相转变为FCC+BCC+η相,又转变为FCC+BCC+η+Laves相。相较于CoCrFeMnNiTix体系,由于元素替换,即使在高的Ti含量时,涂层也可获得致密组织且无裂纹,归因于高Ti含量涂层主相转变为兼具良好强韧性的FCC+Laves共晶相,有效抑制涂层的脆性,进而使涂层的硬度和耐磨性同步提高。涂层磨损机理由低Ti含量时的粘着磨损,转变为中、高Ti含量时的磨粒磨损。此外,少量Ti的添加有利于提升该体系涂层耐蚀性。（3）以CoCrFeMnNiTix和CuCrFeNi2Tix系涂层为基础,以避免涂层生成大片状金属间化合物,实现纳米析出相的沉淀强化为设计目的,在CoCrFeMnNi基础上,以Cu和A1分别替换Mn和Fe,并将Cu与A1的比例降至0.5,分别采用等离子熔覆和放电等离子烧结（SPS）制备了 CoCrAl0.5NiCu0.5高熵合金涂层。结果表明:CoCrAl0.5NiCu0.5涂层组织以固溶体和纳米析出相为主,无大块的金属间化合物。等离子熔覆涂层包含双相FCC相,其中枝晶FCC基体内弥散分布着尺度为～5 nm的富Cu沉淀相,而晶间FCC相内弥散分布着更细小的尺度为～1 nm L12沉淀相。由于Ll2纳米有序相的沉淀强化及固溶体内位错强化作用使得晶间区域的纳米硬度（7.01 GPa）高于枝晶区域（6.07 GPa）。SPS涂层包含两种FCC相和一种B2相,基体FCC相内包含多级纳米析出相。涂层显微硬度达455 HV0.1,高于文献中报道的绝大多数FCC基、甚至某些BCC基高熵合金的硬度,归因于晶内多级纳米相的沉淀强化作用。比较而言,等离子熔覆涂层的元素偏析较轻,故涂层耐蚀性比SPS涂层好。（4）对CoCrAl0.5NiCu0.5成分和配比作进一步优化,获得了 Cu0.5CrAlFeNiTix系涂层。不含Ti时,涂层组织由共晶团构成;引入Ti后,涂层组织由共晶转变为离异共晶:低Ti含量时,组织为初生相L21相+（L21+少量BCC）共晶,共晶体中的大部分BCC相残留于晶间区域。中、高Ti含量时的涂层组织形貌相似,初生相转变为BCC相,涂层组织为初生相BCC相+（L21+BCC）共晶。此外,在涂层的初生相、共晶体中还分布着多级纳米沉淀相。涂层的硬度随Ti含量的增加而提高,涂层耐磨抗力比CoCrFeMnNiTix和CuCrFeNi2 Tix体系涂层提高了一个数量级,分析其原因主要是BCC和有序B2/L21相形成的强韧配合的共晶组织,以及多级纳米析出相的沉淀强化作用。涂层的磨损机理由不含Ti时的磨粒磨损转变为含Ti时的轻微疲劳磨损。涂层耐蚀性随Ti含量的增加呈下降趋势,归因于Ti的加入使涂层主相转变为贫Cr的L21相。
田然[6]（2019）在《Fe2TiSn基化合物的制备及热电性能优化》文中研究说明在能源日益紧张的今天,人们更加重视清洁能源。其中热电材料作为一种清洁新型可再生能源材料为人们所熟知。它具有低损耗,几乎无污染,可靠性高等优点,有望大幅提高能源利用率,从而缓解环境污染。Fe2TiSn为全赫斯勒合金的一员,同时也被预测具有良好的室温热电性能。然而以往的制备方法采用的是电弧熔炼法进行合成,能耗较高、制备时间长且对仪器设备有一定的要求。同时,合成的本征样品的热电性能较差,主要是因为样品的Seebeck系数较低,热导率偏高所致。这使得Fe2TiSn基全赫斯勒合金在热电领域的实际应用受到很大限制。针对上述Fe2TiSn基全赫斯勒合金制备存在的问题,本论文首先对合成方法进行了一定的优化。由于以往的电弧熔炼合成法耗能高、时间长。本文采取高温自蔓延合成的方法,以高纯度的Fe、Ti、Sn等元素为原材料进行高温自蔓延,之后对样品进行补料退火。成功制备出单相Fe2TiSn基全赫斯勒合金,且将制备时间从原来文献报道的2周缩短至几小时。由于高温自蔓延仅需用手持焊枪进行点火,后续反应自行完成,因此也大大缩小了能源消耗。同时,由于自蔓延反应产生了大量非平衡微结构（纳米结构、间隙、亚稳相）,从而降低样品的热导率,因此可以得到更优热电性能的材料。针对Fe2TiSn基全赫斯勒合金热电性能存在的问题,根据以往的文献分析是由于Fe2TiSn基全赫斯勒合金的能带过窄,与理论计算有较大差异所致。其大胆预测了Si进入Sn位即生成Fe2TiSn1-xSiX化合物后,可优化能带至合理值,从而对样品的Seebeck系数进行优化。本文对该预测进行了尝试,制备了一系列Fe2TiSn1-xSiX化合物,并对样品进行了热电性能表征。由于Si的进入,样品的Seebeck系数有一定的提升,在Si比例为0.003%时样品获得最佳ZT值,约为0.014,较本征样品提升约100%。之后对本征样品进行了Co与Ni的重掺杂,本意是根据能带结构进行n型掺杂后,样品可能出现较大的Seebeck系数。因此仍采用自蔓延高温合成技术合成了一批Fe2-2xM2xTiSn（其中M=Co和Ni,x=0.1,0.2,0.3,0.4,0.5）样品,并对样品进行了热电性能表征。由于Co与Ni较Fe多核外电子,因此重掺杂后的样品呈n型,Seebeck系数得到了一定的提升。且由于Co原子与Fe原子的元素半径差异,样品的热导率同时的到了一定的优化。因此样品最终的ZT值在Co的掺入量为50%时达到最高,为0.0225,较本征样品提升约200%。
张亚九[7]（2018）在《Heusler型半金属和磁相变材料新发现与物性研究》文中研究说明本文第一部分利用第一性原理计算方法研究了多个系列的Heusler合金的能带结构和磁性质,并通过电弧熔炼获得了部分合金,相关合金的晶体结构和磁性质通过X射线衍射和磁测量等手段进行了研究。通过分子轨道杂化理论和Slater-Pauling法则分析了半金属能隙的起源和可调控性,给出了磁性和价电子数之间的关系,以及归纳了如何基于相关理论设计兼具有新型能带结构和磁性质的材料,相关结果如下:合成了一类新 LiMgPdSn 型四元 Heusler 合金 CoFeTiZ（Z = Ga、Si、Ge、Sn、P、As和Sb等）,并通过第一性原理计算方法预测了这类合金的半金属性,即费米能级处的电子态具有100%自旋极化率。同时发现其原胞价电子数（Nv）和分子磁矩（Mt）的关系符合Mt = Nv-24,即着名的Slater-Pauling法则。通过比较p-d和d-d杂化,揭示了主族元素对费米面附近的态密度及净磁矩贡献很小,但对稳定半金属能隙及激活Co、Fe的净自旋磁矩具有非常显着的作用。在实验上成功获得了接近单相的CoFeTiGa1-xSbx（x=0～1）合金,实验得到的饱和磁矩和理论计算值相符合,进一步验证了理论计算的结果。通过第一性原理计算,发现具有C1b型结构的Mn2Z（Z = Si和Ge）同时表现出反铁磁性和半金属性,即同时表现出零净磁矩和100%自旋极化率的特性。其中Mn2Si的能带结构表现出自旋零能隙半导体的性质。基于Mn2Si的这个特性,根据分子轨道杂化理论和Slater-Pauling法则归纳了在Heusler合金中获得同时具有反铁磁性和零能隙半导体性的材料需要满足的价电子数关系,即原胞价电子数为18,24或28时,才有可能同时具备以上性质。同时通过同主族元素替代不改变价电子数关系的方法,可以实现连续调控能隙宽度,得到精准的零能隙,而不改变材料的反铁磁性。基于以上规律和方法,通过第一性原理计算,在部分18价电子数的Ti2基Heusler合金和28价电子的Cr2基Heusler合金中同时实现了反铁磁性和自旋零能隙半导体的性质。第二部分工作采用电弧熔炼、急冷甩带、冷轧形变的方法制备了系列NiFeGa和FeMnGa合金。利用X射线衍射、磁测量、输运测量以及电子显微镜等手段研究了相关样品的结构和物性,结果如下:在具有纯铁磁性的NiFeGa甩带样品中观察到异常大的饱和场、磁阻挫系统和自旋玻璃转变、巨磁电阻（GMR）等现象。研究表明这些现象来自材料中的微观反向畴界（APB）与磁畴的相互作用,即APB对磁畴的钉扎。APB对磁畴的强烈钉扎会抑制外磁场的磁化作用,使饱和场增加;而APB两侧的磁化区域倾向于反平行排列,APB的无序分布又使得被钉扎的磁化区域呈无序分布,进而形成磁阻挫系统并在低温发生冻结进入团簇型自旋玻璃态;APB对磁有序度的抑制使得自旋相关散射大大增加,带来大的负磁电阻效应,该负磁电阻效应的产生机理与巨磁电阻效应（GMR）类似。在具有热弹马氏体相变的Fe44Mn28Ga28中实现了冷形变诱发的体心立方B2相到面心立方γ相的结构转变。整个冷形变过程在室温完成。相变后的γ相具有交换偏置效应,并可以通过热处理恢复其B2相,此时的B2相仍具有磁驱马氏体相变和磁场驱动应变的性质。这是首次在具有热弹马氏体相变的材料中实现冷形变诱发的B2-γ结构相变。γ相的高韧性和B2相的热弹马氏体相变使得Fe44Mn28Ga28可兼具优越的机械性能和可磁场驱动马氏体相变的特性。这使得FeMnGa具有非常大的应用潜力。实验结果表明,同一成份的FeMnGa除了可以形成B2、γ和四方马氏体相外,还具有D019型六角相,并且该六角相的成相区域可以扩展到整个Fe3-xMnxGa（x=0～3）成份区域。正分Mn2FeGa具有自旋玻璃转变和大的交换偏置场,交换偏置场来自团簇自旋玻璃和亚铁磁基体的竞争导致的磁交换各向异性。此外,在具有非共线磁结构的六角Mn3Ga中,观察到了反常霍尔到拓扑霍尔的转变。拓扑霍尔效应来自六角相在低温畸变到正交相时造成自旋取向改变。这些现象说明,FeMnGa除了可以作为磁相变材料外,还可以作为其他类型的磁性多功能材料。以上结果表明,尽管Heusler合金已经被广泛研究,其中仍蕴含着许多重要的新现象和新性能等待被发现。发现他们,表征他们,并开发他们,能够最大限度地拓展Heusler合金的应用价值以及加深对基础物理的理解。
