一、非晶态Ni-S合金的晶化行为（论文文献综述）
王芳[1]（2019）在《FeCoNi系高熵非晶合金的形成能力、晶化行为及性能的研究》文中提出高熵（HE）合金具有高强度、高硬度、高的低温断裂韧性及良好的抗高温软化能力,在工程材料等领域展现出了良好的应用前景,成为当前新材料领域研究的热点和前沿。采用高熵合金多组元的设计思想,设计具有高熵特性的非晶合金,是金属结构与功能材料的新兴研究方向。本论文以FeCoNi合金为基础研究体系,选择前过渡族元素（Cr、Mo、Nb）和类金属元素（B、C）等作为添加元素,设计高熵非晶合金;通过熔体快淬法、铜模喷铸法、热处理工艺等制备了高熵非晶条带、高熵块体非晶合金和高熵块体非晶复合材料,并对此合金体系的非晶形成能力、热力学性质、晶化行为及力学性能等进行了系统研究。通过Mo元素等摩尔比替换（Fe,Co,Ni,Cr）-B高熵合金体系中的Cr元素,成功制备了具有高非晶形成能力、高热稳定性、高硬度和良好延展性的(Fe0.25Co0.25Ni0.25Cr0.125Mo0.125)100–xBx（x=11～31 at.%）高熵非晶合金。研究发现,Mo元素的替换使高熵非晶合金具有更加协调的原子构型,有效地提高了高熵合金的玻璃形成能力、热稳定性和力学性能等。在此基础上,通过C元素的添加,成功制备出临界尺寸为2.5 mm的高熵块体金属玻璃。对低B含量的（Fe,Co,Ni,Cr,Mo）-B高熵非晶合金的晶化行为进行了研究,总结了结晶所造成的的合金微观结构和力学性能的变化规律,制备了具有高热稳定性和高强度的[am’’+bcc+fcc]纳米复合材料,并发现了加热诱导结晶中的元素再分配是纳米复合材料结构具有高热稳定性和高强度的关键因素。制备了(Fe0.25Co0.25Ni0.25Cr0.125Mo0.0625Nb0.0625)100–xBx（x=7～14 at.%）高熵合金条带,研究了其淬态和退火态的结构、热稳定性和力学性能。通过Nb元素的添加,获得了目前具有最低B含量的玻璃态的过渡族系高熵（TM-HE）合金,并通过铜模喷铸法制备了同时具有高塑性和高强度的高熵块体复合材料。对Fe基非晶合金进行主元高阶化设计,制备了(Fe0.334Co0.333Ni0.333)84–xCr8Mo4Nb4Bx（x=2～24 at.%）高熵合金,研究了该合金体系的非晶形成能力、微观结构、热稳定性、晶化行为和力学性能等。研究发现,通过对主元的高阶化处理可提高合金的非晶形成能力,降低形成非晶相的最低B含量。
魏思海[2]（2019）在《预处理条件下Fe80Si9B11的晶化组织和磁性能研究》文中研究说明Fe基非晶合金独特的组织结构,造就了其优异的磁性能,一直受到广大学者的青睐。但由于其制备条件的局限性,导致非晶合金内部存在着大量的结构缺陷和残余应力。本文以Fe80Si9B11非晶试样为研究对象,采用深冷及深冷+脉冲磁场预处理方法,通过XRD、DSC、VSM等检测研究分析了深冷处理和深冷条件下脉冲磁场处理、晶化处理参数对Fe80Si9B11非晶材料的晶化组织及磁性能的影响。对Fe80Si9B11合金进行预处理研究表明:预处理试样的XRD图谱在2θ=45°处有一宽大的漫散峰,其他位置没有尖锐峰出现,表明试样仍为非晶态。DSC检测表明预处理试样的热力学参数发生变化。在深冷+500道次条件下,对合金进行6T、7T、8T的磁场处理研究表明,磁场强度增加后合金的结构弛豫更明显。玻璃转变温度Tg增大,而晶化开始温度Tx和晶化峰值温度Tp减小。晶化后,预处理样的析出相均为α-Fe,Fe2B,FeSi,平均晶粒尺寸随磁场强度增大而减小,分别为35.7nm、31.4nm、30.6nm。在深冷+7T磁场强度条件下,对合金进行300、500、700道次处理研究表明,峰形凸起增加。晶化后,300道次预处理试样析出了α-Fe,Fe2B,而500及700道次预处理试样析出了α-Fe,Fe2B,FeSi,平均晶粒尺寸随脉冲次数的增加而减小,为33.9nm、31.4nm、28.5nm。DSC检测可知脉冲次数越大,预处理试样的晶化体积分数越大,且Tg增大、Tx和Tp减小。对深冷+磁场预处理试样进行763.15K、783.15K、803.15K退火处理研究表明,试样的平均晶粒尺寸为31.2nm、28.5 nm、29.8nm,且随退火温度的升高先减小后增大,晶化体积分数退火温度的升高而增大。而对预处理试样进行20min、30min、45min不同退火时间处理研究表明,试样的平均晶粒尺寸随着时间的延长先减小后增大。晶化体积分数增大,分别为26.46%、28.92%、30.61%。VSM检测结果表明,经深冷+不同磁场参数处理后的非晶/纳米晶试样,其Ms值均大于淬态试样。但也发现,随着脉冲次数或磁场强度增大,Ms和Hc皆呈增大的趋势,且后者的增幅大于前者,表明磁场强度、脉冲次数的无限增加对非晶样的磁性能并不一定是有利的。同时也发现经深冷+磁场处理后非晶样的Ms值随退火温度或时间的增加先增大后减小,Mr/Ms呈先减小后增大。最终认为Fe80Si9B11非晶试样在液氮深冷处理48h,磁场处理（7T,700）及晶化处理（783.15K,30min）条件下,得到微观组织结构α-Fe、Fe2B、FeSi,其饱和磁化强度达到最大值,剩磁比最小,可认为软磁性能较为优异。
王增睿[3]（2019）在《基于团簇加连接原子模型的Ti-Cu基块体非晶合金成分设计》文中进行了进一步梳理Ti基非晶合金通常具有较低的密度和较高的强度,并且由于Ti元素本身具有良好的生物相容性和耐蚀能力,因此具有潜在的生物医用价值。但其玻璃形成能力主要依赖于Be、Ni等具有生物毒性元素和Pd、Ag等贵金属元素的添加,不含上述元素的Ti基非晶合金的临界尺寸不超过3mm,并且前过渡族元素含量均不超过55%。“团簇加连接原子”模型结合团簇式有效价电子数判据（e/u=24）可以有效的解析和设计具有最佳GFA的合金成分。该方法中团簇的定义仍然包含经验性因素;并且与电子数计算密切相关的团簇半径的计算方法在结构简单的合金体系中的适用性仍有待考证。同时,由于该模型基于对于单相理想非晶结构和稳定性的描述,合金化元素的添加导致的晶化行为改变对其产生的影响仍需进一步研究。针对以上问题,本文完善了团簇的定义方法和团簇半径的计算方法,从而提出更具通用性的非晶合金设计流程,并应用于Ti-Cu合金系统中以开发具有较高玻璃形成能力和前过渡族元素含量的非晶合金;研究合金化元素含量对条带非晶合金退火晶化行为的影响,探寻其与玻璃形成能力的关联性,进而辅助非晶合金的成分设计;研究合金化元素对于Ti基非晶合金耐蚀性和塑性变形能力的影响和机制,以获得具有一定塑性变形能力和良好耐蚀性能的Ti基非晶合金;并对团簇模型在多相合金系统中的应用进行初步的探索。论文主要内容与研究成果如下:1、结合过渡族合金系统的特点,本文提出了采用fcc或bcc结构的第二近邻径向距离作为截断距离来定义团簇的方法,和采用单质元素的半径进行主团簇半径计算。提出了更具通用性的非晶合金成分设计流程,并且应用于Ti-Cu体系成功的开发了[Ti-Cu5.45Sn0.55Ti6.2Zr1.8]Cu3（5mm）、[Cu-Ti6.4Zr1.6Cu4]Cu0.5Sn0.5（4mm）等块体非晶合金;热参数和e/u与玻璃形成能力关联性的分析结果表明,团簇有效价电子数e/W≈24是合金高玻璃形成能力的必要条件,可以有效地指导成分设计。2、发现了单一合金化元素含量作为变量时,热参数和团簇有效价电子数均不能完全反映玻璃形成能力改变。通过研究Zr和Sn两种合金化元素添加对非晶合金退火晶化行为的影响,发现随着合金化元素含量的升高,DSC曲线中,新相取代被抑制的晶化相出现在较低的温度,标志着合金化元素对玻璃形成能力增强作用的结束,而该临界点也就对应着最大的玻璃形成能力。Ti-Cu体系中这种转变均为发生在DSC曲线的第一晶化放热峰处,是热参数失效现象的原因;同时优先析出晶化相的改变也意味着初始状态非晶合金近程结构的改变,因而转变发生后由取自原晶化相团簇计算得到的e/u数值在转变之后也不再具有指导意义。将该结论应用于合金[Ti-Cu6-ySiTi6.2Zr1.8]Cu3和[Cu-Ti6.4Zr1.6Cu4-ySiy]Cu中,可以有效的确定其合金化的适量范围,并结合e/u和Trg数值对玻璃形成能力进行预测,实验结果与预测相符。3、Mo含量的升高均会促进CuTi2相向低温区的偏移,导致玻璃形成能力的下降;过量添加的铸态合金样品中发现了β-Ti基固溶体相的析出,可以推断由于Mo在Cu中极低的固溶度导致合金中存在局域成分分离,而前过渡族元素的偏聚也是导致具有较高Ti含量的CuTi2相易于析出的原因。Nb元素添加时晶化行为并未产生明显的规律性,但形成能力也随着含量的升高快速下降。动电位极化实验结果表明,微量Mo和Nb的添加即可有效的提高合金在PBS溶液中的耐蚀性。电化学阻抗谱结果表明,低频部分应与非晶合金的“类液区”存在关联。而Mo和Nb的添加同样作用于这一区域,本文提出其机制为Mo和Nb在“类液区”的偏聚导致前过度族元素富集,因而提高了钝化膜的稳定性。通过同样在Cu中具有极低固溶度的Fe元素的添加可以提高塑性变形能力,合金[Cu-Ti6.4Zr1.6Cu4]Cu0.25Fe0.25Sna5 塑 性应变约 为 2.44%。最后设计 了[Cu-Ti6.2Nb0.2Zr1.6Cu3.85Si0.15]Cu0.4Fe0.25Sn0.35合金,实验结果表明该合金具有接近5mm的临界尺寸,并具有一定的塑性变形能力,同时表现出较好的耐蚀性。4、对团簇模型在多相系统中的应用进行了初步的探索。通过对比（Ti/Zr/Hf）-（Co/Ni/Cu）共九个ETM-LTM体系中相变反应中两个固相的平均团簇配位数的差异,可以发现包晶反应中两个固相的平均配位数差异较小,而共晶反应两个固相的平均配位数差异较大;利用团簇加连接原子模型和有效价电子数判据解析了Mg-Cu及Mg-Cu-Y体系中的理想非晶形成成分,并利用的双团簇模型解析了二元共晶点Mg58Cu42,即[Mg-Cu4Mg11]Cu2Mg+[Cu-Cu6Mg6]Cu=Mg19Cu14≈Mg57.58Cu42.42。二元共晶的双团簇模型与SNDP-GC合金的相组成具有相似性,而SNDP-GC合金的形成可以看作是一种广义上的“Eutectic”反应;利用固溶体的团簇模型作为结构单元解析了AuCu3型有序无序转变,当假设单元中一个Au原子与其最近邻的Cu原子交换位置时,可以计算其对序参量的影响,结果表明该情况下得到的序参量为α≈-0.157,数值上及其接近实验中测得的有序无序转变刚刚结束时结构对应的短程序参量-0.152。同时可以计算相应的焓变与熵变,结果均与实验值接近。
