一、Zr-Ti-Cu-Ni-Be大块非晶合金等温晶化过程相分离研究（论文文献综述）
王舸[1]（2019）在《Cu-Zr-Al-Y非晶合金的强韧化及水平连铸工艺研究》文中认为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。
翟逸玥[2]（2019）在《锆基非晶合金结构与性能的研究》文中提出本文在具备大塑性(Zr0.72Cu0.28)88Al12非晶合金的基础上,基于三个经验准则和深共晶理论,通过添加不同含量的Ni元素来进行成分设计—[(Zr0.72Cu0.28)0.88Al0.12]100-x00-x Nix（x=2,4,6,8,10,12,14 at.%）,采用X射线衍射仪,DSC差热分析仪,室温压缩实验、显微硬度测试仪、扫描电子显微镜和电化学工作站等对它们的性能和结构进行分析和测试,结果如下:（1）(Zr0.72Cu0.28)88Al12合金在不同冷速下的玻璃转变温度Tg随冷速的增加而上升,而约化玻璃转变温度Trg、过冷液相区温度区间ΔTx、熔化温度Tm和液相线温度Tl随冷速的增加而降低;不同直径（φ2,φ3,φ4和φ6）的(Zr0.72Cu0.28)88Al12合金的冷却速率分别为1324.5、585.1、322和141.1 K·s-1,其塑性变形随冷却速率的减小而明显降低,2 mm、3 mm和4 mm分别为20.2%、8.3%和2.6%,而6 mm的试样发生脆性断裂,无塑性变形的产生;不同直径（φ2,φ3,φ4和φ6）的(Zr0.72Cu0.28)88Al12非晶合金试样的径向元素含量和显微硬度值皆出现了较为明显的波动,表明非晶合金在微观上存在不均匀性。（2）计算设计成分的混合焓ΔHmix和混合熵ΔSmix,发现混合焓ΔHmix随着Ni元素含量的增加而减少,而混合熵ΔSmi随着Ni元素含量的增加而增大,符合井上明久原则;随着Ni元素含量的增大,过冷液相区ΔTx先增加随后减小,在x=10时,ΔTx达到了101.1 K,其热稳定性最好;在x=14过冷液相区ΔTx为93.4 K,其热稳定性相对较差,但仍优于(Zr0.72Cu0.28)88Al12。同时,x=10时的合金拥有较大的塑性变形εp—23.3%。（3）适量Ni元素添加会提升高非晶合金的耐点蚀能力,Tafel曲线与EIS拟合结果表明,随Ni含量的增加,合金系的耐点蚀能力先升高后降低。当x=10时,其腐蚀电位Ecorr、电流密度Icorr和电子转移阻抗Rct分别为-0.699 V、1.254×10-7A/cm2和5695Ω·cm2,具有最佳的耐腐蚀性能。（4）[(Zr0.72Cu0.28)0.88Al0.12)90]Ni10的非等温晶化现象分析表明:合金的特征温度随升温速率的升高偏移至高温区,动力学特征明显;合金的动力学理想玻璃转化温度T0为524.6 K;采用Kissger方程得出该合金的玻璃转变激活能Eg,晶化开始激活能Ex和晶化峰值激活能Ep分别为128.6、310.4和282.4 KJ/mol,而Ozawa方程得出的结果分别为139.8、323.1和295.0 KJ/mol,对比分析发现Ex数值相对较大,表明金属玻璃晶化较为困难,玻璃性能稳定;不同升温速率下的晶化体积分数曲线均呈“S型”,而Avrami指数n（a）在1.67-7.81之间,说明该非晶合金在非等温晶化过程中的生长类型属于界面控制。（5）非晶合金[(Zr0.72Cu0.28)0.88Al0.12)]90Ni10在过冷液相区的等温晶化分析表明:等温温度越低,孕育期相应较长,晶化体积分数曲线相对平缓;不同等温温度的晶化体积分数图皆呈现出单一的“S”形形状;整个等温晶化过程中,局部激活能随晶化体积分数的增加呈现出先减小后保持不变最终减小的变化趋势;等温晶化的Avrami指数n（a）在1.2-11.74之间,表明在[(Zr0.72Cu0.28)0.88Al0.12)]90Ni10合金等温晶化时过程中具有不同的形核速率和生长维数。
程思锐[3]（2016）在《Zr41.2Ti13.8Cu12.5Ni10.0Be22.5合金过冷液相区本构关系及微充填行为研究》文中研究指明相比于其它微细加工方法而言,塑性微形成技术由于具有较高的加工效率和材料利用率、较低的制造成本以及良好的构件性能和尺寸精度,成为微细加工领域研究的热点。然而,传统金属材料介观尺度成形过程中的“尺度效应”,制约了其在塑性微成形方面的应用。块体非晶合金因其在过冷液相区良好的塑性,加之力学和物理性能方面的优异表现,为解决塑性微成形过程中的“尺度效应”问题了提供了新的思路。现阶段对于块体非晶合金在塑性加工领域的应用的研究尚不深入。因此,开展块体非晶合金过冷液相区变形行为与晶化机理研究具有十分重要的理论意义和实用价值。本文针对Zr41.2Ti13.8Cu12.5Ni10.0Be22.5（Vit1）块体非晶合金,开展了Vit1块体非晶合金过冷液相区等温压缩实验研究,探讨了实验温度与应变速率对Zr基块体非晶合金过冷液相区变形行为的影响规律。实验结果表明:随着实验温度的升高和应变速率的降低,流动应力随之降低,应力过冲消失,流动机制逐渐由非牛顿流变动向牛顿流动转变。通过引入实验温度和应变速率对弹性行为和应力过冲的影响,构建了描述Vit1块体非晶合金过冷液相区变形行为的Maxwell-Extreme唯像模型,准确地描述了不同温度与应变速率下,Vit1块体非晶合金过真应力-真应变关系及等效应变分布。从而证明Maxwell-Extreme本构关系适用于Vit1块体非晶合金过冷液相区塑性变形过程的有限元分析。基于DSC测试结果,研究了升温速率对Vit1非晶合金晶化过程的影响,实验结果表明:当升温速率为5K/min和10K/min时,DSC曲线上的第一放热峰分离,其对应的Avrami指数也相对较低。