张桐桐[8]（2018）在《(Ti5Si3-TiAl)/TiAl层状复合板组织形成机制与高温力学及抗氧化行为》文中研究表明TiAl合金具有密度低、比模量和比强度高以及优异的抗氧化和抗蠕变能力等优点,被认为是一种在航空航天等领域中具有潜在应用前景的轻质高温结构材料。随着现代工业的高速发展,超音速飞行器、涡轮发动机的结构部件及热防护系统等对轻质高强合金板材的要求愈加苛刻。然而TiAl合金较差的室温塑性及热加工成形性导致其板材及复杂构件的成形制备极其困难。此外,TiAl合金在高温强度及抗氧化性能上的不足,在一定程度上也限制了其实际的工业化应用。因此,对高性能大尺寸TiAl合金板材的制备加工提出了很大的挑战。本文以Al-Si合金箔和纯Ti箔为原料,采用热压成形及反应退火合成的工艺方法,成功制备出（Ti5Si3-TiAl）/TiAl层状复合板,这种方法避免了对脆性TiAl合金的直接轧制变形,同时将原位自生技术与层状结构设计相结合实现了复合板的强韧化。通过扫描电镜（SEM）、透射电镜（TEM）及X射线衍射（XRD）等多种表征手段,系统地研究了反应退火合成过程中的微观组织演化规律及合成机理,测试了层状复合板的室温及高温力学性能,建立了层状复合板微观组织与力学性能之间的相互关系,揭示了层状复合板的强韧化机制,进一步表征和评价了层状复合板的高温氧化性能。低温反应退火研究表明,Ti/（Al-Si）层状复合板在700oC合成时主要基于固液反应模式。固态Ti与液态Al之间发生化学反应形成TiAl3相,同时Al-Si合金中的Si逐渐固溶到生成的TiAl3中形成Ti（Al,Si）3固溶体,低温反应退火后得到Ti/Ti（Al,Si）3层状复合板。在Ti（Al,Si）3层中存在Si的化学成分梯度,即从Ti（Al,Si）3层的中心向两侧呈现逐渐降低的趋势,通过延长低温退火时间可以降低Ti（Al,Si）3层中Si的化学成分梯度直到达到均匀。通过原位透射电镜在Ti/Ti（Al,Si）3层状复合板中观察到Si在TiAl3中的析出行为,即Ti（Al,Si）3固溶体中先形成富Si纳米团簇,再原位转变为亚稳态Ti7Al5Si12,最终析出稳态Ti5Si3。微观组织观察表明,低温反应退火后的Ti/（Al-Si）层状复合板再经过1250oC/3h/40MPa+1300oC/10min的高温反应退火可以制备出组织致密的（Ti5Si3-TiAl）/TiAl层状复合板,由等轴晶层和全片层交替排列组成。原位自生的Ti5Si3与TiAl基体结合良好,显着细化了基体的等轴晶和片层团簇,大多数反应生成的Ti5Si3颗粒弥散分布在等轴晶层,只有少量Ti5Si3颗粒存在于片层团簇的界面或内部,形态主要呈颗粒状,此外也发现了少量针状的Ti5Si3。随着测试温度的升高,7.2vol.%（Ti5Si3-TiAl）/TiAl层状复合板的抗拉强度先升高后降低,延伸率逐渐增加,且韧脆转变温度在750oC到800oC之间。层状复合板800oC时的抗拉强度最高达到542MPa,延伸率为6.1%,展示出了良好的强度和塑性之间的匹配,原位自生的Ti5Si3颗粒对TiAl基体的细化作用及独特的层状结构设计是拉伸性能大幅提升的主要原因。此外,增强体含量对层状复合板的拉伸性能也有一定的影响。随着Ti5Si3增强体含量的增加,层状复合板的抗拉强度及延伸率呈现先增加后减小的趋势。（Ti5Si3-TiAl）/TiAl层状复合板的高温氧化试验表明,层状复合板在750oC900oC温度范围内氧化动力学均呈现抛物线规律,（Ti5Si3-TiAl）/TiAl层状复合板的抗氧化性能明显优于纯TiAl层状板,并随着层状复合板中Ti5Si3含量的增加,层状复合板的高温抗氧化性能逐渐增加。尽管层状复合板经过800oC氧化100h的氧化产物类型及氧化膜的多层结构基本与纯TiAl层状板一致,但氧化膜的整体厚度显着降低且表面形成了更加细小致密的Ti O2层。
李栋梁[9]（2016）在《激光熔覆FeCrNiMnSixMoy高熵合金涂层组织与性能研究》文中进行了进一步梳理传统意义上,合金作为结构材料广泛应用于各种场合,近年来,高熵合金突破传统合金瓶颈以其独特性能引起国内外学者的广泛关注,但是目前关于采用激光制备高熵合金的报道较少。为了获得性能优异的高熵合金涂层材料,本论文采用激光熔覆的方法在Q235钢表面制备FeCrNiMnMoSix、FeCrNiMnMox B0.5、FeCrNiMnMox Si0.5B0.5系高熵合金涂层,并利用光学金相显微镜（OM）、X-射线衍射仪（XRD）、配有能谱仪扫描电子显微镜（SEM）、显微硬度计、箱式电阻炉及多通道电化学工作站,分别研究了高熵合金涂层的微观结构、物相、组织成分、显微硬度、高温软化性能及腐蚀性能。对FeCrNiMnMoSix系高熵合金涂层分析结果表明,FeCrNiMnMoSix（x=0.2,0.4,0.6）高熵合金涂层组织主要为典型的树枝晶,当x=0.2时,涂层枝晶间中出现条状共晶组织,而随着Si含量的增加,条状组织消失。涂层的物相主要由FCC和金属间化合物构成,Si的添加促进了金属间化合物的形成,同时该系列高熵合金的显微硬度在500～800 HV0.2,且涂层的显微硬度随着Si含量的增加先降低后又有少许的增加。而经过800℃、1000℃退火后,涂层组织有稍微的长大,条状组织变为针状,涂层的物相变得简单,金属间化合物含量变少,而经退火,涂层的显微硬度均有所降低,但是下降的幅度不大,表现出较好的抗高温软化能力。针对模拟饱和盐水泥浆腐蚀溶液,FeCrNiMnMoSi0.2高熵合金涂层的自腐蚀电流（Icorr）为2.799 u A,明显低于基材和其他合金涂层,因此表现出较好的耐蚀性。同时针对FeCrNiMnMoSi0.2,对其在20℃、40℃、60℃的腐蚀液中进行极化和循环极化,结果表明,在20℃、40℃腐蚀液中同样表现出较好的耐蚀性,而在60℃的耐蚀性较差。对FeCrNiMnMoxB0.5系高熵合金涂层分析结果表明,FeCrNiMnMox B0.5（x=0,0.4,0.8,1）高熵合金涂层组织为树枝晶,分布少量的等轴晶,涂层的物相主要为FCC和少量硼化物,随着Mo元素的增加,涂层硼化物的衍射峰逐渐增强,同时涂层的显微硬度在300～650 HV0.2,而较添加Si时有明显的下降,电化学测试表明,没有添加Mo时的自腐蚀电流密度为10.408 u A,而当x=0.4,1时,Icorr分别为0.35 u A和0.633 u A,涂层中硼化物的形成提高了涂层的耐蚀性。对FeCrNiMnMoxSi0.5B0.5系高熵合金涂层分析结果表明,FeCrNiMnMox Si0.5B0.5（x=0,0.5,0.8）高熵合金涂层组织为树枝晶,物相主要也为FCC和少许的硅化物,涂层的显微硬度在400～650 HV0.2,且硬度分布比较平均,较单独添加B元素时,显微硬度有一定的提升,而较单独添加Si元素时,显微硬度有一定的下降,说明Si元素能够明显提高涂层的显微硬度,电化学试验表明,当x=0.8时,涂层在腐蚀液中的Icorr=1.629 u A,阻抗最大,循环极化图中出现负的迟滞现象,表现出较好的耐点蚀能力。针对FeCrNiMnMo0.8Si0.5B0.5在850℃、950℃、1050℃,退火5小时后发现,涂层主相没有发生明显变化,在1050℃仍然具有极高的硬度,说明FeCrNiMnMo0.8Si0.5B0.5在1050℃具有良好的抗高温软化能力。因此通过不断调配元素的的变化,综合比较FeCrNiMnMo0.8Si0.5B0.5高熵合金涂层性能最优。