王舸[4]（2019）在《Cu-Zr-Al-Y非晶合金的强韧化及水平连铸工艺研究》文中提出非晶合金因为内部没有晶界、位错滑移变形等晶体的结构特征,使其拥有独特的物化特性,在工程结构材料等领域拥有极高的应用潜力。然而一方面由于非晶合金的塑性变形主要依靠断口附近局部的剪切带,导致其宏观塑性应变很小。另一方面,受限于其制备成本、制备效率以及制备工艺复杂程度,难以通过常规金属制备手段获得大尺寸非晶合金,这些因素极大地限制了非晶合金商业化与工业化进程。针对以上几个问题,本文通过等温退火制备非晶合金复相材料（BMGCs）的方法,通过原位纳米相的强化作用提高非晶合金硬度、压缩强度、塑韧性等力学性能,探究适用于Cu-Zr-Al-Y系非晶合金的强韧化方法。本文另一个关注点是引入了自主设计的双室电磁水平连铸技术进行大尺寸非晶合金板材连续制备技术的研究。该技术可以大幅提高非晶合金的制备效率,对非晶合金工业化生产具有重要意义。（1）本文利用铜模喷铸法制备了(Cu47Zr45Al8)98.5Y1.5非晶合金,该成分具有较宽的过冷液相区间（ΔTx>80 K）以及接近2 GPa的压缩断裂强度。选取退火温度680 K、700K、720 K、740 K、760 K进行20 min等温退火热处理获得具有不同晶化程度的Cu-Zr-Al-Y非晶合金复相材料,并研究了其显微组织与力学性能的关系。结果表明:随退火温度增加,(Cu47Zr45Al8)98.5Y1.5非晶合金复相材料的晶化分数（Vf）上升,相转变进程为:非晶→非晶+Cu10Zr7→非晶+Cu10Zr7+AlCu2Zr+Al2Zr。晶化过程中结构弛豫与结晶相析出强化的共同作用能明显提高合金的显微硬度。680 K退火阶段612 nm大小的Cu10Zr7能够提高BMGCs的压缩断裂强度,达到1950 MPa。退火温度提高至700 K后,合金断裂强度略微下降,同时塑性增强。720760 K退火阶段,合金压缩断裂强度大幅度下降。合金断口表现出明显的韧断区与脆断区,随着退火温度升高,脆断区面积占比增加。（2）1 at.%的Nb元素添加能够增强(Cu47Zr45Al8)98.5Y1.5非晶合金的非晶形成能力与压缩断裂强度。相同温度退火后Nb1合金晶化程度明显小于Nb0合金。680 K等温退火30 min后非晶基体中析出1226 nm的纳米级Cu10Zr7,使得Nb1合金的压缩断裂强度提高至2080 MPa,800 K退火60 min后显微硬度达到712 HV。（3）以(Cu47Zr45Al8)98.5Y1.5合金为研究对象进行非晶合金板材连铸实验。通过分析过热度（浇注温度与合金液相线差值）对板材表面质量与显微组织的影响,发现当过热度选为120 K时,板材心部组织接近完全非晶,心部维氏硬度达到492 HV,断裂强度达到1525 MPa。电磁场的加入能够增强金属液充型能力以及改善非晶板材组织,当施加频率为18 KHz的高频电磁场后,板坯中非晶组织含量达到89.4%。总结出最优连铸工艺为保温时间1 min,拉/停循环模式为拉4 s/停4s,拉坯速率3 mm/s,冷却水流速为5 L/min,过热度120 K,电磁场频率18 KHz。
刘诚[5]（2019）在《电沉积铬铁合金工艺、性能及机理研究》文中认为铬铁合金镀层具有与铬镀层相似的外观,以及良好的耐蚀性和硬度,可作为传统六价铬镀铬的替代镀层;非晶态铬铁合金还表现出电磁性能和催化活性,也可作为功能性材料,具有良好的研究价值和应用前景。本文在研发的三价铬镀铬工艺基础上,开发出一种稳定性好、镀层组成可控的铬铁合金电沉积工艺。通过X射线衍射仪、扫描电子显微镜、显微硬度计和电化学实验等对铬铁合金镀层及性能进行了表征。利用差示扫描量热仪、X射线衍射仪和俄歇电子能谱等研究铬铁合金镀层的晶化过程和表面态变化,明确热处理对镀层结构和性能的影响。采用阴极极化曲线和密度泛函理论研究配位剂对三价铬电沉积的影响,并通过原位FTIR红外光谱初步探究铬铁共沉积机理和添加剂作用机理。主要结果如下:（1）铬铁合金电沉积及镀层表征通过添加剂筛选和Hull Cell等实验成功开发出以草酸、甘氨酸为配位剂,抗坏血酸为稳定剂的铬铁合金电沉积工艺,镀液组成以及工艺条件为:H2C2O4·2H2O 5 g·L-1,NH2CH2COOH5 g·L-1,Cr2（SO4）3·6H2O 25 g L-1,H3BO3 80 g·L-1,Na2SO4 100 g·L-1,K2SO4 20 g·L/1,（NH2CH2COO）2Fe 0～600 mg·L-1（以Fe2+计）,C6H8O6（抗坏血酸）1 g·L-1,HO（CH2CH2O）nH（聚乙二醇）40 mg·L-1,含硫添加剂100～200 mg·L-1,温度40～50 ℃,pH 3.0～4.0,电流密度1～20 A·dm-2,Ti-IrO2 阳极（DSA）。实验结果表明,铬铁合金镀层的铁含量随镀液中亚铁离子含量增加而提高;镀液的分散能力和覆盖能力分别达到了 71.7%和100%;在电流密度为3 A·dm-2时,电流效率最高可达20.8%。镀层整体为胞状结构,与铜基体之间有良好的结合力。此外,研究了电流密度、沉积时间、添加剂和Fe2+浓度对铬铁合金镀层微观形貌的影响。本研究为方便、简单制备一系列不同铁含量、不同结构的铬铁合金镀层提供了一个方法。通过简单地改变镀液中的亚铁离子含量为0、100、200、300和600 mg·L-1时,即可电沉积获得质量含量分别为0、9.28%、21.02%、29.51%和45.39%wt.%的铬铁合金镀层。铬铁合金结构与铁含量密切相关。随镀层中铁含量增加,铬铁合金镀层依次呈现晶态、晶态与非晶态混合态至完全的非晶态结构。对不同铁含量的铬铁合金镀层进行了形貌、显微硬度、耐蚀性等表征,结果显示随镀层铁含量增加,镀层显微硬度随之增大;铁含量为非晶态特征的29.51 wt.%时,腐蚀电位与不含铁的铬镀层一致。（2）非晶态铬铁合金镀层晶化行为热处理为非晶态铬铁合金的环境温度控制使用,提供了依据。非晶态铬铁合金热处理过程中,首先经历较低温下非晶态铬铁合金的晶化过程,随后经历较高温下新相Cr2O3、Cr23C6的析出。晶化表观活化能分别为172.1 KJ·mol-1（Ea1）和341.6 KJ·mol-1（Ea2）。热处理过程中,铬铁合金镀层表面包覆着CuCr2O4、铬的氧化物与碳化物。高温下基体铜原子在微裂纹结构中的渗透以及氧气的存在是CuCr2O4形成的主要原因。此外,铬铁合金镀层在热处理过程中易形成寡铁和铬的氧化物、碳化物富集的表面,影响镀层性能。Cr-29.51 wt.%Fe合金镀层的热处理温度升高,镀层的显微硬度增大;热处理温度为700 ℃时,显微硬度达到1246 Hv;与之相反,Cr-29.51 wt.%Fe合金镀层在NaCl溶液中的耐蚀性随热处理温度升高而明显下降。（3）铬铁合金在Ni电极上的电沉积机理草酸和甘氨酸作为配位剂取代三价铬水合物中的一个水分子后,形成的五水六配位结构均能稳定存在;同时草酸和甘氨酸的配位增大了水分子和Cr3+之间的距离,减小了水分子对Cr3+还原的影响,促进了Cr3+在电极表面的沉积,能获得良好的铬镀层。Fe2+具有比Cr3+更正的沉积电位,铬铁合金共沉积过程中Fe2+优先在Ni电极表面沉积形成活性诱导沉积位点,随后铬铁原子共同并入铁晶格使晶体进一步生长;Fe在铬铁合金沉积过程中具有诱导共沉积作用。铬铁合金共沉积过程中两种添加剂表现出不同的作用过程。含硫添加剂不仅通过参与电沉积过程,使S在电极表面还原夹杂,而且增大合金沉积的电化学极化,使合金镀层颗粒细小、外观光亮;聚乙二醇可使含硫添加剂的还原电位负移,进一步提高铬铁合金还原的电化学极化。
安邦[6]（2019）在《Ti-Zr-Be-Co非晶合金的制备与性能研究》文中指出Ti基块体非晶合金因其优异的性能,在生物医疗、航天航空、以及海洋工程方面都具有良好的工程应用前景而受到大量研究者的关注。但现已开发的Ti基块体非晶合金,存在着玻璃形成能力较弱和塑性较差的缺点,从而限制了Ti非晶合金在工业上的应用。因此研究出一种在具有高强度、高弹性极限等优点,同时还有较强的玻璃形成能力和优秀塑性的Ti基非晶合金也就具有很大的实际应用意义。本文以研发玻璃形成能力较强、压缩塑性好,具有工程应用前景的新型Ti基块体非晶合金为目标。以玻璃形成能力较强的三元Ti-Zr-Be合金系为研究的出发点,选取Ti45Zr20Be35为母合金,通过加入Co元素实现微合金化的方法,来进行有关新型Ti基非晶合金的探索与研发。研究发现Co元素的添加有效的提高了Ti45Zr20Be35非晶合金的玻璃形成能力和塑性。所制得的15个不同成分合中共有13个成分的合金的玻璃形成能力相比母合金有所增加。Co含量为12 at.%时,制备的合金中临界尺寸最大的是Ti45Zr20Be23Co12的15mm,最大塑性应变是Co含量为10 at.%时Ti45Zr20Be25Co10的15.7%,断裂强度可达2465MPa。为了进一步研究Ti基块体非晶合金的热塑性成形能力,本文用静态热机械分析法（TMA）对所得的不同成分合金进行测试,并运用过冷液相区宽度和归一化参数S等热力学参数对其进行分析。通过分析实验所得到的数据,发现具有较大的过冷液相区宽度和较大S值的合金一般都具有较强的热塑性成形能力。其中热塑性成形能力最好的是Ti45Zr20Be27Co8合金,该合金的Co含量为8 at.%,在过冷液相区的变形量为205μm,与此同时,该合金的还具有较大的过冷液相区和S参数。由于非晶合金的晶化难易程度对非晶合金的玻璃形成能力和塑性等性能有重要的影响,研究非晶合金的晶化行为有助于控制非晶合金在晶化过程中的组织变化和材料的性能,本文使用Kisssinger和Ozawa方程计算得到Ti45Zr20Be35、Ti45Zr20Be31Co4、Ti45Zr16Be35Co4、(Ti45Zr20Be35)96Co4合金的激活能。通过比较激活能的值的大小,发现玻璃形成能力较好的Ti45Zr20Be31Co4、(Ti45Zr20Be35)96Co4合金具有较大的晶化激活能。接着本文对合金进行了电化学腐蚀研究,试图筛选出具有优异的耐蚀性能的Ti基块体非晶合金。研究表明,添加了Co元素的Ti45Zr20Be31Co4、Ti45Zr16Be35Co4、(Ti45Zr20Be35)96Co4合金的自腐蚀电位相比母合金Ti45Zr20Be35的1.157x10-6A/cm3均有所提高,说明Co元素的添加有利于提高Ti-Zr-Be-Co合金系的耐蚀性。
胡静[7]（2019）在《Ni-W-P-nSiO2化学复合镀层的制备及耐蚀性研究》文中提出由腐蚀造成的井下工具断裂失效严重威胁着我国石油工业的安全运行。化学复合镀层具有优异的耐蚀、耐磨性能、镀层均匀、无边缘效应,广泛应用于金属材料表面防腐。针对井下工具腐蚀问题,以L245钢为基材,表面制备Ni-W-P-nSiO2化学复合镀层,并采用正交试验和单因素分析方法进行工艺优化;利用光学显微镜（OM）、扫描电镜（SEM）、X射线衍射（XRD）、透射电镜（TEM）和选区电子衍射（SAED）分析镀层的微观结构和物相组成;采用差示扫描量热法（DSC）研究镀层的晶化行为;通过热处理试验研究了镀层在不同温度（300、350、400、450、500℃）下的结构及性能变化;利用极化曲线（Tafel）、交流阻抗（EIS）、浸泡腐蚀和微区扫描电化学腐蚀（SECM）试验研究镀层耐氯离子腐蚀行为。主要研究结果如下:（1）Ni-W-P-nSiO2化学复合镀的最佳工艺条件为:温度～90℃、pH～8.5、nSiO2添加量～5 g/L。施镀最佳表面活性剂为:十二烷基硫酸钠（SDS）。在SDS表面活性剂下,镀层腐蚀电流密度最低（1.0755E-06A/cm2）,自腐蚀电位最高（-0.33229V）,容抗弧半径最大,电荷转移电阻为40280Ω,镀层的耐蚀性最佳,这与SDS镀层表面均匀致密及W含量高有关。典型的Ni-W-P-nSiO2化学复合镀层表面为胞状形貌,厚度均在20 μm左右,结合力约为30 N。（2）XRD和TEM分析发现镀层为非晶态和Ni纳米晶的混合结构,择优取向为Ni（111）晶面。通过谢乐公式计算纳米晶粒尺寸约为10 nm,与透射电镜高分辨图中局部晶粒大小一致。