整个晶化过程始终由原子扩散控制,但随着升温速率的提高,Vit1块体非晶合金晶化机制也发生改变,在晶化初始阶段晶化相由二维生长向一维生长转变;通过对比等温退火与变形试样热分析结果和微观组织,揭示了过冷液相区塑性变形促进非晶合金的晶化过程的作用机理。由于高温塑性变形导致的原子排列有序化在微观组织转变过程中占主导地位,变形后的Vit1块体非晶合金拥有更高的特征温度和更紧密的原子排列。此外,随着实验温度的上升,高温塑性变形对晶化过程的促进作用逐渐减小。开展了Vit1块体非晶合金微通道充填实验,研究了温度、载荷和微通道宽度对Vit1块体非晶合金充填性能的影响规律,揭示了非晶合金微通道型腔充填机理:过冷液相区的非晶合金在外加载荷的作用下以层流流动的方式向微通道中流动。在此期间,非晶合金与型腔侧壁间的摩擦力使流体在微通道宽度方向上产生速度梯度,造成充填前沿产生明显弧度和附加拉应力。富氧的充填前沿表层由于流动性较差,结合强度较低,在附加拉应力的作用下发生表面开裂,随后位于流体中心的非晶合金继续流动将表层材料推向型腔表面形成微通道侧壁,并形成新的充填前沿。建立了变载荷加载条件下,微通道充填高度与载荷、实验温度和形腔宽度之间的关系。Vit1块体非晶合金充填性能随着温度的上升逐渐提高,但温度超过703K后,非晶基体中析出的晶化相将抑制非晶合金在微型腔中的流动,降低其充填性能。在此基础之上,进行了Vit1块体非晶合金微型叶轮过冷液相区成形工艺研究。有限元模拟结果显示,在复合模具整体成形过程中,微型叶片的顶部首先成形,当上模与浮动凹模接触时,微型腔底部开始充填,并形成较为平直的充填前沿。成形温度、加载速率以及加载过程对非晶合金在微型腔中的流动均有较大影响。Vit1块体非晶合金微型叶轮成形实验结果表明:成形温度683K、加载速率2.46mm/min和成形载荷3500N时,所成形出的微型叶轮具有较好的成形质量,其微型叶片宽度507.75μm,叶片侧表面粗糙度Ra0.25μm。综上所述,复合模具整体成形工艺比较适合制造具有大长宽比微型构件。
赵秀媛[4]（2015）在《Zr57.5Cu27.3Al8.5Ni6.7非晶合金的晶化行为及性能研究》文中指出本文采用真空熔炼吸铸系统制备Zr57.5Cu27.3Al8.5Ni6.7非晶合金,研究其等温与非等温晶化动力学,不同退火温度对其组织和性能的影响,三点弯曲疲劳行为,并与制备的Zr57.5Cu34Al8.5非晶合金作比较研究其在3.5%的Na Cl溶液以及PBS缓冲液中的腐蚀行为。计算出Zr57.5Cu27.3Al8.5Ni6.7非晶合金在非等温条件下的激活能Eg和Ex分别为409.70 k J/mol,335.53 k J/mol。在不同温度等温条件下得到的晶化体积分数与时间的关系曲线呈“S”型,表明晶化过程为典型的形核长大型转变。Avrami指数n的范围为3≤n≤4,表明晶化过程为界面控制的三维长大,等温晶化过程得到的激活能平均值434.81 k J/mol,高于非等温晶化过程的有效激活能。Zr57.5Cu27.3Al8.5Ni6.7大块非晶合金在进行温度低于Tg的等温退火处理10 min后,非晶合金内部已经有一定程度的有序化出现。在温度高于Tg退火处理后,非晶基体上有Cu10Zr7,Ni Zr2,Al3Zr2和Zr Cu等析出相出现。693 K退火态样品压缩过程中出现明显屈服现象,塑性变形可达46.98%,屈服强度可达1862 MPa,经733 K等温退火处理后样品断裂强度明显降低。693 K退火态的样品断口处鱼骨状花样出现,733 K退火态样品有类似于晶态材料断口形貌的解理台阶出现,表明非晶合金经退火处理后断口形貌特征逐渐向晶态材料转变。Zr57.5Cu27.3Al8.5Ni6.7非晶合金具有很高的疲劳强度（680±10 MPa）,较高的疲劳比（约0.38）,较高的弯曲强度（3200 MPa）,较低的S-N曲线斜率值,具有较好的韧性,估算的断裂韧性值约为42–49 MPa√m。合金样品的断口有铜富相析出,认为是循环应力导致非晶相分离产生铜富相。铜富相的出现可以起到桥连裂纹的作用阻碍裂纹扩展,提高疲劳寿命和疲劳强度。疲劳失效断裂后,样品的侧面宏观形貌呈V形,可以归因于在变形区产生的高密度的有分支的剪切带。Zr57.5Cu27.3Al8.5Ni6.7非晶合金在3.5%的Na Cl溶液表现出更好的耐腐蚀能力,腐蚀电位和腐蚀电流密度分别为-417 m V、2.739 m A/m2,主要是由于非晶合金表面在阳极极化过程中易形成阻碍型钝化膜,但是在Na Cl溶液中较易发生点蚀现象,是因为大块非晶合金的在制备过程中难以避免有缺陷残留,吸附Cl-而产生强烈的点蚀作用。两种成分的样品在PBS溶液中极化行为类似,腐蚀电位和腐蚀电流密度相差不大,都具有较小的腐蚀电流密度,但是含Ni非晶合金表现出较高的点蚀电位。
张黎科[5]（2013）在《冷热处理对CuZrAgAl大块非晶组织及其性能影响》文中研究表明金属玻璃由于其独特的无序结构,具有很多优良的力学、物理和化学性能,因而有广阔的应用前景,引起了大量的科学工作者和工程技术人员的极大关注。就目前发现,Cu基非晶具有高强度和良好的耐腐蚀性能,是很有前景的结构材料,因而人们对Cu基非晶投入了大量的工作。但是由于在宏观变形过程中,常常表现为脆性断裂,这在很大程度上限制了块体非晶合金的应用。因此,采用冷热处理方法在非晶基体中引起第二相,形成非晶合金复合材料,以此来提高合金变形能力的研究受到了很大重视。至今,所报道的处理工艺主要为退火处理,对于深冷处理,一般主要应用于晶态合金中,在非晶领域报道较少。本文对Cu45Zr45Ag7A13大块非晶合金进行退火和深冷处理,并研究了其处理后的力学性能,特别是对深冷后的疲劳性能进行了深入的研究。（1）利用铜模铸造法制备出了 Cu45Zr45Ag7Al3非晶合金。利用DSC分析了Cu45Zr45Ag7A13 非晶合金和非等温情况下下的晶化动力学。