韩靖[10]（2009）在《表面自纳米化不锈钢与钛合金扩散连接研究》文中认为在异种金属材料的固态扩散连接过程中,为了实现原子的互扩散和有效的冶金结合,需在较高温度下进行长时间连接。但由于异种金属材料之间存在较大的物理、化学和力学性能差异,在连接界面处易生成较厚的金属间化合物,扩散层晶粒粗化,接头内应力增大,从而恶化了接头的力学性能。针对这一困扰工程界多年的问题,本文采用高能喷丸（High energy shot peening, HESP）工艺,对0Cr18Ni9Ti不锈钢与TA17近α钛合金的连接界面进行表面自纳米化（Surface self-nanocrystallization,SSNC）处理,获得了一定厚度的纳米晶组织,以期望促进原子在扩散连接过程中的互扩散,降低连接温度,缩短连接时间,抑制脆性金属间化合物的生长,改善接头组织,提高接头力学性能。这由于表面自纳米化纳米组织中含有高体积分数的晶界,能够为原子扩散提供大量通道,同时纳米组织中具有较高的吉布斯自由能,降低了原子的扩散激活能,有利于提高扩散连接过程中原子的扩散系数。文中对高能喷丸处理后的不锈钢和钛合金的纳米组织进行了表征;试验研究了不锈钢和钛合金表面层纳米组织的热稳定性;采用恒温恒压、脉冲加压对表面自纳米化0Cr18Ni9Ti不锈钢与TA17近α钛合金进行扩散连接;借助拉伸实验机、金相观察、显微硬度测试、扫描电镜观察、能谱分析、X-射线衍射等分析手段研究了表面自纳米化钛合金与不锈钢扩散连接接头的组织结构和性能。研究表明,采用高能喷丸对0Cr18Ni9Ti不锈钢与TA17钛合金进行表面自纳米化处理后,分别在端面以下70μm和50μm左右深度内形成了等轴纳米晶。晶粒细化机理与晶格结构和层错能密切相关,不锈钢的晶粒细化机理为位错+孪生变形+应变诱导马氏体相变机制;钛合金的粒细化机理为孪生+位错滑移机制。在高能喷丸过程中,应力和应变速率随着深度的增加逐渐减小,从而使变形层内的晶粒尺寸随深度增加逐渐增大并过渡到基体晶粒尺寸。采用退火处理对钛合金与不锈钢的高能喷丸纳米组织进行了热稳定性试验研究,结果表明不锈钢与钛合金的高能喷丸纳米晶组织分别在不超过650℃和550℃退火时,有相对较好的热稳定性;不锈钢与钛合金纳米组织在850℃退火30min后,晶粒尺寸分别不超过80nm和100nm。在800～900℃之间,采用8MPa恒定轴向压力,对表面自纳米化0Cr18Ni9Ti不锈钢和TA17钛合金进行恒温恒压扩散连接（Constant Temperature and Pressure Diffusion Bonding, CTPDB） 20min后,在850℃连接时获得了最高拉伸强度为327MPa接头,比粗晶试样采用相同扩散连接工艺获得的接头拉伸强度高出60MPa以上。在650～750℃之间对表面自纳米化0Cr18Ni9Ti不锈钢和TA17钛合金采用脉冲加压扩散连接（Pulse Pressure Diffusion Bonding, PPDB）后,获得了具有一定拉伸强度的连接接头。本文首次在低于800℃以下获得了钛合金与不锈钢的扩散连接接头。经对800℃以下的脉冲加压扩散连接工艺参数进行优化,在升温和降温速度一定,压力脉冲频率一定的条件下,得到优化工艺参数为:连接温度T=750℃,最大脉冲压力Pmax=150MPa,最小脉冲压力Pmin=80MPa,脉冲次数n=400次,在此工艺下得到的接头拉伸强度达到262MPa。在850℃时,采用最小脉冲压力Pmin=8MPa,最大脉冲压力Pmax=50MPa,脉冲频率f=0.5Hz的工艺参数,对表面自纳米化TA17钛合金和0Cr18Ni9Ti不锈钢进行脉冲加压扩散连接80s后,获得了最大拉伸强度为384.0MPa的接头,比粗晶试样采用相同扩散连接工艺获得的接头拉伸强度高出60MPa以上。对上述不同扩散连接工艺下得到的接头的物相和组织进行分析研究,结果表明,从不锈钢侧到钛合金侧依次形成了不同的物相,分别为奥氏体（不锈钢基体）、金属间化合物、β-Ti固溶体和α-Ti固溶体（钛合金基体）。金属间化合物中主要有σ相、Fe2Ti、FeTi等,金属间化合物层的厚度随连接温度的降低而减少。与常规粗晶试样相比,经相同扩散连接工艺连接后,表面自纳米化试样接头中金属间化合物的数量减少,分布得到了改善,从而提高了接头的力学性能。对接头拉伸断口分析表明,断裂发生在金属间化合物与β-Ti固溶体交界区域,拉伸时β-Ti固溶体承受了主要拉伸载荷,金属间化合物是导致裂纹扩展和断裂的主要原因。对表面自纳米化试样中原子扩散动力学进行了计算,计算结果与常规粗晶试样中对应的结果对比表明,Fe、Ti原子的扩散激活能降低,扩散系数提高。通过本试验研究表明,将表面自纳米化技术应用于钛合金与不锈钢的扩散连接中,实现了钛合金与不锈钢的低温、短时、高效连接,改善了接头组织,提高了接头性能,最大限度地减小了金属间化合物的有害作用,为异种金属的连接提供了一种新的方法。
二、机械合金化Nd—11Fe-Ti合金和机械研磨 NdFe_(11)Ti化合物退火时的相转变（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、机械合金化Nd—11Fe-Ti合金和机械研磨 NdFe_(11)Ti化合物退火时的相转变（论文提纲范文）
（1）合金化（Nd,Co,Zr）和制备工艺对La-Y-Ni系A2B7型储氢合金微观结构和电化学性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 氢的储存方式 |
| 1.2.1 气态储氢 |
| 1.2.2 液态储氢 |
| 1.2.3 固态储氢 |
| 1.3 合金储氢基本原理 |
| 1.3.1 气-固相吸放氢反应 |
| 1.3.2 储氢合金电化学储氢反应 |
| 1.4 稀土系储氢合金电极材料的研究进展 |
| 1.5 本课题选题目的和主要内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 储氢合金成分设计及样品制备 |
| 2.1.1 储氢合金成分设计 |
| 2.1.2 电弧熔炼制备合金 |
| 2.1.3 感应熔炼制备合金 |
| 2.2 合金微观组织与相结构分析 |
| 2.2.1 XRD相结构分析 |
| 2.2.2 微观组织形貌及成分分析 |
| 2.3 储氢合金气态储氢性能测试 |
| 2.4 合金电极的电化学性能测试 |
| 2.4.1 合金电极的制作 |
| 2.4.2 电化学性能测试装置及测试方法 |
| 第3章 稀土Nd和热处理对La-Nd-Y-Ni-Co系A_2B_7型储氢合金微观结构和电化学性能的影响 |
| 3.1 Nd元素对La_(0.35-x)Nd_xY_(0.65)Ni_(3.03)Mn_(0.17)Al_(0.1)Co_(0.2)(x=0-0.35)合金的微观结构和电化学性能的影响 |
| 3.1.1 退火合金的微观组织和相结构 |
| 3.1.2 退火合金的电化学性能 |
| 3.2 热处理对La_(0.15)Nd_(0.2)Y_(0.65)Ni_(3.03)Mn_(0.17)Al_(0.1)Co_(0.2)合金的微观结构和电化学性能的影响 |
| 3.2.1 不同温度退火合金的微观组织与相结构 |
| 3.2.2 不同温度退火合金的电化学性能 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 Co/Zr元素对A_2B_7型储氢合金微观结构和电化学性能的影响 |
| 4.1 Co元素对Nd-Y-Ni系A_2B_7型合金的微观结构和电化学性能的影响 |
| 4.1.1 Nd_(0.35)Y_(0.65)Ni_(3.23-x)Mn_(0.17)Al_(0.1)Co_x(x=0-1)合金的微观组织及相结构 |
| 4.1.2 Nd_(0.35)Y_(0.65)Ni_(3.23-x)Mn_(0.17)Al_(0.1)Co_x(x=0-1)合金的电化学性能 |
| 4.2 Zr元素对A_2B_7型合金的微观结构及电化学性能的影响 |
| 4.2.1 电弧熔炼La_(0.33)Y_(0.67)Ni_(3.13-x)Mn_(0.17)Al_(0.1)Ti_(0.1)Zr_x(x=0-0.17)合金的微观结构及电化学性能 |
| 4.2.2 感应熔炼La_(0.33)Y_(0.67)Ni_(3.13-x)Mn_(0.17)Al_(0.1)Ti_(0.1)Zr_x(x=0-0.17)合金的微观结构及电化学性能 |