（3）镀层在活化基体试样边缘或划痕处择优生长,并沿基材表面扩张,接着在具有自催化活性的镍基镀层表面展开第二层、第三层生长,镀层厚度逐渐增加,硬度先增加后趋于稳定（729.2 HV）。根据不同升温速率下（5,10,15,20℃/min）镀层的晶化初始（Onset）和晶化峰值（Peak）温度,利用Kissinger方程推导出Ni-W-P-nSiO2化学复合镀层的晶化活化能为:Ep=279.737 kJ/mol,E0=306.50384kJ/mol。（4）热处理试验分析表明,镀层在350℃热处理后耐蚀性最佳,腐蚀电流密度（icorr）:4.157E-07A/cm2,自腐蚀电位（Ecorr）:-0.36806 V,电荷转移电阻（Rct）:98240 Ω;在400℃时,P原子开始偏聚,Ni3P相析出,硬度达最高（950.7 HV）,镀层非晶结构逐渐晶化,耐蚀性降低;经450℃热处理后,镀层表面生成氧化膜,耐蚀性增加;在500℃时,晶粒长大,耐蚀性降低。因此,随着热处理温度由低到高,镀层结构变化规律:非晶和Ni纳米晶（300 ℃）→非晶和纳米晶聚集（350℃）→非晶态部分晶化、Ni纳米晶和 Ni3P 晶相（400℃）→Ni3P 增加（450℃）→晶粒长大（500℃）。（5）二氧化硅的加入不改变Ni-W-P镀层表面胞状组织形貌及物相结构,但细化镀层表面颗粒,降低孔隙率,增大表面接触角。模拟现场高温高压腐蚀试验表明,Ni-W-P-nSiO2化学复合镀层、Ni-W-P化学镀层和L245钢的腐蚀速率分别为0.0552 mm/a、0.1075 mm/a和0.1784 mm/a,Ni-W-P-nSiO2化学复合镀层耐蚀性最佳。在模拟油田腐蚀环境下,镀层表面均匀腐蚀生成Ni3S2腐蚀产物,并在镀层表面出现明显局部腐蚀现象,但局部腐蚀未穿孔,镀层仍能保护基材。（6）在Ni-W-P-nSiO2镀层表面的SECM试验结果中,测试区域内未出现局部活化点,表明镀层制备较为均匀。镀层截面SECM分析表明,镀层较基材电流明显降低,耐蚀性增加。
王振华[8]（2019）在《Ni-Mn-Sn无约束薄膜晶化动力学及马氏体相变》文中提出Ni-Mn-Sn磁驱动形状记忆合金薄膜具有响应频率高、输出应力大和磁热效应明显等优点,因而被广泛关注,但是薄膜制备过程中易受到衬底束缚,导致晶化温度较高,限制了其在MEMS领域中的应用。本文采用磁控溅射技术制备了Ni-Mn-Sn无约束形状记忆合金薄膜,解决了衬底对薄膜束缚的影响,研究了Ni-Mn-Sn薄膜的晶化行为,获得了合金的MEAM势函数参数,为薄膜固态相变研究提供了参考依据。论文研究了溅射工艺对薄膜表面形貌及化学成分的影响规律;通过X射线衍射分析、原子力显微镜观察、示差扫描量热法（DSC）和振动样品磁强计（VSM）等方法系统研究了薄膜的晶化行为、马氏体相变和磁性能;阐明了Co掺杂对薄膜的相组成和晶化行为的影响规律;采用第一性原理辅助构建Ni-Mn-Sn合金的势函数,并通过修正嵌入原子方法对Ni-Mn-Sn合金的势函数进行修正,给出一种适用于Ni-Mn-Sn合金的MEAM势函数参数。在此的基础上,研究了升温速率对Ni-Mn-Sn合金晶化行为的影响规律,揭示了升温速率对薄膜晶化形核的影响机制。研究表明,磁控溅射工艺对Ni-Mn-Sn无约束薄膜的化学成分及表面粗糙度有显着影响。溅射薄膜的表面呈现随机柱状颗粒,并且柱状颗粒密度随着Ar工作压强和溅射功率的增大而增加,近邻的柱状颗粒逐渐合并生长,形成不规则的岛状颗粒。当溅射功率为100 W时,随着Ar工作压强的增大,合金薄膜中Ni含量小幅减少,Sn含量小幅增加,而Mn含量几乎保持不变。当Ar工作压力为0.15 Pa时,Ni和Mn的含量随着溅射功率的增大而减少,但Sn含量小幅增加。非等温晶化试验结果表明,升温速率对Ni-Mn-Sn无约束薄膜的晶化开始温度（Tx）和峰值温度（Tp）影响显着。非晶薄膜的Tx和Tp随升温速率的增大而升高,薄膜在低温区放出能量的时间随之减少,导致薄膜a阶段的形核过程随着升温速率的增大而减小;另外,分别用Kissinger峰值法和Ozawa峰值法计算出的晶化表观激活能分别为195.63±5.2 kJ/mol和195.66±4.98 kJ/mol,两种计算方法得到结果基本一致。等温晶化试验结果表明,晶化温度对Ni-Mn-Sn无约束薄膜晶化的形核和核长大方式影响显着。随着晶化温度的升高,Ni-Mn-Sn无约束薄膜的晶化孕育时间缩短,薄膜晶化生长方式随之改变。当晶化温度为520 K时,Avrami指数n=1,薄膜呈现出受扩散控制的预存晶核生长。当晶化温度>520 K时,Avrami指数n=1.5,薄膜呈现出二维扩散控制的晶核生长。试验结果表明,Co掺杂对Ni-Mn-Sn薄膜起到了细化晶粒的效果,晶粒尺寸减小,薄膜晶格畸变程度随着Co含量的增加而增大,薄膜的晶化表观激活能、Tx和Tp均随之增大。随着Co掺杂含量的增大,Ni-Mn-Sn薄膜均表现出受界面能控制的二维扩散式生长特征。模拟结果表明,基于第一性原理和LAMMPS模拟构建的MEAM势函数,能很好的反映Ni-Mn-Sn薄膜中原子间的相互作用关系。当升温速率为0.1 K/ps时,Ni-Mn-Sn薄膜在300600 K温度区间内出现一放热峰,薄膜晶化温度Tp为523 K,模拟结果与试验结果相吻合,表明结晶行为具有明显的动力学性质。晶化试验结果表明,晶化温度对Ni-Mn-Sn无约束薄膜晶体结构、马氏体相变和磁性能影响显着。晶化后的Ni-Mn-Sn薄膜均具有典型的奥氏体L21结构,其XRD衍射峰A（220）和A（422）强度随着晶化温度的升高而增大,晶粒尺寸随之增大,并且马氏体相变温度和磁性能随晶化温度升高而升高,薄膜的M-T曲线可以观察到顺磁-铁磁-反铁磁的变化过过程。
周林[9]（2018）在《Hf元素对富铁含量的Fe-（BSiP）-Cu体系合金的非晶形成能力与磁性能影响的研究》文中研究表明富铁非晶/纳米晶合金,由于具备优良的软磁性能,如高的初始磁导率（μi）、低的矫顽力（Hc）、高的饱和磁化强度（Ms）及低的功率损耗（W）,可以普遍应用于制作电抗器、变压器、逆变电源、传感器、滤波器、互感器等器件。在电力系统中,是代替硅钢片最为理想的绿色材料,从而引起了广泛的关注。然而,由于其具有相当高的铁含量（83at.%以上）,富铁合金的非晶形成能力受到较大的局限,同时,由于缺少大尺寸的金属元素,增加了热处理过程中的析出α-Fe相的调控难度。因而,α-Fe相晶化的过程中容易发生其它化合物如Fe-B与Fe-（B,P）的析出,导致了晶化后的基体组织的磁性能难以达到最佳状态。因此,在保障Fe含量的前提下,引入少量的大尺寸的金属元素和少量的小尺寸的类金属元素,采用微合金化的方法优化富铁合金的非晶成形能力,调控晶化过程的α-Fe相的形成,抑制其它相的析出,开发出新型的、具备优良软磁性能的富铁非晶/纳米晶合金具有很重要的学术和应用意义。本文采用Inoue经验准则、相似元素替代法及微合金化法进行富铁非晶合金的成分设计,通过单辊快淬法制备了一系列具有优异软磁性能的富铁非晶合金。利用X射线衍射技术（XRD）、差示扫描量热仪（DSC）和振动样品磁强计（VSM）等测试方法分别研究了含少量Hf添加对Fe-B-Cu系、Si添加对Fe-B-Cu-Hf系、P添加对Fe-B-Cu-Hf系以及Si添加对Fe-B-P-Cu-Hf系富铁合金的非晶形成能力（GFA）、热稳定性、晶化行为、晶化析出相以及磁性能等的影响。得出了如下主要结论:（1）在Fe86B13Cu1成分中,Hf元素的添加有效提高了合金的非晶形成能力和非晶态的热稳定性,Fe86B13Cu05Hf0.5和Fe86B13Cu0.4Hf0.6淬态带材均获得完全非晶态,表现为双级晶化,且具有较大的α-Fe相和Fe-B相晶化峰初始温度区间。在Fe86+a（B13Cu0.5Hf0.5）14-a 和 Fe86+b（B13Cu0.4Hf0.6）14-b 合金中,随着 Fe 元素含量的增加,Fe86.2（B13Cu0.5Hf0.5）13.8 和 Fe86.8（B13Cu0.4Hf0.6）13.2 淬态带材仍具有完好非晶态,且Fe86B13Cu0.4Hf0.6非晶合金具有比Fe86B13Cu0.5Hf0.5更好的非晶形成能力。（2）经Ta=798K×10min热处理时,Fe86B13Cu0.5Hf0.5非晶合金开始出现了 Fe-B相,而Fe86B13Cu0.4Hf0.6非晶合金则继续保持α-Fe相的晶化过程的进行。二者淬态非晶合金的Ms较低,热处理后,Ms值呈现了先增加而后减小的趋势,经Ta=723K×10min热处理后,Fe86B13Cu0.5Hf0.5和Fe86B13Cu0 4Hf0.6合金的Ms分别获得了最大值206.3emu/g和208.2emu/g;经二次磁场处理后（1000Gs/673K）,获得了较低的Hc分别为2.8A/m和2.3A/m。Fe86B13Cu0.4Hf0.6非晶合金表现出更好的析出α-Fe相的晶化过程的可调控性及好的磁性能。（3）在Fe86B13-cSicCu0.4Hf0.6合金中,当c=0.25,0.5,0.75时,淬态带材具有完整非晶态,合金有较高的非晶形成能力。加少量Si后,α-Fe相晶化峰朝着更高的温度方向移动,Fe-B相晶化峰却往低温方向移动,两个晶化峰的温度区间减小,而Si元素含量的进一步增加有效地扩大两个晶化峰的温度区间。淬态非晶合金的Ms值随着Si元素含量的增加而增加,热处理后,Ms随呈现了增的趋势,并在Tp1附近到了最大值分别为 207.3emu/g、208.5emu/g 和 207.7emu/g;经二次磁场处理后（1000Gs/673K）,Hc 值分别为 2.3A/m、2.5A/m 和 2.2A/m。（4）在Fe86B13-dPdCu0.4Hf0.6合金中,当d=0.5,1.0时,淬态带材为完全的非晶态,α-Fe相和Fe-B相晶化峰的晶化温度区间分别为143K,146K。随着P元素替代B元素的增多,合金析出Fe-（B,P）相的晶化温度往更低的温度变化。淬态非晶带材的Ms随着P元素的增加呈现了先下降而后上升的变化,热处理后,Ms随呈现了增加的趋势,并在Tp1附近到了最大值分别为208.1emu/g和206.3emu;经磁场二次处理后（1000Gs/673K）,Hc 值分别为 3.1A/m 和 3.7A/m。（5）在Fe86B12SieP1-eCu0.4Hf0.6合金中,当e = 0.25,0.5,0.75时,淬态带材均为完整的非晶态。添加少量Si后,析出α-Fe相的晶化峰出现往低温方向移动的趋势,而析出Fe-（B,P）相的晶化峰则有往高温方向移动的趋势。随着Si的进一步增加,α-Fe相和Fe-（B,P）相的晶化区间却保持比较稳定约160K。由Kissinger方程获得Fe86B12SieP1-eCu0.4Hf0.6非晶合金的表观激活能显示,Fe-（B,P）相的晶化峰表观激活能约是α-Fe相的2倍。淬态非晶带材的Ms随着Si含量的增加呈现了先下降而后上升的变化,热处理后,Ms值升高,并在Tp1附近达到了最大值分别为212.3emu/g、214.2emu/g和 214.9emu/g;经二次磁场处理后（1000Gs/673K）,Hc值分别为 2.9A/m、2.5A/m 和2.4A/m。（6）在新开发的一系列富铁非晶/内米晶合金中,具有好的α-Fe相晶化过程可调控性的各体系的最佳合金成分为:Fe86B13Cu0.4Hf0.6、Fe86B12.5Si0.5Cu0.4Hf0 6、Fe86B12.5P0.5Cu0.4Hf0.6和 Fe86B12Si0.75P0.25Cu0.4Hf0.6。根据合金的非晶形成能力、α-Fe 相的晶化过程可调控性以及磁性能比较,Fe86B12Si0.75P0.25Cu0.4Hf0.6合金的具有最佳的综合性能,最佳Ms值为214.9emu/g,经二次磁场处理后（1000Gs/673K）,H。值为2.4A/m。