利用Kissiger 方程计算了 Cu45Zr45Ag7A13非晶合金样品在非等温条件下的晶化激活能Eg、Ex和Ep分别为 376.8 kJ/mol（±12 kJ/mol）,307.2 kJ/mol（±9 kJ/mol）,339.5 kJ/mol（±10 kJ/mol）。然而在等温条件下晶化的平均激活能为413.7kJ/mol,比非等温条件下要大很多。等温条件下的局部Avrami指数为1.82-3.51,等温晶化过程为扩散控制的三维长大过程。741K、746K、751K等温退火30min后试样显示了同铸态非晶相似的半月形脉状纹络和熔滴密度。756K等温退火后试样断裂分三个类型,少量半月形脉状纹路的同时也有鱼鳞形的脉状纹路出现,剪切区表面有低密度脉状纹络同时存在裂纹,类似晶态材料准解理断裂形貌;锯齿形貌,体现典型脆性断裂特征。741K温度下等温退火后,仅仅得到少量的晶态相,大部分还是非晶形态;746K下,有少量的晶化相析出,经检测为Cu10Zr7相;751K温度下产生了 AlCu2Zr和Cu10Zr7相;756K等温退火后主要晶化相AlCu2Zr、Cu10Zr7和Cu8Zr3相。（2）Cu45Zr45Ag7A13非晶合金随着深冷时间的延长热稳定性不断降低,塑性逐渐增加当深冷192小时后,获得最大的塑性变形达到0.50%,当深冷240小时后,合金的塑性下降,几乎没有塑性变形,材料的抗压强度和硬度呈持续增加的变化趋势,在深冷192小时后达到最大值,而抗拉强度却随着深冷时间的延长持续降低。这是由于在深冷过程中,压力降低了临界晶核的半径而使得一些富集部分变成了稳定可以长大的晶粒,同时其压力导致原子的“运输”,致使非晶合金基体中发生了晶化转变,由完全非晶转变为部分晶化结构,析出了 AlCu2Zr和Cu5Zr两种晶化相,其中Cu5Zr为增强相,AlCu2Zr为脆性相。（3）四点弯曲疲劳试验条件下,铸态和经过不同深冷时间处理后的Cu45Zr45Ag7A13非晶合金的四点弯曲疲劳疲劳极限为386MPa、487、355、313和224MPa,疲劳极限和断裂强度的比值分别为0.26、0.31、0.20、0.16和0.12。疲劳断口主要分成四个区域:裂纹萌生区、裂纹扩展区、快速断裂区和熔融区。但深冷24小时后其较铸态合金,其裂纹扩展区面积明显增大,没有出现如同铸态非晶合金类似的疲劳条带,这主要是因为深冷后析出的纳米晶体相的原因。同时,随着深冷时间的延长,有利于提高非晶合金的门槛值,特别是长时间深冷对合金门槛值的增强效果最好。深冷24小时后裂纹扩展速率低于铸态非晶和其他深冷时间后的速率。深冷192小时后Cu45Zr45Ag7A13非晶合金疲劳过程中,在裂纹扩展时,裂纹将沿着主剪切带进行传播随着应力导致的自由体积的增加。自由体积的密度将增加,而且剪切板阻碍剪切变形将减小。随着变形的进一步进行,主剪切板扩展到AlCu2Zr和Cu5Zr和非晶基体之间,剪切板尖端可能会导致应力致使Cu5Zr相转变成B2结构的CuZr相。（4）单轴压-压加载下Cu45Zr45Ag7A13非晶合金的疲劳极限要比三点弯曲和四点弯曲加载下的疲劳极限要高;在高于疲劳极限应力相同载荷下,两者的疲劳寿命也有所不同。三点弯曲疲劳断裂表面形貌和四点弯曲疲劳类似,主要包括四个主要区域:疲劳裂纹萌生、裂纹扩展、快速断裂和熔融区域,且存在着疲劳条带,其疲劳机制为形成了剪切带和自由体积的累积,导致产生了一些空隙,从而促使在该区域疲劳裂纹的萌生,同时由于钝化和重新锐化现象将致使裂纹扩展。单轴压-压疲劳断口表面和单轴压缩试验的断口形貌类似,样品呈一定倾斜角度断裂,样品表面不平整,表面存在着一些可见的裂纹,且无疲劳条带,这是由于疲劳过程中在试样上形成表面损伤层,随着载荷循环周期增加,表面损伤层不断向试样内部扩展,使得试样有效加载面积逐渐减小,导致临界剪切断裂应力不断降低,使得试样最终将发生剪切断裂。
孙宝茹[6]（2012）在《Zr基和Hf基块体金属玻璃的准静态到动态力学行为研究》文中指出本论文以Zr41Ti14Cu12.5Ni10Be22.5和ZHf44.5Cu27Ni13.5Ti5Al10块体金属玻璃为研究对象，利用差示扫描量热分析（DSC）研究了Hf基金属玻璃的非晶形成能力和晶化行为；利用MTS810万能试验机对准静态条件下金属玻璃的应变速率响应行为和损伤断裂特性进行了分析；采用分离式霍普金森压杆（SHPB）和二级轻气炮进行快速加载实验，对金属玻璃的动态应变速率响应行为和损伤断裂机制进行了探讨。研究结果表明，等温晶化过程中ZHf44.5Cu27Ni13.5Ti5Al10块体金属玻璃具有明显的动力学效应，具有较强的热稳定性，晶化激活能为655kJ/mol。TEM、HRTEM和XRD的分析结果表明，在723 K等温退火3600后，有立方结构的初始亚稳晶化相Al16Hf6Ni7析出；在763 K等温退火后析出的晶化相主要有立方结构的Al16Hf6Ni7相、四方结构的Ti2Cu3相和斜方结构Cu3Ti相；在783 K等温退火后主要有Al16Hf6Ni7和CuTi2析出相；在更高的温度下等温退火后的析出相为CuTi2、CuHf2。在低应变速率条件下，Hf基和Zr基金属玻璃都不呈现应变速率敏感性；Hf基金属玻璃具有更高的断裂强度，但其塑性较低，主要呈现脆性断裂方式，优先析出相CuTi2使其断裂强度升高，随着CuHf2相的大量析出，强度下降,在Hf基金属玻璃粗糙断口表面的放射区可以发现大量纳米级的韧窝结构，表现出局域塑性特征，说明正应力在断裂的过程中起着重要的作用。同时，在断口表面的扇形区以间距为60 nm左右的周期性条纹结构为主要特征，并且条纹间距与应变速率的变化关系不大，分析认为周期性条纹的产生是弹性波传播过程中与动态扩展的裂纹前端产生相互作用的结果；在动态压缩条件下，Hf基金属玻璃的屈服强度随着应变速率的增加呈现明显降低的趋势，呈现负的应变速率敏感性。