| 4.3 本章小结 |
| 第5章 制备方法对La-Y-Ni系 A_2B_7型储氢合金微观结构和电化学性能的影响 |
| 5.1 制备方法对La_(0.35)Y_(0.65)Ni_(3.23)Mn_(0.17)Al_(0.10)合金微观结构和气-固储氢性能的影响 |
| 5.2 制备方法对La_(0.35)Y_(0.65)Ni_(3.23)Mn_(0.17)Al_(0.10)合金电化学性能的影响 |
| 5.3 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录A 攻读硕士期间所发表的论文 |
（2）(Fe50Mn30Co10Cr10)97C2Mo与CoCrNi合金表面纳米化研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 前言 |
| 1.2 高熵合金的简介 |
| 1.2.1 高熵合金的定义 |
| 1.2.2 高熵合金的特点 |
| 1.2.3 高熵合金的力学性能 |
| 1.2.4 高熵合金的应用 |
| 1.3 高熵合金的制备 |
| 1.4 表面纳米化研究现状 |
| 1.5 高熵合金的组织和结构 |
| 1.5.1 轧制对组织和结构的影响 |
| 1.5.2 热处理对组织和结构的影响 |
| 1.6 研究的意义和内容 |
| 1.6.1 研究意义 |
| 1.6.2 研究内容 |
| 2 实验方法 |
| 2.1 材料设计 |
| 2.2 材料的制备 |
| 2.3 合金的轧制 |
| 2.4 滑动摩擦处理 |
| 2.5 组织及性能表征 |
| 2.5.1 X射线衍射仪 |
| 2.5.2 扫描电子显微镜 |
| 2.5.3 透射电子电镜 |
| 2.5.4 显微硬度 |
| 2.5.5 拉伸实验 |
| 3 (Fe_(50)Mn_(30)Co_(10)Cr_(10))_(97)C_2Mo合金轧制及表面纳米化 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 轧制态(Fe_(50)Mn_(30)Co_(10)Cr_(10))_(97)C_2Mo合金 |
| 3.2.1 XRD分析 |
| 3.2.2 扫描与能谱分析 |
| 3.2.3 EBSD分析 |
| 3.2.4 TEM分析 |
| 3.3 不同载荷下的(Fe_(50)Mn_(30)Co_(10)Cr_(10))_(97)C_2Mo合金表面纳米化 |
| 3.3.1 XRD分析 |
| 3.3.2 EBSD分析 |
| 3.3.3 截面硬度分析 |
| 3.3.4 力学性能分析 |
| 3.3.5 断口形貌分析 |
| 3.4 不同循环次数下的(Fe_(50)Mn_(30)Co_(10)Cr_(10))_(97)C_2Mo合金表面纳米化 |
| 3.4.1 XRD分析 |
| 3.4.2 EBSD分析 |
| 3.4.3 截面硬度分析 |
| 3.4.4 不同循环滑动摩擦处理后的应力应变曲线分析 |
| 3.4.5 断口形貌分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 热处理对(Fe_(50)Mn_(30)Co_(10)Cr_(10))_(97)C_2Mo合金表面纳米化的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 热处理工艺的选择 |
| 4.3 热处理对表面纳米化态(Fe_(50)Mn_(30)Co_(10)Cr_(10))_(97)C_2Mo合金的影响 |
| 4.3.1 XRD分析 |
| 4.3.2 EBSD分析 |
| 4.3.3 截面硬度分析 |
| 4.3.4 力学性能分析 |
| 4.3.5 断口形貌分析 |
| 4.3.6 TEM分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 CoCrNi合金表面纳米化研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 冷轧后退火对CoCrNi的影响 |
| 5.2.1 XRD分析 |
| 5.2.2 扫描分析 |
| 5.2.3 显微硬度分析 |
| 5.2.4 应力应变曲线分析 |
| 5.3 滑动摩擦处理对CoCrNi合金的影响 |
| 5.3.1 EBSD分析 |
| 5.3.2 TEM分析 |
| 5.3.3 低温应力应变曲线 |
| 5.3.4 背应力 |
| 5.4 热处理对表面纳米化的影响 |
| 5.4.1 EBSD分析 |
| 5.4.2 TEM分析 |
| 5.4.3 截面硬度分析 |
| 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及成果 |
| 致谢 |
（3）ThMn12型稀土永磁的制备、微结构及其磁性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 磁学基本理论 |
| 1.1.1 居里温度 |
| 1.1.2 磁各向异性 |
| 1.1.3 交换耦合作用 |
| 1.1.4 退磁场 |
| 1.1.5 磁畴 |
| 1.1.6 磁滞回线及磁参数 |
| 1.2 永磁材料概述 |
| 1.2.1 永磁材料发展历程 |
| 1.2.2 稀土危机及其对稀土产业的影响 |
| 1.3 ThMn_(12)型稀土永磁材料 |
| 1.3.1 ThMn_(12)型永磁的结构和磁性 |
| 1.3.2 ThMn_(12)型稀土永磁的研究进展 |
| 1.4 选题意义及主要研究内容 |
| 1.4.1 意义 |
| 1.4.2 合金成分设计及整体思路 |
| 第二章 实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 磁体的制备 |
| 2.2.1 氩弧熔炼 |
| 2.2.2 甩带 |
| 2.2.3 热处理 |
| 2.2.4 热压热变形 |
| 2.3 测试与表征 |
| 2.3.1 x射线衍射分析 |
| 2.3.2 磁性能分析 |
| 2.3.3 SDT同步差示扫描量热分析 |
| 2.3.4 扫描电子显微分析 |
| 2.3.5 透射电子显微分析 |
| 2.3.6 ~(57)Fe穆斯堡尔谱分析 |
| 第三章 Sm_xZr_(0.2)(Fe_(0.8)Co_(0.2))_(11.5)Ti_(0.5)(x=0.8-1.4)合金相结构与内禀性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验方法 |
| 3.3 结果讨论 |
| 3.3.1 合金铸锭相结构和微观组织分析 |
| 3.3.2 合金内禀性能分析 |
| 3.3.3 热处理对合金铸锭相结构和微观组织的影响 |
| 3.3.4 热处理对合金内禀性能的影响 |
| 3.3.5 合金甩带带材相结构和微观组织 |
| 3.3.6 合金甩带带材的磁性能 |
| 3.3.7 穆斯堡尔谱分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 Sm_(1.2)Zr_(0.2)(Fe_(0.8)Co_(0.2))_(11.5-y) Ti_(0.5)M_y(M=Nb、Ti、V,y=0.2、0.4)合金相结构与内禀性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方法 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.3.1 Nb、Ti、V替代对铸锭相结构的影响 |
| 4.3.2 Nb、Ti、V替代对铸锭微观组织的影响 |
| 4.3.3 Nb、Ti、V替代对铸锭内禀性能的影响 |
| 4.3.4 Nb、Ti、V替代对带材相结构的影响 |
| 4.3.5 Nb、Ti、V替代对带材磁性能的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 热压磁体及晶界扩散工艺的探索 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方法 |
| 5.3 结果与讨论 |
| 5.3.1 热压磁体的组织结构 |
| 5.3.2 热压磁体的磁性能 |
| 5.3.3 晶界扩散对磁体性能的影响 |
| 5.3.4 热变形磁体的组织结构 |