法阳[10]（2017）在《铁基非晶/纳米晶合金磁性与晶化行为研究》文中认为Fe基非晶合金具有优异力学性能、良好磁学性能和低廉成本等优点,是目前非晶合金研究的重要方向之一,开发具有高玻璃形成能力（GFA）和优异软磁性能的Fe基非晶合金具有重要的理论意义和实际工程应用价值。本文采用熔体净化法和单辊甩带法相结合得到Fe-Nb-B三元以及（Fe,Co）-Nb-B多元非晶合金。采用X射线衍射（XRD）、差示扫描量热（DSC）、振动样品磁强计（VSM）、四探针测试等技术手段,测试合金的热学性能、软磁性能和电阻率。以Fe97-xNb3Bx（x=16,18,20;at%）和 Fe94-xNb6Bx（x=13,15,17;at%）合金为研究对象,揭示其GFA和软磁性能与合金成分之间的关系。采用Co元素部分替换Fe元素制备（Fe1-xCox）79Nb3B18（x=0.15,0.3,0.45,0.6,0.75;at%）非晶合金,揭示 Co 含量对合金GFA、软磁性能和室温电阻率的影响规律。并采用等温退火法研究（Fe1-xCox）79Nb3B18的晶化行为,研究合金晶化行为与退火温度/时间之间的关系,开发出具有优异综合性能的Fe基非晶/纳米晶合金。本文取得得主要研究结论有:研究了 Fe-Nb-B三元非晶合金的玻璃形成能力、软磁性能和室温电阻率与合金成分之间的规律性。对于Fe94-xNb6Bx（x=16,18,20;at%）合金,合金的GFA与热稳定性随着B含量的增加而提高,Fe77Nb6B17合金的玻璃形成能力最佳,△Tx和Tx分别高达48 K和864 K;合金的饱和磁感应强度Ms和矫顽力Hc分别为80～108 emu/g和0.03～7.76 Oe,其Ms随着B含量的增加呈先增加后减小的规律。对于Fe97-xNb3Bx（x=16,18,20;at%）合金,增加B含量使得其晶化起始温度Tx和过冷液相区△Tx分别由815 K增加至852 K和由12 K增加至31 K,合金的GFA与热稳定性得以提高;随着B含量由16 at%增加到20 at%,其饱和磁感应强度Ms先由126emu/g降低到122emu/g,而后又增加至139emu/g。Fe94-xNb6Bx和Fe97-xNb3Bx合金的室温电阻率分别为122～133μΩcm和118～151μΩ cm。Co元素替代Fe元素使得（Fe1-xCox）79Nb3B18合金的GFA和热稳定性呈先增加后减小的变化规律;当x=0.45时,合金的玻璃形成能力最佳,此时△Tx、Trg和γ分别达到最大值60 K、0.538和0.377。合金的饱和磁感应强度随Co含量增加呈现先增加后减小的变化规律,这与合金的原子磁矩密切相关。当x=0.45时,合金的软磁性能达到最佳,此时其Ms达到最大值140 emu/g。Co元素的加入使得合金电阻率显着降低,由124μΩ cm降低至70 μΩ cm。研究表明,（Fe1-xCox）79Nb3B18 非晶合金玻璃形成能力的高低与其软磁性能具有一致性,即高玻璃形成能力的非晶合金具有更优异的软磁性能;然而,合金室温电阻率的高低则与玻璃形成能力和软磁性能的变化规律不一致。等温退火处理研究表明,不同Co成分的（Fe1-xCox）79Nb3B18非晶合金首先从非晶基体上析出α-Fe（Co）和Fe23B6相,而后由Fe23B6相分解形成Fe2B相,最终晶化产物为α-Fe（Co）+Fe23B6+Fe2B相。退火处理使得合金的饱和磁感应强度和矫顽力得以提高。当Co含量x=0.45时,合金经910 K退火1200 s后的饱和磁感应强度达到180 emu/g、矫顽力为5.08 Oe,远高于淬火态合金的软磁性能。非晶合金的软磁性能与退火温度和退火时间密切相关,通过制定合理的退火工艺可以精确控制析出相的种类、尺寸及分布特征,制备得到高性能的Fe基非晶/纳米晶合金。退火温度介于Tg～Tx1之间时,延长退火时间使得（Fe0.4Co0.6）79Nb3B18非晶合金的饱和磁感应强度Ms由113 emu/g缓慢增加至132 emu/g,而其矫顽力对退火时间并不十分敏感。退火温度Ta>Tx1时,随着退火时间的增加,（Fe0.4Co0.6）79Nb3B18合金的晶粒尺寸在30～60 s极短时间内达到稳定值,之后先减小后升高。退火温度Tg<Ta<Tx1时,合金晶粒尺寸随着退火时间增加呈先增加后减小的变化规律。在相同退火时间90 s条件下,退火温度在Tg～Tm范围内逐渐增加时,晶粒尺寸先减小后增大。初生晶α-Fe（Co）有利于合金饱和磁感应强度的提高,而Fe2B相不利于合金磁学性能的改善。
二、非晶态Ni-S合金的晶化行为（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、非晶态Ni-S合金的晶化行为（论文提纲范文）
（1）FeCoNi系高熵非晶合金的形成能力、晶化行为及性能的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 高熵合金的概述 |
| 1.2.1 高熵合金的定义 |
| 1.2.2 高熵合金的发展概况 |
| 1.3 高熵合金的多主元效应 |
| 1.3.1 高熵效应 |
| 1.3.2 晶格畸变效应 |
| 1.3.3 迟滞扩散效应 |
| 1.3.4 “鸡尾酒”效应 |
| 1.4 高熵合金的性能 |
| 1.4.1 力学性能 |
| 1.4.2 耐腐蚀性 |
| 1.4.3 抗氧化性 |
| 1.4.4 其他性能 |
| 1.5 非晶合金概述 |
| 1.5.1 非晶合金的发展 |
| 1.5.2 非晶合金的结构模型 |
| 1.5.3 非晶合金的成分设计准则 |
| 1.5.4 非晶形成的热力学条件 |
| 1.5.5 非晶形成的动力学条件 |
| 1.5.6 非晶合金的韧塑化研究 |
| 1.6 高熵非晶合金的研究现状 |
| 1.7 本论文的研究目的和研究内容 |
| 第2章 实验方法 |
| 2.1 技术路线 |
| 2.2 样品制备 |
| 2.2.1 母合金的制备 |
| 2.2.2 非晶薄带的制备 |
| 2.2.3 非晶棒材的制备 |
| 2.3 材料表征 |
| 2.4 热分析 |
| 2.5 热处理 |
| 2.6 性能测试 |
| 2.6.1 力学性能 |
| 2.6.2 磁性能 |
| 2.6.3 耐腐蚀性 |
| 第3章 (Fe, Co,Ni, Cr,Mo)-B高熵合金的非晶形成能力、热稳定性及性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验结果与讨论 |
| 3.2.1 微观结构 |
| 3.2.2 非晶相的热稳定性 |
| 3.2.3 HE-BMG的制备 |
| 3.2.4 力学性能和耐蚀性 |
| 3.2.5 低B含量的新型高熵非晶合金 |
| 3.3 讨论 |
| 3.3.1 非晶形成能力 |
| 3.3.2 B元素含量与硬度的关系 |
| 3.3.3 影响高熵合金非晶相形成的因素 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 低B含量的(Fe, Co,Ni, Cr,Mo)-B高熵非晶合金的晶化行为 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验结果与分析 |
| 4.2.1 (Fe, Co,Ni, Cr,Mo)_(86~89)B_(11~14)的热力学分析 |
| 4.2.2 11B高熵非晶合金的晶化行为 |
| 4.2.3 14B高熵非晶合金的晶化行为 |
| 4.2.4 晶化过程中的元素再分配 |
| 4.2.5 析晶强化作用 |
| 4.2.6 11B和14B高熵合金的磁性能 |
| 4.2.7 凝固过程中的结晶 |
| 4.3 讨论 |
| 4.3.1 高熵非晶合金的微结构、硬度和B含量的关系 |
| 4.3.2 T-T-T示意图 |
| 4.3.3 纳米复合结构的高热稳定性 |
| 4.3.4 析晶强化机制 |
| 4.3.5 析晶模式对合金硬度的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 Nb元素添加对(Fe, Co,Ni, Cr,Mo)-B高熵合金非晶形成能力和微观结构的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验结果和分析 |
| 5.2.1 淬态合金条带的微观结构 |
| 5.2.2 热力学性质与动力学分析 |
| 5.2.3 晶化行为的研究 |
| 5.2.4 淬态合金条带的力学性能 |
| 5.2.5 铸棒的微观结构与力学性能 |
| 5.3 讨论 |
| 5.3.1 低B含量的(Fe, Co, Ni, Cr,Mo, Nb)-B高熵非晶相的形成 |
| 5.3.2 Nb元素的添加对高熵合金非晶结构和性能的影响 |
| 5.3.3 (Fe, Co, Ni, Cr,Mo, Nb)_(86-89)B_(11-14)高熵非晶合金的GT现象 |
| 5.3.4 T-T-T示意图 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 主元高阶化对Fe基非晶合金形成能力及性能的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验结果与分析 |
| 6.2.1 淬态合金条带的微观结构 |
| 6.2.2 热力学性质 |
| 6.2.3 晶化行为研究 |
| 6.2.4 淬态合金条带的力学性能 |
| 6.2.5 铸棒的微观结构与力学性能 |
| 6.3 讨论 |
| 6.3.1 主元高阶化对Fe基非晶合金形成能力的影响 |
| 6.3.2 B元素对晶态和非晶态高熵合金结构的影响 |
| 6.3.3 纳米复合结构的超高硬度 |
| 6.3.4 高熵合金成分设计对材料性能的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 全文总结及工作展望 |
| 7.1 论文结论 |
| 7.2 论文创新点 |
| 7.3 工作展望 |
| 参考文献 |
| 发表论文和参加科研情况说明 |
| 致谢 |
（2）预处理条件下Fe80Si9B11的晶化组织和磁性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 非晶态合金的简介 |
| 1.2 非晶合金的发展历史 |
| 1.3 非晶合金的形成原理 |
| 1.3.1 热力学 |
| 1.3.2 动力学 |
| 1.3.3 结构学 |
| 1.4 非晶合金的形成能力 |
| 1.4.1 过冷液相区宽度?Tx |
| 1.4.2 约化玻璃转变温度Trg |
| 1.4.3 参数γ |
| 1.5 非晶合金的晶化及晶粒尺寸的计算 |
| 1.5.1 机械晶化 |
| 1.5.2 电致晶化 |
| 1.5.3 高压晶化 |
| 1.5.4 热致晶化 |