其断口形貌主要为树枝状和脉状花样，同时出现局部熔融现象。结果表明，在高应变速率条件下，金属玻璃内部聚集的大量弹性应变能的瞬间释放，导致了绝热升温，进而使其局部的粘度迅速降低，形成了粘滞流变层。裂纹在粘滞流变层内的快速萌生与扩展伴随多重剪切带的产生及材料的多重断裂，进一步加剧了金属玻璃的绝热升温，使金属玻璃在更大范围内进一步发生局部软化，最终导致材料强度的急剧下降，断口表面形成脉状花样和局部熔融现象。Zr基金属玻璃在低应变速率条件下，主要表现为韧性断裂特征，断口表面为涟漪状花样，未发现周期性条纹结构，但在高速冲击过程中，由于裂纹的快速扩展，在断口表面的核心放射区出现周期性排布的平行条纹，条纹间距约为100nm，受应变速率的影响不大；在高速冲击加载条件下Zr基金属玻璃发生了层裂现象，样品沿着与冲击方向不同的多个夹角方向产生裂纹和断裂，这与准静态压缩和拉伸不同；在Zr基金属玻璃冲击点观察到了由于高应变速率变形导致的熔化现象。在动态损伤过程中，伴随着热与力的耦合效应。压缩正应力对剪切带内温度的升高起着重要作用。断口表面不同区域产生的脉状和涟漪状花样与剪切带内温度和软化程度有关。剪切带内自由体积的增殖导致非晶相黏度的下降和强度的降低。在外力作用下，裂纹会沿着低黏度的剪切带和微裂纹进行扩展并发生断裂；冲击速度对Zr基金属玻璃靶发光情况和损伤失效机制具有一定的影响。高应变率会导致断裂面的熔化。并且，随着冲击速度的-增加，发光持续时间从200μs增加到1500μs，发光强度从44 W/（Sr.μm）增加到900 W/（Sr.μm）。冲击的动能转化为热能以及应变能，应变能除了形成新的断裂面所需的表面能和塑性变形外，剩余部分能量转化为热能，这些热能激活热粒子导致光的发射以及产生绝热升温。
丁鼎[7]（2011）在《Zr-Cu基大块金属玻璃的形成、稳定性和力学性能研究》文中研究说明本论文主要研究了Zr-Cu基大块金属玻璃的玻璃形成能力、热稳定性、显微结构和力学性能,具体的工作如下:（1）回顾并继续研究了二元合金的非晶形成能力,发现亚稳态金属间化合物的存在能极大影响合金的非晶形成能力;利用前期所提出的1/?参数来预估了Zr-Cu-Al三元合金的玻璃形成成分范围,其有效性得到了前期工作结果的证实;综合前期实验结果和1/?参数预估结果,选择ZrCu-Zr2Cu-ZrCuAl成分范围内的合金,系统研究激冷试样的显微结构,发现其中的亚稳相,并通过根据三元合金特点修正的γ*参数（γ*’参数）来评估其玻璃形成能力,找到最具代表性的Zr50Cu50-xAlx（x=2, 4, 6, 8, 10, 12）合金,通过实验研究,验证了γ*’参数的有效性,从而在三元合金体系中建立起从预估和精确评价相结合的玻璃形成能力评价体系。（2）对比研究了Zr49.7Cu50.3和Zr50Cu42Al8大块金属玻璃的玻璃转变、晶化及其动力学,发现Al元素的添加抑制了金属玻璃的形核和长大,降低了晶化速率,从而提高了合金的热稳定性,并且改变了合金的晶化机制;创新性地通过VFT （Vogel -Fulcher-Tammann）拟合获得Zr49.7Cu50.3和Zr50Cu42Al8大块金属玻璃的连续加热转变曲线,为衡量Zr-Cu基大块非晶的长期热稳定性提供了一个方便而有效的方法;针对Zr50Cu42Al8大块金属玻璃块体与条带DSC曲线的差异,系统研究了Zr50Cu42Al8非晶条带的显微结构演化过程,发现非晶条带在等温过程中依次发生弛豫到纳米晶化的结构转变,同时其DSC曲线逐渐向块体非晶靠拢,表明非晶态合金中确实存在显微结构的差异,这种显微结构上的差异是造成玻璃转变、晶化行为和过冷液相区大小差异的主要原因。（3）研究了Zr50Cu50-xAlx（x=2, 4, 6, 8, 10, 12）大块金属玻璃的室温宏观力学性能,发现Zr50Cu42Al8大块金属玻璃具有较高的室温压缩塑性,并发现了Tg/m和E之间比较好的线性关系;研究了Zr50Cu42Al8大块金属玻璃室温塑性的产生机理。在变形试样中发现了变形孪晶,这种变形孪晶的出现与变形过程中的加工硬化现象密切相关。更深入的研究结果表明,在铸态试样中从试样表面到中心部位存在着由冷却速率递减所引起的结构分层和相分离现象,以及与此相关的微观力学性能的不均匀性,这种结构和微观力学性能上的不均匀性造成了压缩过程中的不均匀变形,引起了自由体积的增加并有利于STZ的形成,并且在两相界面上更有利于变形孪晶的形核长大。由此我们提出,这种铸态试样中不可避免存在的结构上的不均匀性是造成大块金属玻璃室温塑性的主要原因。
孙颖迪[8]（2011）在《Mg-Cu-Gd基块体非晶合金的Sb/Sn/Cd微合金化效应研究》文中认为本论文以目前材料界广泛关注的Mg基块体非晶合金为研究对象，提出非晶形成能力的新判据、提高Mg-Cu-Gd基块体非晶合金（MCGBAA）玻璃形成能力与塑性为目标，研究新判据并验证其可靠性，用自主研发的氩弧熔炼炉与吸铸一体化装置制备MCGBAA，用XRD、SEM、OM、TEM、DSC、纳米压痕仪、电化学工作站和阻抗仪等多种分析测试手段，研究添加与MCGBAA主组元Cu具有正混合热的微量Sb、Sn和Cd对非晶形成能力、连续加热与等温加热晶化动力学、力学及耐蚀性能的影响规律与机理，并分析化学镀铜层对其塑性的影响机制。基于非晶形成与热力学特征温度的关系，将抗晶化能力与液相结构相结合，提出了合金玻璃形成能力新判据1/2c， c=（TxTg）/（Tg+Tl），并在多种非晶合金体系进行了验证。发现c比其它判据具有更高的可靠性，且与本文研究的MCGBAA临界尺寸Zc的相关性因子达到76.79%，明显高于其它判据。自主研发的氩弧熔炼炉与吸铸一体化装置具有对熔池良好的保护和搅拌作用，且可通过局部快速加压和真空抽吸提高充型效果；用有限元模拟了吸铸铜模的温度场并优化了其尺寸。