| 5.3.5 热变形磁体的磁性能 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 总结与展望 |
| 6.1 总结 |
| 6.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 作者在读期间发表的学术论文及参加的科研项目 |
（4）Fe-Ga（Al）磁致伸缩合金薄带与涂层的制备、性能及应用基础研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 磁致伸缩及磁致伸缩材料 |
| 2.1.1 磁致伸缩效应 |
| 2.1.2 磁致伸缩材料的发展 |
| 2.1.3 磁致伸缩材料的应用 |
| 2.2 Fe-Ga磁致伸缩材料的研究概况 |
| 2.2.1 Fe-Ga合金的相结构 |
| 2.2.2 Fe-Ga合金的磁致伸缩性能 |
| 2.2.3 Fe-Ga合金力学性能 |
| 2.3 轧制Fe-Ga合金薄带的研究概况 |
| 2.3.1 磁致伸缩与织构 |
| 2.3.2 高斯晶粒的轧制变形行为 |
| 2.3.3 Fe-Ga合金薄板中{100}织构的控制 |
| 2.4 Fe-Ga合金的磁-机械耦合性能 |
| 2.4.1 扭矩传感器 |
| 2.4.2 磁致伸缩换能器 |
| 3 研究意义、内容及方法 |
| 3.1 研究意义 |
| 3.2 研究内容 |
| 3.3 研究方法 |
| 3.3.1 样品制备 |
| 3.3.2 组织结构分析 |
| 3.3.3 织构的分析 |
| 3.3.4 硬度分析 |
| 3.3.5 热力学分析 |
| 3.3.6 力学性能分析 |
| 3.3.7 磁性能检测 |
| 3.3.8 超声导波测试 |
| 4 Fe-Ga-NbC合金薄带的织构演变、磁性能及力学性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Fe-Ga-NbC合金薄带的组织组织和性能 |
| 4.2.1 轧制工艺 |
| 4.2.2 轧制合金薄带的组织结构 |
| 4.2.3 轧制合金薄带的磁致伸缩性能 |
| 4.3 二次再结晶薄板制备合金薄带的再结晶演变及性能 |
| 4.3.1 合金薄带的轧制取向分析 |
| 4.3.2 合金薄带的再结晶组织演变及取向分析 |
| 4.3.3 再结晶合金薄带的磁致伸缩性能 |
| 4.3.4 合金薄带的力学性能 |
| 4.4 定向凝固板坯制备合金薄带的再结晶组织演变及性能 |
| 4.4.1 合金薄带的轧制取向分析 |
| 4.4.2 合金薄带的再结晶组织演变及取向分析 |
| 4.4.3 再结晶合金薄带的磁致伸缩性能 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 Fe-Ga(Al)合金涂层的制备及磁性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Fe-Ga(Al)合金粉末的制备及组织结构 |
| 5.2.1 粉末颗粒的形貌及元素含量 |
| 5.2.2 粉末颗粒的相分析 |
| 5.2.3 粉末颗粒的显微组织 |
| 5.3 Fe-Ga(Al)合金涂层的制备 |
| 5.4 Fe-Ga合金涂层的微观组织和性能 |
| 5.4.1 Fe-Ga合金涂层的微观组织 |
| 5.4.2 Fe-Ga合金涂层的磁性能与磁致伸缩性能 |
| 5.4.3 Fe-Ga合金涂层的显微硬度 |
| 5.4.4 Fe-Ga合金涂层的结合强度 |
| 5.5 热处理对Fe-Ga合金涂层的组织结构与磁致伸缩性能的影响 |
| 5.5.1 热处理过程中Fe-Ga合金涂层的微观组织演变 |
| 5.5.2 热处理过程中Fe-Ga合金涂层的磁致伸缩性能演变 |
| 5.6 Fe-Al合金涂层的微观组织和性能 |
| 5.6.1 Fe-Al合金涂层的微观组织 |
| 5.6.2 Fe-Al合金涂层的磁性能与磁致伸缩性能 |
| 5.6.3 Fe-Al合金涂层的显微硬度 |
| 5.7 热处理对Fe-Al合金涂层的组织结构与磁致伸缩性能的影响 |
| 5.7.1 热处理过程中Fe-Al合金涂层的微观组织演变 |
| 5.7.2 热处理过程中Fe-Al合金涂层的磁性能 |
| 5.7.3 热处理过程中Fe-Al合金涂层的磁致伸缩性能 |
| 5.8 本章小结 |
| 6 Fe-Ga(Al)合金薄带与涂层的超声导波应用基础研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 Fe-Ga-NbC合金薄带在铝板SH导波检测中的应用 |
| 6.2.1 Fe-Ga-NbC合金薄带的磁性能 |
| 6.2.2 Fe-Ga-NbC合金薄带在铝板SH导波检测中的应用 |
| 6.3 Fe-Ga(Al)涂层在管道轴向L类型导波检测中的应用 |
| 6.3.1 Fe-Ga合金涂层在管道轴向检测中的应用 |
| 6.3.2 Fe-Al合金涂层在管道轴向检测中的应用 |
| 6.4 Fe-Ga涂层在管道轴向T类型导波检测中的应用 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 Fe-Ga-NbC合金薄带在扭矩传感器中的应用基础研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 (Fe_(83)Ga_(17)_(99.9)(NbC)_(0.1)合金薄带的磁性能 |
| 7.3 装置设计与测试结果 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 结论及创新点 |
| 8.1 全文结论 |
| 8.2 创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（5）CoCrFeMnNi基高熵合金涂层组织演化机制及耐磨耐蚀性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 高熵合金的发展史及定义 |
| 1.3 高熵合金相预测 |
| 1.4 元素对高熵合金组织和性能的影响 |
| 1.5 高熵合金涂层的研究现状 |
| 1.6 选题意义及研究内容 |
| 2 实验材料及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 高熵合金涂层体系设计 |
| 2.3 涂层制备设备及工艺 |
| 2.4 样品制备及分析表征测试方法 |
| 2.5 性能测试 |
| 3 Ti元素对CoCrFeMnNi基高熵合金涂层结构与性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验过程 |
| 3.3 涂层的物相分析 |
| 3.4 涂层的微观组织 |
| 3.5 显微硬度分析 |
| 3.6 摩擦磨损性能及磨损机理分析 |
| 3.7 电化学性能及腐蚀机理分析 |
| 3.8 本章小结 |
| 4 CuCrFeNi_2Tix系高熵合金涂层的组织与性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验过程 |
| 4.3 涂层的物相分析 |
| 4.4 涂层的微观组织 |
| 4.5 显微硬度分析 |
| 4.6 摩擦磨损性能及磨损机理分析 |
| 4.7 电化学性能及腐蚀机理分析 |
| 4.8 本章小结 |
| 5 CoCrAl_(0.5)NiCu_(0.5)系高熵合金涂层的组织与性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 等离子熔覆CoCrAl_(0.5)NiCu_(0.5)系高熵合金涂层的组织与性能 |
| 5.3 放电等离子烧结制备CoCrAl_(0.5)NiCu_(0.5)系高熵合金涂层的组织与性能 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 Cu_(0.5)CrAlFeNiTix系高熵合金涂层的组织与性能 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验过程 |
| 6.3 涂层的物相分析 |
| 6.4 涂层的微观组织 |
| 6.5 显微硬度分析 |
| 6.6 摩擦磨损性能及磨损机理分析 |
| 6.7 电化学性能及腐蚀机理分析 |