| 1.5.5 平均晶粒尺寸的计算 |
| 1.6 非晶合金的制备方法 |
| 1.6.1 水淬法 |
| 1.6.2 金属模铸造法 |
| 1.6.3 单辊急冷法 |
| 1.6.4 定向凝固法 |
| 1.6.5 非晶粉末挤压法 |
| 1.7 非晶合金的性能及应用 |
| 1.7.1 磁性能 |
| 1.7.2 力学性能 |
| 1.7.3 耐腐蚀性能 |
| 1.8 非晶合金的处理工艺 |
| 1.8.1 深冷处理在材料上的应用 |
| 1.8.2 磁场处理在材料上的应用 |
| 1.8.3 退火处理在材料上的应用 |
| 1.9 研究的目的和内容 |
| 第二章 Fe基非晶合金的检测 |
| 2.1 实验方案 |
| 2.2 非晶材料的液氮深冷处理 |
| 2.3 非晶材料的脉冲磁场处理 |
| 2.4 非晶材料的晶化退火 |
| 2.5 非晶材料的检测 |
| 2.5.1 XRD结构检测 |
| 2.5.2 热分析 |
| 2.5.3 磁性能检测 |
| 2.5.4 透射电镜检测 |
| 第三章 不同预处理方式对非晶组织结构的影响 |
| 3.1 深冷及磁场强度对非晶结构及热力学参数的影响 |
| 3.1.1 深冷及不同磁场强度下非晶合金的XRD分析 |
| 3.1.2 深冷及不同磁场强度下非晶合金的DSC分析 |
| 3.2 深冷及磁场强度对非晶合金晶化过程的影响 |
| 3.2.1 晶化处理后非晶合金的组织分析 |
| 3.2.2 晶化处理后非晶合金的DSC分析 |
| 3.3 脉冲次数对非晶合金组织及热力学参数的影响 |
| 3.3.1 不同磁脉冲次数处理条件下非晶合金的XRD分析 |
| 3.3.2 不同磁脉冲次数处理条件下非晶合金的DSC分析 |
| 3.4 脉冲次数对非晶合金晶化过程的影响 |
| 3.4.1 晶化处理后非晶合金的组织分析 |
| 3.4.2 晶化处理后非晶合金的DSC分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 退火温度和时间对非晶组织及热力学参数的影响 |
| 4.1 退火温度对非晶合金晶化过程的影响 |
| 4.1.1 不同退火温度下非晶合金的XRD分析 |
| 4.1.2 不同退火温度下非晶合金的DSC分析 |
| 4.2 退火时间对非晶合金晶化过程的影响 |
| 4.2.1 不同退火时间下非晶合金的XRD分析 |
| 4.2.2 不同退火时间下非晶合金的DSC分析 |
| 4.3 本章小结 |
| 第五章 预处理和晶化处理对材料磁性能的影响 |
| 5.1 深冷及磁场强度对非晶磁性能的影响 |
| 5.1.1 深冷及磁场强度对非晶合金磁性能的影响 |
| 5.1.2 晶化处理后非晶合金的VSM分析 |
| 5.2 磁脉冲次数对非晶磁性能的影响 |
| 5.2.1 磁脉冲次数对非晶合金磁性能的影响 |
| 5.2.2 晶化处理后非晶合金的VSM分析 |
| 5.3 晶化处理对非晶合金磁性能的影响 |
| 5.3.1 退火温度对非晶合金磁性能的影响 |
| 5.3.2 退火时间对非晶合金磁性能的影响 |
| 5.4 磁性能综合分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 总结 |
| 6.1 本文结论 |
| 6.2 实验中的不足与展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士研究生学位期间发表或收录的论文 |
（3）基于团簇加连接原子模型的Ti-Cu基块体非晶合金成分设计（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 主要符号表 |
| 1 绪论 |
| 1.1 非晶合金的形成 |
| 1.1.1 玻璃化转变 |
| 1.1.2 玻璃形成能力及影响因素 |
| 1.1.3 玻璃形成能力的表征 |
| 1.2 非晶合金的原子结构 |
| 1.2.1 非晶合金的结构模型 |
| 1.2.2 非晶合金结构的非均匀性 |
| 1.3 非晶合金的性能 |
| 1.3.1 力学性能 |
| 1.3.2 耐蚀性能 |
| 1.3.3 磁性 |
| 1.4 非晶合金的成分设计方法 |
| 1.4.1 共晶点原则 |
| 1.4.2 多组元合金化 |
| 1.4.3 团簇加连接原子模型及24电子判据 |
| 1.5 Ti基非晶合金研究进展 |
| 1.6 论文立题依据与主要内容 |
| 2 块体非晶合金的设计方法及其在Ti-Cu体系中的应用 |
| 2.1 基于团簇加连接原子模型的块体非晶合金成分设计方法 |
| 2.1.1 块体非晶合金的成分解析 |
| 2.1.2 晶体结构中定义团簇的截断距离 |
| 2.1.3 主团簇半径计算方法 |
| 2.1.4 块体非晶合金成分设计流程 |
| 2.2 Ti-Cu体系非晶合金成分设计 |
| 2.2.1 具有潜在高GFA的Ti-Cu二元共晶成分区间 |
| 2.2.2 Ti-Cu二元非晶合金的竞争晶化相分析 |
| 2.2.3 CuTi_2和CuTi相中团簇及主团簇的确定 |
| 2.2.4 Ti-Cu体系理想二元非晶合金的团簇式 |
| 2.2.5 多组元合金化及其对e/u的影响 |
| 2.3 Ti-Cu-Zr-Sn块体非晶合金形成能力研究 |
| 2.3.1 实验内容及方法 |
| 2.3.2 Ti-Cu二元合金的玻璃形成能力 |
| 2.3.3 [Ti-Cu_(6-y)Sn_yTi_(8-x)Zr_x]Cu_3系列合金的玻璃形成能力 |
| 2.3.4 [Cu-Ti_(8-x)Zr_xCu_4]Cu_(1-y)Sn_y系列合金的玻璃形成能力 |
| 2.3.5 表征玻璃形成能力的热参数与有效价电子数e/u |
| 2.3.6 Ti-Cu-Zr-Sn块体非晶合金的力学性能及耐蚀性 |
| 2.4 本章小结 |
| 3 Ti基非晶合金退火晶化行为与玻璃形成能力的关联 |
| 3.1 Ti-Cu系非晶合金中热参数的失效现象 |
| 3.2 Zr含量对Ti(Zr)-Cu三元非晶合金退火晶化行为的影响 |
| 3.2.1 实验内容及方法 |
| 3.2.2 [Ti-Cu_6Ti_(8-x)Zrx]Cu_3合金退火晶化行为研究 |
| 3.2.3 [Cu-Ti_(8-x)Zr_xCu_4]Cu合金退火晶化行为研究 |
| 3.3 Sn含量对Ti(Zr)-Cu(Sn)四元非晶合金退火晶化行为的影响 |
| 3.3.1 [Ti-Cu_(6-y)Sn_yTi_(6.2)Zr_(1.8)]Cu_3合金退火晶化行为研究 |
| 3.3.2 [Cu-Ti_(6.4)Zr_(1.6)Cu_4]Cu_(1-y)Sn_y合金退火晶化行为研究 |
| 3.4 Si含量对Ti(Zr)-Cu(Si)非晶合金退火晶化行为的影响及GFA研究 |
| 3.4.1 [Ti-Cu_(6-y)SiyTi_(6.2)Zr_(1.8)]Cu_3合金退火晶化行为研究 |
| 3.4.2 [Cu-Ti_(6.4)Zr_(1.6)Cu_(4-y)Si_y]Cu合金退火晶化行为研究 |
| 3.4.3 GFA预测及验证 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 Ti(Zr/Nb/Mo)-Cu(Fe,Sn/Si)系列非晶合金的形成及性能研究 |
| 4.1 Ti(Zr/Nb/Mo)-Cu(Sn)系列非晶合金的形成及性能研究 |
| 4.1.1 实验内容及方法 |
| 4.1.2 Mo的添加对晶化行为及玻璃形成能力的影响 |
| 4.1.3 Nb的添加对晶化行为及玻璃形成能力的影响 |
| 4.1.4 Ti(Zr/Nb/Mo)-Cu(Sn)非晶合金耐蚀性及其机制分析 |
| 4.1.5 Ti(Zr/Nb/Mo)-Cu(Sn)非晶合金的力学性能 |
| 4.2 Ti(Zr)-Cu(Fe,Sn)系列非晶合金的形成及力学性能研究 |
| 4.2.1 Fe的添加对晶化行为及玻璃形成能力的影响 |
| 4.2.2 Ti(Zr)-Cu(Fe,Sn)非晶合金的力学性能 |
| 4.2.3 Ti(Zr/Nb)-Cu(Fe,Sn/Si)系列非晶合金的形成及性能 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 团簇模型在多相合金系统中的拓展应用 |
| 5.1 团簇和团簇模型与相变的关联性 |
| 5.1.1 平均团簇配位数与相变类型 |
| 5.1.2 利用团簇模型解析双相合金的形成 |
| 5.2 团簇模型与热力学计算的结合在有序-无序转变中的应用 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 创新点 |
| 6.3 展望 |
| 参考文献 |
| 附录 部分二元体系中的相结构和团簇信息 |
| 攻读博士学位期间科研项目及科研成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（4）Cu-Zr-Al-Y非晶合金的强韧化及水平连铸工艺研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 块体非晶合金简述及其发展历史 |
| 1.2 块体非晶合金形成机理 |
| 1.2.1 玻璃化转变 |
| 1.2.2 非晶合金形成条件 |
| 1.2.3 非晶合金形成的热力学解释 |
| 1.2.4 非晶合金形成的动力学解释 |
| 1.3 非晶合金的等温晶化与变形理论 |
| 1.3.1 非晶合金的等温晶化过程 |
| 1.3.2 非晶合金的变形理论 |
| 1.4 非晶合金的性能与应用 |
| 1.4.1 非晶合金的性能 |
| 1.4.2 非晶合金的应用 |
| 1.5 非晶合金的制备工艺 |
| 1.5.1 水淬法 |
| 1.5.2 铜模铸造法 |
| 1.5.3 倾角铸造法 |
| 1.6 本文研究意义与内容 |
| 2 实验方法、样品制备及表征 |
| 2.1 Cu-Zr-Al-Y合金成分选取依据 |
| 2.2 非晶合金等温退火实验 |
| 2.2.1 实验流程 |
| 2.2.2 实验材料及方法 |
| 2.3 真空水平连铸装置设计及实验流程 |
| 2.3.1 炉体设计 |
| 2.3.2 石墨-水冷铜模复合铸型结构 |
| 2.3.3 电磁线圈设计 |
| 2.3.4 实验流程 |
| 2.4 样品表征与分析 |
| 2.4.1 显微结构表征 |
| 2.4.2 热力学参数测试 |
| 2.4.3 力学性能测试 |
| 3 (Cu_(47)Zr_(45)Al_8)_(98.5)Y_(1.5) 非晶基复相材料的组织与性能 |
| 3.1 Cu-Zr基非晶合金的纳米晶化研究进展 |
| 3.2 (Cu_(47)Zr_(45)Al_8)_(98.5)Y_(1.5) 非晶合金晶化行为研究 |
| 3.2.1 (Cu_(47)Zr_(45)Al_8)_(98.5)Y_(1.5) 铸态合金非晶结构表征 |
| 3.2.2 (Cu_(47)Zr_(45)Al_8)_(98.5)Y_(1.5) 非晶合金等温热力学分析 |
| 3.2.3 (Cu_(47)Zr_(45)Al_8)_(98.5)Y_(1.5) 非晶合金等温相转变进程 |