成功制备了成分均匀、充型良好、无氧化夹杂与缩松等缺陷的柱形和锥形MCGBAA。分别加入微量Sb、Sn和Cd均可提高基体合金的非晶形成能力，且随添加量增加，非晶形成Zc先增加后减小，其中Cd改善效果最显着，最优成分(Mg61Cu28Gd11)98Cd2非晶形成Zc接近基体合金的2倍。微量元素主要通过调整体系的原子尺寸梯度，增大液相黏度阻碍原子扩散，降低合金的过冷度（Tg=Tm-Tg），减弱初生Mg2Cu主晶化相的结晶驱动力，而提高非晶形成倾向，且固溶度高的元素改善非晶形成能力作用最明显；过量添加与Gd和Mg具有负混合热的元素将导致GdMg5相析出，非晶形成能力明显下降。连续加热和等温晶化过程中，Sb、Sn或Cd单元微合金化均可延缓MCGBAA晶化过程，其中Cd的改善作用最明显，且随Cd增加，非晶合金的等温晶化孕育时间、连续加热与等温加热晶化激活能及等温晶化Avrami指数均先增加后减小，最优成分(Mg61Cu28Gd11)98Cd2连续加热晶化激活能Eg、Ex和Ep分别相比基体合金提高了30.9%、63.6%和65.8%，等温晶化激活能EC提高近50%；在464K-479K其等温晶化的Avrami指数均大于2.5，表明晶粒形核与生长方式为扩散控制且形核率增加。基体非晶合金与(Mg61Cu28Gd11)98Cd2在469K等温退火过程中，结晶度随退火时间延长不断增大，结晶速率先增加后减小，且Cd存在明显延缓了Mg2Cu主晶化相的析出时间。与主组元Cu具有正混合热的微量元素可有效控制组元Mg、Cu原子的长程迁移，并促进Gd、Mg原子结合成为Mg2Cu的竞争相，抑制Mg2Cu形核生长。微量Sb、Sn或Cd的加入均能提高非晶合金的压缩断裂强度与塑性，Cd的作用最显着。随Cd增加，MCGBAA强度、塑性、弹性模量、硬度与抗压痕蠕变性能均先提高后下降，并在Cd达2at.%时达到最佳值，其中断裂强度比基体合金提高15.9%，塑性从0提高到0.45%，压缩断口存在明显塑性变形特征。合金变形过程中微量Cd主要通过提高结构稳定性不晶化而提高强度；Cd微观成分的不均匀性与压缩过程中局部区域发生的相分离，可以成为剪切带进一步扩展的障碍，促进形成多重剪切带而改善塑性。化学镀铜层的(Mg61Cu28Gd11)98Cd2压缩断裂塑性随镀层厚度增加持续提高，最大镀层厚度100m时可达1.76%，约为无镀层合金的4倍，且压缩变形后侧表面的剪切带数量与分叉明显增多。压缩过程中铜层内表面对非晶合金外表面形成的三向压应力，致使非晶裂纹萌生和扩展困难；相同轴向压力时铜层越薄，其三向变形越大且局部质量缺陷促进其局部破碎剥落，导致非晶局部外表面处于平面应力状态而萌生裂纹。微量Cd可同时改善MCGBAA的耐碱和酸腐蚀性能。随Cd增加，MCGBAA腐蚀电位均不断正移，腐蚀电流密度和腐蚀失重速率不断降低，碱性溶液中的钝化膜溶解破裂时间有效延长；基于“点缺陷模型”理论，微量Cd通过提高MCGBAA在碱性溶液中钝化膜的氧离子扩散通量而促进钝化膜形成与生长；在酸性溶液中，Cu2+和Cd2+在合金表面的同时还原沉积有利于进一步减慢基材的腐蚀进程，提高合金耐蚀性。
王燕坡[9]（2011）在《铪基非晶合金的热稳定性及力学性能》文中指出本文以Hf44.5Cu27Ni13.5Ti5Al10块体非晶合金为研究对象,应用差示扫描量热分析（DSC）、X射线衍射（XRD）、透射电镜（TEM）对其等温晶化动力学、晶化行为进行分析,采用MTS810试验机、分离式霍普金森杆（SHPB）、扫描电镜（SEM）对其准静态压缩行为、动态压缩行为及力学性能进行了研究。等温晶化动力学研究表明Hf44.5Cu27Ni13.5Ti5Al10块体非晶合金具有明显的动力学效应。合金呈现出较强的热稳定性,晶化激活能为655 KJ/mol。合金在723 K等温退火3600 s得到立方结构的亚稳初始晶化相Al16Hf6Ni7;763 K退火后晶化相由立方Al16Hf6Ni7相、四方Ti2Cu3相、斜方Cu3Ti相组成;783 K退火后析出相主要是Al16Hf6Ni7、CuTi2;更高温度下退火合金析出相为CuTi2、CuHf2。TEM、HRTEM和XRD的分析结果也证实了上述相变过程。准静态压缩条件下Hf44.5Cu27Ni13.5Ti5Al10块体非晶合金不呈现应变速率敏感性,断裂强度值最高可达2400 MPa。在非晶合金断口上观察到纳米级韧窝结构,表明宏观为脆性断裂的非晶合金在微观尺度上属于韧性断裂。另外,还发现约60 nm间距的周期性条纹结构,这与动态扩展裂纹前端和弹性波的相互作用有关。动态压缩条件下合金的屈服强度随应变速率的增加而明显降低,具有应变速率敏感性。断口形貌表现为树枝状条纹、典型脉状花纹和局部熔融结构。表明高应变速率下合金内部聚集的大量应变能在瞬间释放,导致绝热温升,使非晶断口表面粘度迅速下降,并形成粘滞流变层。裂纹的快速萌生与扩展使材料发生多重断裂,进一步加剧了非晶合金的绝热温升,使合金在更大范围内发生局部软化,形成脉状花纹和局部熔融结构,最终导致合金强度急剧下降。