| 6.8 本章小结 |
| 7 结论、创新点与展望 |
| 7.1 主要结论 |
| 7.2 主要创新点 |
| 7.3 展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历 |
| 致谢 |
| 学位论文数据集 |
（6）Fe2TiSn基化合物的制备及热电性能优化（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 热电效应简介 |
| 1.1.1 Seebeck效应 |
| 1.1.2 Peltier效应 |
| 1.1.3 Thomson效应 |
| 1.1.4 Kelvin关系式 |
| 1.1.5 热电性能优值与热电转换效率 |
| 1.2 材料性能的基本物理参数 |
| 1.3 Heusler合金 |
| 1.3.1 Heusler合金概述 |
| 1.3.2 Heusler合金晶体结构 |
| 1.3.3 Heusler合金类型 |
| 1.3.4 Heusler合金在热电领域发展现状 |
| 1.4 燃烧合成方法简介 |
| 1.4.1 自蔓延高温合成 |
| 1.4.2 热爆合成 |
| 1.5 本论文选题的研究目的和研究内容 |
| 第2章 研究方法与实验设备 |
| 2.1 实验流程 |
| 2.2 材料合成与制备设备 |
| 2.2.1 实验原料 |
| 2.2.2 自蔓延高温合成(SHS)方法及设备 |
| 2.2.3 PAS烧结方法和设备介绍 |
| 2.3 材料相组成、成分及微结构的表征设备 |
| 2.3.1 物相分析 |
| 2.3.2 微观结构表征 |
| 2.3.3 材料成分分析 |
| 2.4 材料电热传输性能的测试设备及原理 |
| 2.4.1 电导率和Seebeck系数测试 |
| 2.4.2 热性能测试 |
| 2.4.3 Hall系数测试 |
| 第3章 SHS-AN-PAS技术制备p型Fe_2TiSn化合物块体的微结构及热电性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 SHS技术制备Fe_2TiSn化合物的实验探索 |
| 3.2.1 实验部分 |
| 3.2.2 SHS反应工艺的优化 |
| 3.2.3 小结 |
| 3.3 SHS过程反应热力学分析 |
| 3.3.1 Fe-Ti-Sn体系相图分析 |
| 3.3.2 Fe-Ti-Sn体系反应标准摩尔生成吉布斯自由能的计算 |
| 3.3.3 小结 |
| 3.4 Fe_2TiSn相形成过程与生长机理分析 |
| 3.4.1 淬熄法简介 |
| 3.4.2 SHS反应中间过程探索 |
| 3.4.3 SHS过程微结构分析 |
| 3.4.4 Fe_2TiSn相和结构的形成机理分析 |
| 3.4.5 小结 |
| 3.5 SHS产物PAS工艺探索与性能表征 |
| 3.5.1 SHS产物直接PAS烧结 |
| 3.5.2 SHS产物退火后PAS烧结 |
| 3.5.3 小结 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 Si微固溶对p型 Fe_2TiSn化合物热电性能优化分析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方法 |
| 4.3 Fe_2TiSn_xSi_(1-x)化合物的相结构与热电性能 |
| 4.3.1 Fe_2TiSn_xSi_(1-x)化合物的相组成与微结构 |
| 4.3.2 电输运性能 |
| 4.3.3 热输运性能 |
| 4.3.4 热电性能优值ZT |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 Ni、Co重掺杂制备n型Fe_(2-2x)Y_(2x)TiSn化合物热电性能优化分析 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方法 |
| 5.3 Co固溶制备Fe_(2-2x)Co_(2x)TiSn化合物的相结构和热电性能 |
| 5.3.1 Fe_(2-2x)Co_(2x)TiSn化合物的相组成与微结构 |
| 5.3.2 电输运性能 |
| 5.3.3 热输运性能 |
| 5.3.4 热电性能优值ZT |
| 5.4 Ni重掺杂制备Fe_(2-2x)Ni_(2x)TiSn化合物相结构与热电性能 |
| 5.4.1 Fe_(2-2x)Ni_(2x)TiSn化合物的相组成与微结构 |
| 5.4.2 电输运性能 |
| 5.4.3 热输运性能 |
| 5.4.4 热电性能优值ZT |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表论文情况 |
| 致谢 |
（7）Heusler型半金属和磁相变材料新发现与物性研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述及课题研究背景 |
| 2.1 Heusler合金 |
| 2.1.1 Heusler合金概述 |
| 2.1.2 Heusler合金种类 |
| 2.1.3 Heusler合金中的D019型六角相 |
| 2.1.4 Heusler合金中的反向畴界 |
| 2.1.5 Heusler合金应用 |
| 2.2 Heusler型半金属及其进展 |
| 2.2.1 半金属(Half-metal)概述 |
| 2.2.2 半金属能带结构 |
| 2.2.3 半金属能隙起源 |
| 2.2.4 Slater-Pauling法则 |
| 2.2.5 半金属能带结构变体 |
| 2.3 Heusler型磁性形状记忆合金 |
| 2.3.1 铁磁马氏体相变 |
| 2.3.2 磁相变材料中的磁电阻行为 |
| 2.3.3 磁相变材料中的自旋玻璃和交换偏置 |
| 2.3.4 磁相变材料中的同质多晶现象 |
| 2.4 本课题的意义、目的及研究内容 |
| 3 实验方法与理论计算 |
| 3.1 样品制备及方法 |
| 3.1.1 非自耗真空电弧熔炼 |
| 3.1.2 真空甩带快淬设备 |
| 3.1.3 样品冷轧处理 |
| 3.1.4 退火与淬火处理 |
| 3.2 测量设备及原理 |
| 3.2.1 X射线衍射分析 |
| 3.2.2 差示扫描量热法 |
| 3.2.3 振动样品磁强计 |
| 3.2.4 磁性测量:超导量子干涉磁强计 |
| 3.2.5 综合物性测量系统 |
| 3.2.6 洛伦兹电镜 |
| 3.3 理论计算方法 |
| 3.3.1 绝热近似 |
| 3.3.2 Hartree-Fock近似 |
| 3.3.3 密度泛函理论(Hibenberg-Kohn定理) |
| 3.3.4 Kohn-Sham方程 |
| 3.3.5 交换关联泛函简化 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 四元Heusler合金CoFeTiZ(Z为主族元素)及其半金属性 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 计算方法和实验方法 |
| 4.3 结果与讨论 |
| 4.3.1 四元Heusler合金CoFeTiZ及其成相 |
| 4.3.2 CoFeTiZ的电子结构及其半金属性 |
| 4.3.3 CoFeTiGa的元素替及其半金属性的实现 |
| 4.3.4 p-d和d-d杂化对四元Heusler合金体系半金属能隙影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 Heusler型反铁磁半金属及自旋零能隙半导体第一性原理计算 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 理论计算方法 |
| 5.3 结果与讨论 |
| 5.3.1 C1_b型Mn_2Z(Z=Si,Ge)及其反铁磁半金属性 |
| 5.3.2 空间对称性对态密度分布影响 |
| 5.3.3 反铁磁半金属的能隙调控 |
| 5.3.4 Heusler型反铁磁自旋零能隙半导体 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 甩带NiFeGa中的反向畴界诱发的磁性和磁电阻反常行为 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验方法 |