| 3.3 (Cu_(47)Zr_(45)Al_8)_(98.5)Y_(1.5) 非晶基复相材料的力学性能 |
| 3.3.1 显微硬度测试 |
| 3.3.2 室温单轴压缩测试 |
| 3.4 (Cu_(47)Zr_(45)Al_8)_(98.5)Y_(1.5) 非晶基复相材料的显微组织 |
| 3.5 复相材料强韧化机理分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 添加Nb元素对(Cu_(47)Zr_(45)Al_8)_(98.5)Y_(1.5) 非晶合金及其复相材料性能的影响 |
| 4.1 Nb元素在Cu-Zr基非晶合金成分设计中的作用 |
| 4.2 (Cu_(46.3)Zr_(43.3)Al_(7.9)Y_(1.5))_(100-x) Nb_x非晶合金的性能 |
| 4.2.1 (Cu_(46.3)Zr_(43.3)Al_(7.9)Y_(1.5))_(100-x) Nb_x非晶合金的热力学分析 |
| 4.2.2 (Cu_(46.3)Zr_(43.3)Al_(7.9)Y_(1.5))_(100-x) Nb_x的压缩性能 |
| 4.3 Nb1 非晶基复相材料的组织与性能 |
| 4.3.1 Nb1 合金的非晶形成能力 |
| 4.3.2 Nb1 合金的等温相转变进程 |
| 4.3.3 Nb1 非晶基复相材料的显微组织 |
| 4.3.4 Nb1 非晶基复相材料的力学性能 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 (Cu_(47)Zr_(45)Al_8)_(98.5)Y_(1.5) 非晶合金水平连铸工艺探索 |
| 5.1 实验条件设置 |
| 5.2 非晶合金板材凝固原理 |
| 5.3 过热度对非晶板材水平连铸工艺的影响 |
| 5.3.1 过热度对非晶合金板材显微组织的影响 |
| 5.3.2 过热度对合金板材力学性能的影响 |
| 5.4 电磁场对水平连铸铜基非晶合金的影响 |
| 5.4.1 磁感应强度的测量 |
| 5.4.2 高频电磁场对金属液充型影响 |
| 5.4.3 不同电磁场频率下样品非晶含量分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表学术论文情况 |
| 致谢 |
（5）电沉积铬铁合金工艺、性能及机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 电沉积技术概述 |
| 1.2 电沉积基本理论 |
| 1.2.1 电镀基本概念 |
| 1.2.2 电沉积基本原理 |
| 1.2.3 沉积电位和极化作用 |
| 1.2.4 金属离子阴极还原过程 |
| 1.2.5 合金电沉积 |
| 1.2.6 添加剂作用机理 |
| 1.3 电沉积铬铁合金 |
| 1.3.1 三价铬电镀发展 |
| 1.3.2 铬铁合金性能 |
| 1.3.3 铬铁合金电沉积工艺 |
| 1.3.4 铬铁合金电沉积机理 |
| 1.4 本论文研究目的和内容 |
| 参考文献 |
| 第二章 实验仪器与方法 |
| 2.1 工艺实验条件 |
| 2.1.1 实验试剂与镀液配制方法 |
| 2.1.2 电镀工艺流程 |
| 2.2 电沉积工艺研究 |
| 2.2.1 霍尔槽实验 |
| 2.2.2 镀液分散能力 |
| 2.2.3 镀液覆盖能力 |
| 2.2.4 电流效率和沉积速率 |
| 2.3 铬铁镀层表征方法 |
| 2.3.1 X射线荧光测厚仪 |
| 2.3.2 扫描电子显微镜 |
| 2.3.3 X射线衍射仪 |
| 2.3.4 显微硬度测试 |
| 2.3.5 结合力测试 |
| 2.3.6 差示扫描量热法 |
| 2.3.7 俄歇电子能谱 |
| 2.3.8 耐蚀性测试 |
| 2.4 机理研究方法 |
| 2.4.1 电化学实验 |
| 2.4.2 原位红外光谱 |
| 2.4.3 理论计算方法 |
| 参考文献 |
| 第三章 铬铁合金电沉积及其镀层表征 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 霍尔槽(Hull Cell)实验 |
| 3.2.1 缓冲剂对铬铁合金镀层外观的影响 |
| 3.2.2 添加剂对铬铁合金镀层外观的影响 |
| 3.2.3 电流密度对铬铁合金镀层外观的影响 |
| 3.2.4 温度对铬铁合金镀层外观的影响 |
| 3.2.5 pH对铬铁合金镀层外观的影响 |
| 3.2.6 搅拌对铬铁合金镀层外观的影响 |
| 3.3 工艺镀液性能 |
| 3.3.1 镀液Fe~(2+)对镀层铁含量的影响 |
| 3.3.2 镀液分散能力和覆盖能力 |
| 3.3.3 镀液电流效率和沉积速率 |
| 3.4 铬铁合金镀层表征 |
| 3.4.1 铬铁合金镀层形貌表征 |
| 3.4.1.1 电沉积时间对镀层微观形貌的影响 |
| 3.4.1.2 电流密度对镀层微观形貌的影响 |
| 3.4.1.3 添加剂对镀层微观形貌的影响 |
| 3.4.1.4 亚铁离子含量对镀层微观形貌的影响 |
| 3.4.2 铬铁合金镀层结构表征 |
| 3.4.3 铬铁合金镀层结合力 |
| 3.4.4 铬铁合金镀层显微硬度 |
| 3.4.5 铬铁合金镀层耐蚀性 |
| 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 非晶态铬铁合金镀层晶化行为研究 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 非晶态Cr-29.51 wt.%Fe合金镀层晶化过程分析 |
| 4.3 铬铁合金镀层晶化后表面态分析 |
| 4.4 热处理对铬铁合金镀层性能的影响 |
| 4.4.1 热处理对铬铁合金镀层显微硬度的影响 |
| 4.4.2 热处理对镀层耐蚀性的影响 |
| 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 铬铁合金在Ni电极上的电沉积机理研究 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 电化学实验条件 |
| 5.3 配位剂作用机理研究 |
| 5.4 铬铁共沉积机理研究 |
| 5.5 添加剂作用机理研究 |
| 本章小结 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 硕士期间发表论文及专利 |
（6）Ti-Zr-Be-Co非晶合金的制备与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 块体非晶及其发展历史 |
| 1.2 块体非晶的制备方法 |
| 1.2.1 电弧熔炼 |
| 1.2.2 吸铸法 |
| 1.2.3 喷铸法 |
| 1.2.4 定向凝固法 |
| 1.2.5 水淬法 |
| 1.2.6 高压铸造法 |
| 1.3 块体非晶的性能与应用 |
| 1.3.1 力学性能 |
| 1.3.2 非晶合金的耐蚀性能 |
| 1.3.3 非晶合金的物理性能 |
| 1.4 非晶合金的应用 |
| 1.4.1 复合材料 |
| 1.4.2 体育用品 |
| 1.4.3 磁性材料 |
| 1.4.4 生物医用材料 |
| 1.5 钛基非晶合金的发展与研究现状 |
| 1.6 本工作的的主要内容与研究意义 |
| 第二章 实验方法及实验仪器 |
| 2.1 样品的制备 |
| 2.2 材料的组织结构表征及性能测试 |
| 2.2.1 X射线衍射分析 |
| 2.2.2 热分析方法 |
| 2.2.3 热静态机械分析 |
| 2.2.4 室温压缩塑性 |
| 2.2.5 抗腐蚀性能测试 |
| 第三章 Ti-Zr-Be-Co合金系的玻璃形成能力及力学性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Ti_(45)Zr_(20)Be_(35-X)Co_X合金系的玻璃形成能力及力学性能 |
| 3.2.1 Ti_(45)Zr_(20)Be_(35-X)Co_X合金系的玻璃形成能力 |
| 3.2.2 Ti_(45)Zr_(20)Be_(35-X)Co_X合金系的力学性能 |
| 3.2.3 Ti_(45)Zr_(20)Be_(35-X)Co_X合金系的热力学性能 |
| 3.2.4 Ti_(45)Zr_(20)Be_(35-X)Co_X 合金系的热塑性成形性能 |
| 3.3 Ti_(45)Zr_(20)-XBe_(35)Co_ X合金系的玻璃形成能力及力学性能 |
| 3.3.1 Ti_(45)Zr_(20)-XBe_(35)Co_ X合金系的玻璃形成能力 |
| 3.3.2 Ti_(45)Zr_(20)-XBe_(35)Co_ X合金系的力学性能 |
| 3.3.3 Ti_(45)Zr_(20)-XBe_(35)Co_ X合金系的热力学性能 |
| 3.3.4 Ti_(45)Zr_(20)-XBe_(35)Co_ X合金系的热塑性成形性能 |
| 3.4 (Ti_(45)Zr_(20)Be_(35))_(100-X)Co_X合金系的玻璃形成能力及力学性能 |
| 3.4.1 (Ti_(45)Zr_(20)Be_(35))_(100-X)Co_X合金系的玻璃形成能力 |
| 3.4.2 (Ti_(45)Zr_(20)Be_(35))_(100-X)Co_X合金系的力学性能 |
| 3.4.3 (Ti_(45)Zr_(20)Be_(35))_(100-X)Co_X合金系热力学性能 |
| 3.4.4 (Ti_(45)Zr_(20)Be_(35))_(100-X)Co_X合金系的热塑性成形性能 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 Ti-Zr-Be-Co合金系的晶化行为 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验结果及讨论 |
| 4.3 本章小结 |
| 第五章 Ti-Zr-Be-Co系合金的耐腐蚀性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验结果及讨论 |
| 5.3 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 |
（7）Ni-W-P-nSiO2化学复合镀层的制备及耐蚀性研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题背景及意义 |
| 1.2 井下工具腐蚀与防护 |
| 1.2.1 金属腐蚀分类 |
| 1.2.2 井下工具防腐技术 |
| 1.3 化学镀技术及研究现状 |
| 1.3.1 化学镀进展 |
| 1.3.2 纳米化学镀特点 |
| 1.3.3 化学复合镀基本原理 |
| 1.3.4 化学复合镀影响因素 |
| 1.3.5 化学镀研究现状 |
| 1.4 课题主要研究内容及方法 |
| 1.4.1 研究内容 |
| 1.4.2 研究方法 |
| 1.4.3 技术路线 |
| 第2章 Ni-W-P-nSiO_2化学复合镀层的制备及表面活性剂优选 |
| 2.1 前言 |