郭晓雷[10]（2010）在《铁基非晶合金的晶化动力学研究》文中指出铁基非晶合金的软磁性能十分优异,本文就是在FINEMET合金的基础上通过成分设计优化,以Ni部分替代贵金属Nb元素,在氩气保护下采用真空非自耗电弧炉熔炼制备合金铸锭,使用单辊旋淬法制备Fe73.5Cu1Nb3-xSi13.5B9Nix（x=0,0.5,0.8,1.0,1.5）合金薄带,利用X-射线衍射仪（XRD）、差示扫描量热仪（DSC）,对带材的微观结构和性能进行了表征和测试。用差示扫描量热法（DSC）对铁基非晶合金的等温和非等温晶化动力学进行了研究,发现随着Ni含量的增加,开始晶化温度TX和晶化峰温度Tp都在降低,即非晶合金的形核激活能和晶体长大激活能都减小,晶化行为变得容易。同时非晶合金A-0、A-2、A-3、A-4的等温DSC曲线表现为单一的放热峰,随Ni含量的增加放热峰宽急剧变窄,各个非晶合金的孕育时间很短,再次表明晶化行为明显变得容易。采用等温的Arrhenius方程计算出A-0、A-2、A-3、A-4的晶化激活能分别为425.4KJ/mol、387.5KJ/mol、398.6KJ/mol、397.1KJ/mol,Ni替代Nb元素晶化激活能不同程度的下降,表明Ni元素部分取代部分Nb元素后削弱了FINEMET合金的热稳定性。等温时的晶化体积分数与时间成“S”型曲线,等温JMA曲线基本为直线。利用JMA模型对非晶合金A-0、A-2、A-3、A-4的等温晶化过程进行了分析,发现析出单一的Fe3Si相,温度升高、孕育期减小、反应峰宽减小,晶化行为变得容易。同时非晶合金A-0、A-2、A-3、和A-4的不同温度下Avrami指数都维持在1.5左右,不同温度下的晶化机制没有发生变化,表明非晶合金是由非晶基体中预存的小尺寸晶粒长大开始的,短程有序区最为现成的晶核直接长大完成,析出Fe3Si相,随后的形核率几乎为零。
二、Zr-Ti-Cu-Ni-Be大块非晶合金等温晶化过程相分离研究（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、Zr-Ti-Cu-Ni-Be大块非晶合金等温晶化过程相分离研究（论文提纲范文）
（1）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 |
（2）锆基非晶合金结构与性能的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 非晶合金的研究背景 |
| 1.1.1 非晶合金的简介 |
| 1.1.2 非晶合金的发展历程 |
| 1.2 非晶合金的形成理论 |
| 1.3 非晶合金的结构 |
| 1.4 非晶玻璃化转变与晶化转变 |
| 1.4.1 非晶的玻璃化转变 |
| 1.4.2 非晶合金的晶化 |
| 1.5 非晶合金的性能 |
| 1.5.1 优异的力学性能 |
| 1.5.2 非晶合金的加工性能 |
| 1.5.3 耐腐蚀性能 |
| 1.5.4 生物相容性 |
| 1.6 研究意义及主要内容 |
| 第2章 实验方法与实验样品制备 |
| 2.1 研究方法及技术路线 |
| 2.2 实验样品的制备 |
| 2.2.1 合金成分的设计 |
| 2.2.2 前期处理 |
| 2.2.3 制备试样 |
| 2.3 分析和检测方法 |
| 2.3.1 X射线衍射仪 |
| 2.3.2 DSC分析检测 |
| 2.3.3 扫描电子显微镜分析测试 |
| 2.3.4 力学压缩测试 |
| 2.3.5 显微硬度分析测试 |
| 2.3.6 电化学腐蚀 |
| 2.3.7 Tafel曲线测试 |
| 2.3.8 交流阻抗测试 |
| 第3章 冷却速率对(Zr_(0.72)(Cu_(0.28))_(88)Al_(12)合金结构与性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料及方法 |
| 3.3 实验结果与讨论 |
| 3.3.1 不同直径的Zr基非晶合金的XRD图谱 |
| 3.3.2 不同直径的Zr基非晶合金热分析研究 |
| 3.3.3 不同直径(Zr_(0.72)(Cu_(0.28))_(88)Al_(12)非晶合金的冷却速率研究 |
| 3.3.4 不同直径(Zr_(0.72)(Cu_(0.28))_(88)Al_(12)非晶合金的室温压缩实验 |
| 3.3.5 不同直径(Zr_(0.72)(Cu_(0.28))_(88)Al_(12)非晶合金的压缩断口形貌研究 |
| 3.3.6 不同直径(Zr_(0.72)(Cu_(0.28))_(88)Al_(12)合金的径向研究 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 不同Ni含量对Zr基非晶合金玻璃形成能力和性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料及方法 |
| 4.3 实验结果与讨论 |
| 4.3.1 Ni含量变化对合金结构的影响 |
| 4.3.2 Ni含量变化对热稳定性的影响 |
| 4.3.3 Ni含量变化对力学性能的影响 |
| 4.3.4 [(Zr_(0.72)Cu_(0.28))_(0.88)Al_(0.12)]_(100-x)Ni_x在3.5%NaCl中的Tafel曲线 |
| 4.3.5 [(Zr_(0.72)Cu_(0.28))_(0.88)Al_(0.12)]_(100-x)Ni_x合金的电化学阻抗谱测量 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 [(Zr_(0.72)Cu_(0.28))_(0.88)Al_(0.12))]_(90)Ni_(10) 非晶合金的晶化动力学研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料及方法 |
| 5.3 实验结果分析与讨论 |
| 5.3.1 [(Zr_(0.72)Cu_(0.28))_(0.88)Al_(0.12))]_(90)Ni_(10) 等温处理后的XRD和 DSC图 |
| 5.3.2 [(Zr_(0.72)Cu_(0.28))_(0.88)Al_(0.12))]_(90)Ni_(10) 的非等温热分析 |
| 5.3.3 [(Zr_(0.72)Cu_(0.28))_(0.88)Al_(0.12))]_(90)Ni_(10) 的等温热分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录A 攻读学位期间所发表的学术论文 |