| 6.3 结果与讨论 |
| 6.3.1 APB对磁化的抑制 |
| 6.3.2 APB的团簇自旋玻璃转变及其动力学行为 |
| 6.3.3 APBs钉扎对磁输运性质影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 铁磁形状记忆合金Fe_(44)Mn_(28)Ga_(28)中的冷形变诱发B2-γ转变 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 实验方法 |
| 7.3 结果与分析 |
| 7.3.1 冷形变诱发B2-γ结构相变 |
| 7.3.2 热弹马氏体相变及磁驱效应 |
| 7.3.3 磁场驱动应变(MFIS) |
| 7.3.4 马氏体相变与热处理 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 六角FeMnGa的结构、磁性和输运性质研究 |
| 8.1 引言 |
| 8.2 实验方法和计算方法 |
| 8.3 结果与分析 |
| 8.3.1 六角FeMnGa相图 |
| 8.3.2 六角Mn_2FeGa中的交换偏置 |
| 8.3.3 六角Mn_3Ga中的反常霍尔到拓扑霍尔转变 |
| 8.4 本章小结 |
| 9 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（8）(Ti5Si3-TiAl)/TiAl层状复合板组织形成机制与高温力学及抗氧化行为（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景与研究意义 |
| 1.2 Ti-Al系金属间化合物的研究现状 |
| 1.2.1 Ti-Al系金属间化合物的相图及晶体结构 |
| 1.2.2 TiAl合金的典型组织与性能特点 |
| 1.2.3 TiAl合金的发展 |
| 1.2.4 合金元素对TiAl组织性能的影响 |
| 1.3 TiAl基复合材料的研究现状 |
| 1.3.1 增强体的选择 |
| 1.3.2 Ti_5Si_3-TiAl基复合材料 |
| 1.4 微观组织的构型化设计 |
| 1.5 TiAl合金板材或箔材的研究现状 |
| 1.5.1 TiAl合金板材或箔材的成形工艺 |
| 1.5.2 TiAl板材或箔材结构件的实用化进展 |
| 1.6 本文的主要研究内容 |
| 第2章 试验材料与试验方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 研究方案 |
| 2.2.1 Al-Si合金箔的制备 |
| 2.2.2 Ti/(Al-Si)层状复合板的制备 |
| 2.2.3 (Ti_5Si_3-TiAl)/TiAl层状复合板的反应合成 |
| 2.3 材料的组织分析及物相鉴定 |
| 2.4 性能测试方法 |
| 2.4.1 纳米压痕试验 |
| 2.4.2 室温断裂韧性 |
| 2.4.3 拉伸性能测试 |
| 2.4.4 高温氧化性能 |
| 第3章 (Ti_5Si_3-TiAl)/TiAl层状复合板微观组织设计与制备工艺 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 Ti/(Al-Si)层状复合板的设计与制备 |
| 3.2.1 Al-Si合金箔的制备 |
| 3.2.2 箔材层厚设计 |
| 3.2.3 Ti/(Al-Si)层状复合板的制备 |
| 3.3 层状复合板的低温反应退火 |
| 3.3.1 低温反应退火工艺的选择 |
| 3.3.2 低温反应层的微观组织及物相鉴定 |
| 3.4 层状复合板的高温反应退火 |
| 3.4.1 高温反应退火工艺的选择 |
| 3.4.2 高温反应退火产物鉴定与相转变行为 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 (Ti_5Si_3-TiAl)/TiAl层状复合板微观组织与形成机制 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 (Ti_5Si_3-TiAl)/TiAl层状复合板的微观组织 |
| 4.2.1 层状复合板的微观组织形貌 |
| 4.2.2 颗粒含量对层状复合板微观组织的影响 |
| 4.3 (Ti_5Si_3-TiAl)/TiAl层状复合板的形成机制 |
| 4.3.1 低温反应退火机制 |
| 4.3.2 Si在TiAl_3中的原位析出行为 |
| 4.3.3 高温反应退火机制 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 (Ti_5Si_3-TiAl)/TiAl层状复合板高温力学与抗氧化行为 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 层状结构对(Ti_5Si_3-TiAl)/TiAl层状复合板断裂行为的影响 |
| 5.3 (Ti_5Si_3-TiAl)/TiAl层状复合板的拉伸性能及变形机制 |
| 5.3.1 温度对层状复合板拉伸性能的影响 |
| 5.3.2 颗粒含量对层状复合板拉伸性能的影响 |
| 5.3.3 层状复合板的强化机理 |
| 5.4 (Ti_5Si_3-TiAl)/TiAl层状复合板的高温氧化性能 |
| 5.4.1 高温氧化热力学与氧化增重动力学 |
| 5.4.2 (Ti_5Si_3-TiAl)/TiAl层状复合板高温氧化组织分析 |
| 5.4.3 (Ti_5Si_3-TiAl)/TiAl层状复合板高温氧化机理 |
| 5.5 制备成形一体化技术在中空夹层结构中的应用 |
| 5.5.1 制备成形一体化 |
| 5.5.2 (Ti_5Si_3-Ti_3Al)/Ti_3Al层状复合板 |
| 5.5.3 中空夹层结构的制备 |
| 5.6 本章小结 |
| 结论 |
| 创新点 |
| 展望 |
| 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 |
（9）激光熔覆FeCrNiMnSixMoy高熵合金涂层组织与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 高熵合金理论依据 |
| 1.3 高熵合金的特性 |
| 1.4 高熵合金的制备方法 |
| 1.5 高熵合金的相结构和组织特点 |
| 1.6 高熵合金的成分设计 |
| 1.7 高熵合金的性能及应用 |
| 1.7.1 高熵合金性能 |
| 1.7.2 高熵合金的应用 |
| 1.7.3 高熵合金国内外研究现状 |
| 1.8 激光熔覆技术 |
| 1.8.1 激光熔覆技术工艺参数 |
| 1.8.2 激光熔覆技术存在的主要问题及解决办法 |
| 1.8.3 激光熔覆制备高熵合金 |
| 1.9 研究内容 |
| 1.10 研究意义 |
| 第二章 实验材料与试验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 实验基体材料 |
| 2.1.2 高熵合金涂层元素选择 |
| 2.2 实验技术路线设计 |
| 2.3 试样的制备 |
| 2.4 试验方法 |
| 2.4.1 高熵合金涂层组织结构分析 |
| 2.4.2 涂层性能分析 |
| 第三章 激光熔覆FeCrNiMnMo Six高熵合金涂层的组织与性能 |
| 3.1 FeCrNiMnMo Six涂层的微观组织 |
| 3.2 FeCrNiMnMo Six涂层的相结构 |
| 3.3 FeCrNiMnMo Six涂层的微观结构分析及微区成分分析 |
| 3.4 FeCrNiMnMo Six涂层的显微硬度 |
| 3.5 退火对FeCrNiMnMo Six高熵合金涂层的组织与性能的影响 |
| 3.5.1 相结构 |
| 3.5.2 显微组织 |
| 3.5.3 显微硬度 |
| 3.6 FeCrNiMnMo Six高熵合金涂层的耐蚀性能 |
| 第四章 激光熔覆FeCrNiMnMox B_(0.5)高熵合金组织与性能 |
| 4.1 FeCrNiMnMox B_(0.5)涂层的相结构 |
| 4.2 高熵合金涂层形貌 |
| 4.3 高熵合金涂层的显微硬度 |
| 4.4 电化学性能 |
| 第五章 激光熔覆FeCrNiMnMoxSi_(0.5)B_(0.5)高熵合金涂层组织性能 |