| 2.2 试验材料及仪器 |
| 2.3 试验方法 |
| 2.3.1 Ni-W-P-nSiO_2化学复合镀层的制备 |
| 2.3.2 溶胶凝胶法制备二氧化硅 |
| 2.4 化学复合镀层表征方法 |
| 2.4.1 金相显微镜(OM)和扫描电子显微镜(SEM) |
| 2.4.2 硬度和厚度 |
| 2.4.3 物相分析(XRD) |
| 2.4.4 透射电镜(TEM) |
| 2.4.5 极化曲线(Tafel)和交流阻抗(EIS) |
| 2.5 Ni-W-P-nSiO_2化学复合镀工艺探索 |
| 2.5.1 正交实验 |
| 2.5.2 试验结果及讨论 |
| 2.6 表面活性剂对Ni-W-P-nSiO_2化学复合镀层结构与性能的影响 |
| 2.6.1 单因素实验设计 |
| 2.6.2 表面活性剂对化学复合镀层的微观形貌和成分的影响 |
| 2.6.3 表面活性剂对化学复合镀层的硬度和厚度的影响 |
| 2.6.4 表面活性剂对化学复合镀层物相(XRD)和晶粒尺寸的影响 |
| 2.6.5 化学复合镀层结构(TEM)分析 |
| 2.6.6 表面活性剂对化学复合镀层耐蚀性的影响 |
| 2.7 小结 |
| 第3章 Ni-W-P-nSiO_2化学复合镀层生长过程和晶化行为研究 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 镀层生长过程研究 |
| 3.2.1 化学复合镀层不同时期生长形貌 |
| 3.2.2 化学复合镀层在不同时期的硬度 |
| 3.2.3 化学复合镀层生长机制 |
| 3.3 镀层晶化动力学研究 |
| 3.3.1 差示扫描量热分析(DSC) |
| 3.3.2 化学复合镀层的DSC曲线 |
| 3.3.3 化学复合镀层晶化行为研究 |
| 3.3.4 化学复合镀层的热重(TG)曲线 |
| 3.4 不同热处理温度下化学复合镀层结构与性能 |
| 3.4.1 不同热处理温度下镀层的物相分析 |
| 3.4.2 不同热处理温度下镀层的硬度分析 |
| 3.4.3 不同热处理温度下镀层的形貌分析 |
| 3.4.4 不同热处理温度下镀层的耐蚀性分析 |
| 3.5 小结 |
| 第4章 Ni-W-P-nSiO_2化学复合镀层在模拟油田环境中的耐蚀性能研究 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 腐蚀试验方法和原理 |
| 4.2.1 高温高压浸泡腐蚀 |
| 4.2.2 电化学腐蚀 |
| 4.2.3 微区扫描电化学(SECM) |
| 4.3 纳米SiO_2对Ni-W-P镀层结构与性能的影响 |
| 4.3.1 纳米SiO_2对Ni-W-P镀层形貌的影响 |
| 4.3.2 纳米SiO_2对Ni-W-P镀层结构的影响 |
| 4.3.3 纳米SiO_2对Ni-W-P镀层接触角的影响 |
| 4.3.4 纳米SiO_2对Ni-W-P镀层孔隙率的影响 |
| 4.4 腐蚀试验结果 |
| 4.4.1 浸泡腐蚀速率 |
| 4.4.2 Ni-W-P-nSiO_2化学复合镀层浸泡腐蚀产物分析 |
| 4.4.3 Ni-W-P-nSiO_2化学复合镀层电化学腐蚀性能 |
| 4.4.4 Ni-W-P-nSiO_2化学复合镀层微区电化学腐蚀行为 |
| 4.5 小结 |
| 第5章 结论与展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文及科研成果 |
（8）Ni-Mn-Sn无约束薄膜晶化动力学及马氏体相变（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究意义 |
| 1.2 Ni-Mn-Sn合金薄膜的研究进展 |
| 1.2.1 Ni-Mn-Sn薄膜的制备 |
| 1.2.2 Ni-Mn-Sn薄膜的晶格结构 |
| 1.2.3 Ni-Mn-Sn薄膜的马氏体相变 |
| 1.2.4 Ni-Mn-Sn薄膜的磁性能 |
| 1.3 Ni-Mn-Sn合金薄膜晶化研究进展 |
| 1.3.1 晶化理论研究进展 |
| 1.3.2 晶化试验研究进展 |
| 1.4 Ni-Mn-Sn合金薄膜模拟研究进展 |
| 1.4.1 第一性原理模拟 |
| 1.4.2 分子动力学模拟 |
| 1.5 主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及研究方法 |
| 2.1 材料制备 |
| 2.2 组织结构分析 |
| 2.3 晶化行为测试 |
| 2.4 马氏体相变行为和磁学性能测试 |
| 2.5 其它设备 |
| 第3章 Ni-Mn-Sn无约束薄膜晶化动力学 |
| 3.1 Ni-Mn-Sn无约束薄膜的制备 |
| 3.1.1 Ni-Mn-Sn无约束合金薄膜的表面形貌 |
| 3.1.2 Ni-Mn-Sn无约束合金薄膜的化学成分 |
| 3.2 Ni-Mn-Sn无约束薄膜的晶化动力学研究 |
| 3.2.1 晶化产物分析 |
| 3.2.2 非等温晶化动力学研究 |
| 3.2.3 等温晶化动力学研究 |
| 3.3 Co掺杂Ni-Mn-Sn无约束薄膜晶化动力学研究 |
| 3.3.1 Ni-Mn-Sn-Co无约束薄膜的制备 |
| 3.3.2 晶化产物分析 |
| 3.3.3 非等温晶化过程 |
| 3.3.4 等温晶化过程研究 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 Ni-Mn-Sn薄膜晶化动力学模拟 |
| 4.1 MEAM势函数构建 |
| 4.2 第一性原理计算结果 |
| 4.3 Ni-Mn-Sn合金势函数拟合 |
| 4.4 Ni-Mn-Sn薄膜晶化模拟 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 Ni-Mn-Sn无约束薄膜马氏体相变及磁性能 |
| 5.1 Ni-Mn-Sn无约束薄膜微观结构 |
| 5.2 Ni-Mn-Sn无约束薄膜马氏体相变研究 |
| 5.3 Ni-Mn-Sn薄膜磁性能研究 |
| 5.4 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 |
（9）Hf元素对富铁含量的Fe-（BSiP）-Cu体系合金的非晶形成能力与磁性能影响的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 铁基非晶/纳米晶合金的发展史 |
| 1.2.1 铁基非晶合金的发展概况 |
| 1.2.2 铁基纳米晶合金的发展概况 |
| 1.2.3 富铁非晶/纳米晶合金的发展概况 |
| 1.3 非晶合金的形成与制备 |
| 1.3.1 非晶合金的形成机制 |
| 1.3.2 非晶合金的制备工艺 |
| 1.3.3 非晶合金制备工艺的影响因素 |
| 1.4 非晶合金的纳米晶形成机制 |
| 1.4.1 非晶合金的结构弛豫 |
| 1.4.2 非晶合金的晶化 |
| 1.4.3 非晶合金晶化的影响因素 |
| 1.5 添加元素对铁基非晶合金的影响 |
| 1.5.1 添加Co、Ni等铁磁性元素的影响 |
| 1.5.2 添加Cu元素的影响 |
| 1.5.3 添加小原子元素B,Si,P等的影响 |
| 1.5.4 添加大原子元素Zr,Nb,Mo,Hf等的影响 |
| 1.6 添加元素化对富铁非晶/纳米晶合金的影响 |
| 1.6.1 添加元素对晶化区间的影响 |
| 1.6.2 添加元素对α-Fe相晶化的影响 |
| 1.6.3 微合金化对化合物析出的影响 |
| 1.7 富铁非晶/纳米晶合金的性能及应用 |
| 1.8 本文研究意义和主要研究内容 |
| 1.8.1 研究意义 |
| 1.8.2 研究内容 |
| 第二章 合金成分的设计、制备及测试 |
| 2.1 研究思路 |
| 2.2 工艺流程 |
| 2.3 合金成分设计 |
| 2.4 实验材料及制备 |
| 2.4.1 实验材料 |
| 2.4.2 合金熔炼 |
| 2.4.3 带材制备 |
| 2.5 热处理工艺 |
| 2.6 分析测试方法 |
| 2.6.1 XRD衍射分析 |
| 2.6.2 DSC热分析 |
| 2.6.3 VSM磁化测试 |
| 2.6.4 矫顽力测试 |
| 第三章 Hf对富铁Fe_(86)B_(13)Cu_1合金的非晶形成能力、晶化行为及磁性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 (Fe_(86)B_(13)Cu_1)_(100-x)Hf_x合金的非晶形成能力、热稳定性和磁性能 |
| 3.2.1 (Fe_(86)B_(13)Cu_1)_(100-x)Hf_x合金的非晶形成能力 |
| 3.2.2 (Fe_(86)B_(13)Cu_1)_(100-x)Hf_x合金的热稳定性 |
| 3.2.3 (Fe_(86)B_(13)Cu_1)_(100-x)Hf_x合金淬态的磁性能 |
| 3.3 (Fe_(86)B_(13)Cu_1)_(100-x)Hf_x非晶合金晶化后的相结构与磁性能 |
| 3.3.1 (Fe_(86)B_(13)Cu_1)_(100-x)Hf_x非晶合金晶化后的相结构 |
| 3.3.2 (Fe_(86)B_(13)Cu_1)_(100-x)Hf_x非晶合金晶化后的磁性能 |
| 3.4 Fe_(86)B_(13)Cu_(1-y)Hf_y合金的非晶形成能力、热稳定性和磁性能 |
| 3.4.1 Fe_(86)B_(13)Cu_(1-y)Hf_y合金的非晶形成能力 |
| 3.4.2 Fe_(86)B_(13)Cu_(1-y)Hf_y合金的热稳定性 |
| 3.4.3 Fe_(86)B_(13)Cu_(1-y)Hf_y合金的磁性能 |
| 3.5 Fe_(86)B_(13)Cu_(1-y)Hf_y非晶合金晶化后的相结构和磁性能 |
| 3.5.1 Fe_(86)B_(13)Cu_(1-y)Hf_y非晶合金晶化后的相结构 |
| 3.5.2 Fe_(86)B_(13)Cu_(1-y)Hf_y非晶合金晶化后的磁性能 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 Fe增加对Fe_(86)B_(13)Cu_(0.5)Hf_(0.5)和Fe_(86)B_(13)Cu_(0.4)Hf_(0.6)合金的非晶形成能力、晶化行为及磁性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Fe_(86+a)(B_(13)Cu_(0.5)Hf_(0.5))_(14-a)合金的非晶形成能力、热稳定性和磁性能 |
| 4.2.1 Fe_(86+a)(B_(13)Cu_(0.5)Hf_(0.5))_(14-a)合金的非晶形成能力 |
| 4.2.2 Fe_(86+a)(B_(13)Cu_(0.5)Hf_(0.5))_(14-a)合金的热稳定性 |
| 4.2.3 Fe_(86+a)(B_(13)Cu_(0.5)Hf_(0.5))_(14-a)合金的磁性能 |
| 4.3 Fe_(86+a)(B_(13)Cu_(0.5)Hf_(0.5))_(14-a)合金晶化后的相结构与磁性能 |