（3）Zr41.2Ti13.8Cu12.5Ni10.0Be22.5合金过冷液相区本构关系及微充填行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 块体非晶合金的发展概况 |
| 1.2.1 块体非晶合金体系 |
| 1.2.2 块体非晶合金制备技术 |
| 1.3 块体非晶合金过冷液相区流变行为 |
| 1.3.1 块体非晶合金过冷液相区变形物理机制 |
| 1.3.2 块体非晶合金过冷液相区变形本构模型 |
| 1.3.3 块体非晶合金的晶化行为 |
| 1.4 非晶合金塑性微成形工艺研究 |
| 1.4.1 非晶合金塑性微成形性能 |
| 1.4.2 非晶合金体积塑性微成形工艺研究现状 |
| 1.4.3 非晶合金表面结构微成形工艺研究现状 |
| 1.5 本文的主要研究内容 |
| 第2章 实验材料及研究方案 |
| 2.1 Zr_(41.2)Ti_(13.8)Cu_(12.5)Ni_(10)Be_(22.5) 块体非晶合金的制备 |
| 2.2 热分析 |
| 2.3 物相分析 |
| 2.4 微观组织观察 |
| 2.4.1 扫描电镜观察 |
| 2.4.2 透射电镜观察 |
| 2.5 表面形貌测量 |
| 2.6 等温压缩实验 |
| 2.7 微充填实验方案 |
| 2.7.1 微充填实验设备 |
| 2.7.2 微压印实验模具与坯料的制备 |
| 2.7.3 微压印实验工艺方案 |
| 2.8 本章小结 |
| 第3章 Zr基块体非晶合金过冷液相区本构关系 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Zr基块体非晶合金过冷液相区变形行为 |
| 3.3 Zr基块体非晶合金过冷液相区的稳态流动机理 |
| 3.4 Zr基块体非晶合金过冷液相区变形本构关系 |
| 3.4.1 Zr基块体非晶合金的Maxwell-Pulse模型 |
| 3.4.2 Zr基块体非晶合金Maxwell-Pulse本构关系的修正 |
| 3.4.3 Zr基块体非晶合金过冷液相区本构关系的验证 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 Zr基块体非晶合金晶化行为 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Zr基块体非晶合金非等温晶化机理 |
| 4.2.1 Zr基块体非晶合金的非等温晶化行为 |
| 4.2.2 升温速率对Zr基非晶合金晶化行为的影响 |
| 4.3 Zr基块体非晶合金等温变形晶化行为 |
| 4.3.1 等温变形对Zr基块体非晶合金热稳定性的影响 |
| 4.3.2 高温变形对Zr基块体非晶合金微观组织的影响 |
| 4.4 高温变形对Zr基块体非晶合金晶化行为影响机理 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 Zr基块体非晶合金充填行为 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Zr基块体非晶合金充填性能评价 |
| 5.2.1 载荷对成形能力的影响 |
| 5.2.2 温度对成形能力的影响 |
| 5.2.3 微通道宽度对成形能力的影响 |
| 5.2.4 Zr基块体非晶合金微通道成形质量 |
| 5.3 Zr基块体非晶合金微通道充填行为 |
| 5.4 微通道阵列热压印成形工艺 |
| 5.4.1 充填载荷对成形质量的影响 |
| 5.4.2 充填温度对成形质量的影响 |
| 5.4.3 微通道宽度对成形质量的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 Zr基非晶合金微型叶轮复合模具整体成形工艺 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 微型叶轮复合模具整体成形工艺设计 |
| 6.2.1 微型叶轮结构分析 |
| 6.2.2 微型叶轮成形方案设计 |
| 6.3 微型涡轮成形工艺有限元分析 |
| 6.3.1 加载速率对充填过程的影响 |
| 6.3.2 成形温度对加载过程的影响 |
| 6.3.3 加载过程对充填过程的影响 |
| 6.4 微型叶轮成形复合模具整体成形工艺实验研究 |
| 6.4.1 微型叶轮复合模具设计 |
| 6.4.2 微型叶轮充填过程分析 |
| 6.4.3 成形参数对充填质量的影响 |
| 6.5 微型涡轮成形质量分析 |
| 6.6 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 |
（4）Zr57.5Cu27.3Al8.5Ni6.7非晶合金的晶化行为及性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 大块非晶合金的简介 |
| 1.2.1 大块非晶的研究历史与发展情况 |
| 1.2.2 大块非晶的发展情况 |
| 1.3 非晶的形成条件 |
| 1.3.1 非晶形成热力学条件 |
| 1.3.2 非晶形成动力学条件 |
| 1.3.3 非晶形成的结构条件 |
| 1.3.4 玻璃形成能力 |
| 1.4 大块非晶合金的制备工艺 |
| 1.4.1 水淬法 |
| 1.4.2 电弧熔炼铜模吸铸法 |
| 1.4.3 定向凝固法 |
| 1.4.4 金属模铸造法 |
| 1.4.5 感应加热铜模浇铸法 |
| 1.4.6 射流成型法 |
| 1.4.7 挤压铸造法 |
| 1.5 大块非晶合金的晶化行为 |