| 5.1 FeCrNiMnMoxSi_(0.5)B_(0.5)高熵合金涂层的相结构 |
| 5.2 FeCrNiMnMoxSi_(0.5)B_(0.5)高熵合金涂层的组织形貌 |
| 5.3 FeCrNiMnMoxSi_(0.5)B_(0.5)高熵合金涂层的微观结构分析及微区成分分析 |
| 5.4 FeCrNiMnMoxSi_(0.5)B_(0.5)高熵合金涂层的显微硬度 |
| 5.5 电化学性能分析 |
| 5.5.1 阳极极化测试 |
| 5.5.2 循环极化测试 |
| 5.5.3 阻抗测试 |
| 5.6 退火温度对FeCrNiMnMo_(0.8)Si_(0.5)B_(0.5)涂层组织性能的影响 |
| 5.6.1 相结构 |
| 5.6.2 显微组织 |
| 5.6.3 显微硬度 |
| 第六章 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间科研成果 |
（10）表面自纳米化不锈钢与钛合金扩散连接研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 论文创新点 |
| 1 绪 论 |
| 1.1 课题选题意义 |
| 1.2 常规粗晶钛合金与不锈钢焊接存在的问题 |
| 1.3 国内外研究现状 |
| 1.3.1 纳米晶体材料制备 |
| 1.3.2 表面自纳米化的晶粒细化机理 |
| 1.3.3 纳米晶体组织的热稳定性 |
| 1.3.4 原子在纳米晶组织中扩散性能 |
| 1.4 钛合金与不锈钢扩散连接研究现状 |
| 1.4.1 恒温恒压扩散焊 |
| 1.4.2 等静压扩散焊 |
| 1.4.3 超塑性扩散连接 |
| 1.4.4 脉冲加压扩散焊 |
| 1.4.5 扩散连接的微观机理 |
| 1.4.6 影响扩散焊接的因素 |
| 1.4.7 扩散系数的计算 |
| 1.4.8 金属间化合物的形成及长大理论 |
| 1.5 本课题研究方案及研究内容 |
| 2 试验材料及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验方法及设备 |
| 2.2.1 试样的制备 |
| 2.2.2 高能喷丸试验 |
| 2.2.3 热稳定性试验 |
| 2.2.4 扩散连接试验 |
| 2.2.5 拉伸试验 |
| 2.2.6 金相观察 |
| 2.2.7 显微硬度测试 |
| 2.2.8 透射电子显微镜观察 |
| 2.2.9 扫描电镜观察 |
| 2.2.10 X-射线衍射分析 |
| 3 不锈钢与钛合金表面自纳米化表征及机理 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 高能喷丸试验 |
| 3.3 0CR18NI9TI 不锈钢表面纳米组织表征 |
| 3.3.1 金相观察 |
| 3.3.2 SEM 观察 |
| 3.3.3 TEM 观察 |
| 3.3.4 X-射线衍射 |
| 3.3.5 显微硬度 |
| 3.4 TA17 近Α钛合金纳米结构层表征 |
| 3.4.1 金相观察 |
| 3.4.2 SEM 观察 |
| 3.4.3 TEM 观察 |
| 3.4.4 X-射线衍射分析 |
| 3.4.5 显微硬度测试 |
| 3.5 表面自纳米化晶粒细化机理讨论 |
| 3.5.1 不锈钢表面自纳米化晶粒细化机理 |
| 3.5.2 TA17 近 α 钛合金表面自纳米化晶粒细化机理 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 不锈钢与钛合金表面层纳米组织的热稳定性 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 热稳定性试验 |
| 4.2.1 纳米组织的 DSC 实验 |
| 4.2.2 退火实验 |
| 4.3 试验结果及分析 |
| 4.3.1 退火纳米晶层 SEM 观察 |
| 4.3.2 退火试样喷丸面 X-射线衍射分析 |
| 4.3.3 显微硬度 |
| 4.4 讨论 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 自纳米化钛合金与不锈钢恒温恒压扩散连接 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 恒温恒压扩散连接工艺 |
| 5.3 试验结果及分析 |
| 5.3.1 拉伸强度 |
| 5.3.2 接头分析 |
| 5.4 金属间化合物的生成热力学计算 |
| 5.4.1 金属间化合物的生成热力学计算 |
| 5.4.2 界面层的形成及成长 |
| 5.4.3 金属间化合物形成长大规律 |
| 5.5 表面自纳米化试样与常规试样恒温恒压连接比较 |
| 5.5.1 连接强度 |
| 5.5.2 扩散层组织 |
| 5.5.3 扩散动力学 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 自纳米化钛合金与不锈钢脉冲加压扩散连接 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 脉冲加压扩散连接的原理及变形特点 |
| 6.2.1 脉冲加压扩散连接的原理 |
| 6.2.2 脉冲加压扩散连接工艺及变形特点 |
| 6.3 550～600℃脉冲加压扩散连接 |
| 6.3.1 扩散连接工艺 |
| 6.3.2 试验结果及分析 |
| 6.4 大压力脉冲加压扩散连接 |
| 6.4.1 扩散连接工艺 |
| 6.4.2 试验结果及分析 |
| 6.5 650～750℃脉冲加压扩散连接 |
| 6.5.1 扩散连接工艺 |
| 6.5.2 接头拉伸强度 |
| 6.5.3 接头组织分析 |
| 6.5.4 接头显微硬度 |
| 6.5.5 断口 SEM 分析 |
| 6.5.6 X-射线衍射分析 |
| 6.5.7 Ti 原子的扩散动力学 |
| 6.5.8 讨论 |
| 6.6 650～750℃脉冲加压扩散连接工艺优化 |
| 6.6.1 连接温度对接头强度的影响 |
| 6.6.2 脉冲最大压力对接头强度的影响 |
| 6.6.3 脉冲次数对接头强度的影响 |
| 6.7 850℃脉冲加压扩散连接 |
| 6.7.1 接头拉伸强度 |
| 6.7.2 接头断口分析 |
| 6.7.3 接头组织分析 |
| 6.7.4 扩散连接过程中的扩散动力学 |
| 6.7.5 纳米化试样和常规粗晶试样脉冲加压扩散连接比较 |
| 6.8 本章小结 |
| 7 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 |
| A 攻读博士学位期间发表的论文目录 |
| B 攻读博士学位期间取得的科研成果目录 |
四、机械合金化Nd—11Fe-Ti合金和机械研磨 NdFe_(11)Ti化合物退火时的相转变（论文参考文献）
- [1]合金化（Nd,Co,Zr）和制备工艺对La-Y-Ni系A2B7型储氢合金微观结构和电化学性能的影响[D]. 李军鹏. 兰州理工大学, 2021(01)
- [2](Fe50Mn30Co10Cr10)97C2Mo与CoCrNi合金表面纳米化研究[D]. 李双元. 西安工业大学, 2020(04)
- [3]ThMn12型稀土永磁的制备、微结构及其磁性能研究[D]. 李成利. 杭州电子科技大学, 2020(02)
- [4]Fe-Ga（Al）磁致伸缩合金薄带与涂层的制备、性能及应用基础研究[D]. 戚青丽. 北京科技大学, 2020(06)
- [5]CoCrFeMnNi基高熵合金涂层组织演化机制及耐磨耐蚀性能研究[D]. 王明亮. 山东科技大学, 2019(06)
- [6]Fe2TiSn基化合物的制备及热电性能优化[D]. 田然. 武汉理工大学, 2019(07)
- [7]Heusler型半金属和磁相变材料新发现与物性研究[D]. 张亚九. 北京科技大学, 2018(07)
- [8](Ti5Si3-TiAl)/TiAl层状复合板组织形成机制与高温力学及抗氧化行为[D]. 张桐桐. 哈尔滨工业大学, 2018(01)
- [9]激光熔覆FeCrNiMnSixMoy高熵合金涂层组织与性能研究[D]. 李栋梁. 贵州大学, 2016(05)
- [10]表面自纳米化不锈钢与钛合金扩散连接研究[D]. 韩靖. 重庆大学, 2009(12)