| 4.3.1 Fe_(86+a)(B_(13)Cu_(0.5)Hf_(0.5))_(14-a)非晶合金晶化后的相结构 |
| 4.3.2 Fe_(86+a)(B_(13)Cu_(0.5)Hf_(0.5))_(14-a)非晶合金晶化后的磁性能 |
| 4.4 Fe_(86+b)(B_(13)Cu_(0.4)Hf_(0.6))_(14-b)合金的非晶形成能力、热稳定性和磁性能 |
| 4.4.1 Fe_(86+b)(B_(13)Cu_(0.4)Hf_(0.6))_(14-b)合金的非晶形成能力 |
| 4.4.2 Fe_(86+b)(B_(13)Cu_(0.4)Hf_(0.6))_(14-b)合金的热稳定性 |
| 4.4.3 Fe_(86+b)(B_(13)Cu_(0.4)Hf_(0.6))_(14-b)合金的磁性能 |
| 4.5 Fe_(86+b)(B_(13)Cu_(0.4)Hf_(0.6))_(14-b)非晶合金晶化后的相结构与磁性能 |
| 4.5.1 Fe_(86+b)(B_(13)Cu_(0.4)Hf_(0.6))_(14-b)非晶合金晶化后的相结构 |
| 4.5.2 Fe_(86+b)(B_(13)Cu_(0.4)Hf_(0.6))_(14-b)非晶合金晶化后的磁性能 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 Si添加对Fe_(86)B_(13-c)Si_cCu_(0.4)Hf_(0.6)合金的非晶形成能力、晶化行为及磁性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Fe_(86)B_(13-c)Si_cCu_(0.4)Hf_(0.6)合金的非晶形成能力、热稳定性和磁性能 |
| 5.2.1 Fe_(86)B_(13-c)Si_cCu_(0.4)Hf_(0.6)合金的非晶形成能力 |
| 5.2.2 Fe_(86)B_(13-c)Si_cCu_(0.4)Hf_(0.6)合金的热稳定性 |
| 5.2.3 Fe_(86)B_(13-c)Si_cCu_(0.4)Hf_(0.6)合金的磁性能 |
| 5.3 Fe_(86)B_(13-c)Si_cCu_(0.4)Hf_(0.6)非晶合金晶化后的相结构与磁性能 |
| 5.3.1 Fe_(86)B_(13-c)Si_cCu_(0.4)Hf_(0.6)非晶合金晶化后的相结构 |
| 5.3.2 Fe_(86)B_(13-c)Si_cCu_(0.4)Hf_(0.6)非晶合金晶化后的磁性能 |
| 5.4 Fe_(86)B_(12.5)Si_(0.5)Cu_(0.4)Hf_(0.6)非晶合金的进一步探讨 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 P添加对Fe_(86)B_(13-d)P_dCu_(0.4)Hf_(0.6)合金的非晶形成能力、晶化行为及磁性能的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 Fe_(86)B_(13-d)P_dCu_(0.4)Hf_(0.6)合金的非晶形成能力、热稳定性和磁性能 |
| 6.2.1 Fe_(86)B_(13-d)P_dCu_(0.4)Hf_(0.6)合金的非晶形成能力 |
| 6.2.2 Fe_(86)B_(13-d)P_dCu_(0.4)Hf_(0.6)合金的热稳定性 |
| 6.2.3 Fe_(86)B_(13-d)P_dCu_(0.4)Hf_(0.6)合金的磁性能 |
| 6.3 Fe_(86)B_(13-d)P_dCu_(0.4)Hf_(0.6)非晶合金晶化的相结构与磁性能 |
| 6.3.1 Fe_(86)B_(13-d)P_dCu_(0.4)Hf_(0.6)非晶合金热处理后的相结构 |
| 6.3.2 Fe_(86)B_(13-d)P_dCu_(0.4)Hf_(0.6)非晶合金晶化后的磁性能 |
| 6.4 Fe_(86)B_(12.5)P_(0.5)Cu_(0.4)Hf_(0.6)非晶合金的进一步探讨 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 Si添加对Fe_(86)B_(12)Si_eP_(1-e)Cu_(0.4)Hf_(0.6)合金的非晶形成能力、晶化行为及磁性能的影响 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 Fe_(86)B_(12)Si_eP_(1-e)Cu_(0.4)Hf_(0.6)合金的非晶形成能力、热稳定性和磁性能 |
| 7.2.1 Fe_(86)B_(12)Si_eP_(1-e)Cu_(0.4)Hf_(0.6)合金的非晶形成能力 |
| 7.2.2 Fe_(86)B_(12)Si_eP_(1-e)Cu_(0.4)Hf_(0.6)合金的热稳定性 |
| 7.2.3 Fe_(86)B_(12)Si_eP_(1-e)Cu_(0.4)Hf_(0.6)合金的磁性能 |
| 7.2.4 Fe_(86)B_(12)Si_eP_(1-e)Cu_(0.4)Hf_(0.6)非晶合金的晶化动力学 |
| 7.3 Fe_(86)B_(12)Si_eP_(1-e)Cu_(0.4)Hf_(0.6)非晶合金晶化后的相结构与磁性能 |
| 7.3.1 Fe_(86)B_(12)Si_eP_(1-e)Cu_(0.4)Hf_(0.6)非晶合金晶化后的相结构 |
| 7.3.2 Fe_(86)B_(12)Si_eP_(1-e)Cu_(0.4)Hf_(0.6)非晶合金晶化后的磁性能 |
| 7.4 Fe_(86)B_(12)Si_(0.75)P_(0.25)Cu_(0.4)Hf_(0.6)非晶合金的进一步探讨 |
| 7.5 本章小结 |
| 结论 |
| 论文创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文 |
| 致谢 |
（10）铁基非晶/纳米晶合金磁性与晶化行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 Fe基非晶合金 |
| 1.1.1 Fe基非晶合金的发展 |
| 1.1.2 Fe基非晶合金的研究目的意义 |
| 1.2 Fe基非晶合金的性能研究 |
| 1.2.1 Fe基非晶合金的非晶形成能力 |
| 1.2.2 Fe基非晶软磁合金 |
| 1.2.3 Fe非晶合金的其它物理性能 |
| 1.2.4 Fe基非晶合金晶化行为 |
| 1.3 Fe基非晶合金的制备 |
| 1.4 Fe基非晶合金的应用 |
| 1.5 本文研究意义及主要研究内容 |
| 1.5.1 本文研究意义 |
| 1.5.2 本文主要研究内容 |
| 2 实验过程及分析 |
| 2.1 技术路线 |
| 2.2 实验过程 |
| 2.2.1 母合金熔配 |
| 2.2.2 非晶带材的制备 |
| 2.2.3 退火工艺 |
| 2.3 性能表征 |
| 2.3.1 X射线衍射仪 |
| 2.3.2 热分析 |
| 2.3.3 磁学性能 |
| 2.3.4 电阻率 |
| 3 Fe-Nb-B三元非晶合金的玻璃形成能力，软磁性能及电阻率 |
| 3.1 Fe_(94-x)Nb_6B_x非晶合金 |
| 3.1.1 结构表征与热分析 |
| 3.1.2 软磁性能 |
| 3.1.3 室温电阻率 |
| 3.2 Fe_(97-x)Nb_3B_x非晶合金 |
| 3.2.1 结构表征与热分析 |
| 3.2.2 软磁性能 |
| 3.2.3 室温电阻率 |
| 3.3 分析与讨论 |
| 3.3.1 B含量对合金非晶形成能力的影响 |
| 3.3.2 合金的软磁性能 |
| 3.3.3 合金电阻率与B含量之间的关系 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 (Fe, Co)-Nb-B非晶合金的玻璃形成能力与软磁性能 |
| 4.1 XRD分析 |
| 4.2 Co含量对(Fe_(1-x)Co)x)_(79)Nb_3B_(18)合金玻璃形成能力的影响 |
| 4.3 (Fe_(1-x)Co)x)_(79)Nb_3B_(18)非晶合金的软磁性能 |
| 4.4 (Fe_(1-x)Co)x)_(79)Nb_3B_(18)非晶合金的室温电阻率 |
| 4.5 分析与讨论 |
| 4.5.1 Co含量对合金非晶形成能力的影响 |
| 4.5.2 Co对合金磁性能影响机制 |
| 4.5.3 Co对合金电阻率影响机制 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 Fe基多元非晶合金的纳米晶化特性及软磁性能 |
| 5.1 退火工艺的选择与制定 |
| 5.1.1 退火工艺选择 |
| 5.1.2 等温退火工艺 |
| 5.2 晶化产物的鉴定 |
| 5.3 (Fe_(1-x)Co)x)_(79)Nb_3B_(18)合金等温晶化后的软磁性能 |
| 5.4 (Fe_(0.4)Co_(0.6))_(79)Nb_3B_(18)合金晶化行为 |
| 5.4.1 初生晶化相 |
| 5.4.2 不同温度等温退火 |
| 5.4.3 相同时间不同温度等温退火 |
| 5.4.4 (Fe_(0.4)Co_(0.6))_(79)Nb_3B_(18)非晶等温晶化后的软磁性能 |
| 5.5 分析与讨论 |
| 5.5.1 退火时间对晶粒尺寸的影响 |
| 5.5.2 退火温度对晶粒尺寸的影响 |
| 5.5.3 晶粒尺寸随退火工艺变化理论分析 |
| 5.5.4 退火工艺与物相变化理论分析 |
| 5.5.5 退火工艺对合金磁性能的理论分析 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士期间发表的论文 |
| 致谢 |
四、非晶态Ni-S合金的晶化行为（论文参考文献）
- [1]FeCoNi系高熵非晶合金的形成能力、晶化行为及性能的研究[D]. 王芳. 天津大学, 2019(01)
- [2]预处理条件下Fe80Si9B11的晶化组织和磁性能研究[D]. 魏思海. 江苏大学, 2019(03)
- [3]基于团簇加连接原子模型的Ti-Cu基块体非晶合金成分设计[D]. 王增睿. 大连理工大学, 2019(06)
- [4]Cu-Zr-Al-Y非晶合金的强韧化及水平连铸工艺研究[D]. 王舸. 大连理工大学, 2019(02)
- [5]电沉积铬铁合金工艺、性能及机理研究[D]. 刘诚. 厦门大学, 2019(08)
- [6]Ti-Zr-Be-Co非晶合金的制备与性能研究[D]. 安邦. 华中科技大学, 2019(01)
- [7]Ni-W-P-nSiO2化学复合镀层的制备及耐蚀性研究[D]. 胡静. 西南石油大学, 2019(06)
- [8]Ni-Mn-Sn无约束薄膜晶化动力学及马氏体相变[D]. 王振华. 哈尔滨理工大学, 2019(08)
- [9]Hf元素对富铁含量的Fe-（BSiP）-Cu体系合金的非晶形成能力与磁性能影响的研究[D]. 周林. 广东工业大学, 2018(09)
- [10]铁基非晶/纳米晶合金磁性与晶化行为研究[D]. 法阳. 西安工业大学, 2017(02)