| 1.5.1 非晶合金的晶化类型 |
| 1.5.2 非晶合金的结构弛豫 |
| 1.6 大块非晶合金的力学性能 |
| 1.6.1 大块非晶合金的强度 |
| 1.6.2 大块非晶合金的韧性和塑性 |
| 1.6.3 大块非晶合金的疲劳性能 |
| 1.7 大块非晶合金的腐蚀行为 |
| 1.7.1 Zr基大块非晶合金的腐蚀行为 |
| 1.7.2 其他大块非晶合金的腐蚀行为 |
| 1.8 大块非晶合金的其他性能 |
| 1.9 本课题的研究背景、意义和内容 |
| 第2章 大块非晶合金的制备、检测以及所用实验设备 |
| 2.1 大块非晶体系的选择 |
| 2.2 实验过程 |
| 2.3 Zr基大块非晶合金的制备 |
| 2.4 合金样品表征 |
| 2.4.1 XRD分析 |
| 2.4.2 DSC分析 |
| 2.4.3 TEM检测 |
| 2.4.4 SEM分析 |
| 2.4.5 EDS能谱分析 |
| 2.5 硬度测量 |
| 2.6 室温压缩及弯曲 |
| 2.7 退火方案确定 |
| 2.8 疲劳实验方案确定 |
| 2.9 腐蚀实验方案确定 |
| 第3章 Zr_(57.5)Cu_(27.3)Al_(8.5)Ni_(6.7) 大块非晶合金的晶化动力学及退火行为研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验方法 |
| 3.3 结构表征 |
| 3.4 晶化动力学 |
| 3.4.1 非等温晶化动力学 |
| 3.4.2 等温晶化动力学 |
| 3.5 等温退火行为 |
| 3.5.1 退火后结构转变 |
| 3.5.2 退火后硬度变化 |
| 3.5.3 退火处理后样品压缩断裂行为 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 Zr_(57.5)Cu_(27.3)Al_(8.5)Ni_(6.7) 大块非晶合金的三点弯曲疲劳行为研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方法 |
| 4.3 实验结果 |
| 4.3.1 力学性能和S-N曲线 |
| 4.3.2 宏观和微观断口形貌 |
| 4.3.3 疲劳实验后XRD检测 |
| 4.3.4 剪切带 |
| 4.4 讨论与分析 |
| 4.4.1 元素富集与桥连增韧 |
| 4.4.2 韧性评估 |
| 4.4.3 疲劳断裂机制 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 Ni元素对Zr-Cu-Al非晶合金腐蚀性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验过程 |
| 5.3 实验结果 |
| 5.3.1 极化曲线与腐蚀速率 |
| 5.3.2 腐蚀后微观形貌 |
| 5.4 讨论与分析 |
| 5.4.1 非晶合金在NaCl溶液中的反应机理 |
| 5.4.2 非晶合金在PBS缓冲液中的反应 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录A 攻读硕士学位期间发表的论文目录 |
（5）冷热处理对CuZrAgAl大块非晶组织及其性能影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 金属玻璃的发展历史 |
| 1.2 BMG的形成 |
| 1.2.1 BMG形成的热力学条件 |
| 1.2.2 BMG形成的冷却速度条件 |
| 1.2.3 影响BMG形成的因素 |
| 1.3 BMG的制备方法 |
| 1.3.1 溶剂法 |
| 1.3.2 电弧熔炼法 |
| 1.3.3 铜模铸造法 |
| 1.3.4 吸入式铸造法 |
| 1.3.5 电磁悬浮熔炼法 |
| 1.3.6 落管技术 |
| 1.4 BMG的结构 |
| 1.5 BMG的晶化反应及其影响因素 |
| 1.5.1 BMG的晶化反应类型 |
| 1.5.2 BMG的晶化反应多阶段性 |
| 1.6 BMG性能 |
| 1.6.1 室温硬度与断裂强度 |
| 1.6.2 抗弯强度 |
| 1.6.3 疲劳强度 |
| 1.7 不同处理方式对BMG的影响 |
| 1.7.1 退火对BMG的影响 |
| 1.7.2 深冷处理对BMG的影响 |
| 1.8 Cu基BMG研究进展 |
| 1.9 本论文研究目的、意义和主要内容 |
| 第2章 Cu_(45)Zr_(45)Ag_7Al_3BMG晶化行为及等温热处理对力学性能的影响 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料及检测方案 |
| 2.2.1 实验材料制备 |
| 2.2.2 热处理方案 |
| 2.2.3 检测方法 |
| 2.3 Cu_(45)Zr_(45)Ag_7Al_3BMG非等温晶化动力学研究 |
| 2.4 Cu_(45)Zr_(45)Ag_7Al_3BMG等温晶化动力学研究 |
| 2.5 Cu_(45)Zr_(45)Ag_7Al_3BMG晶化过程分析 |
| 2.6 等温退火对Cu_(45)Zr_(45)Ag_7Al_3BMG力学性能的影响 |
| 2.6.1 等温退火对非晶合金力学行为的影响 |
| 2.6.2 Cu_(45)Zr_(45)Ag_7Al_3BMG等温退火后的室温压缩断裂断口形貌 |
| 2.7 本章小结 |
| 第3章 深冷处理对Cu_(45)Zr_(45)Ag_7Al_3BMG组织及性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料及检测方案 |
| 3.2.1 实验材料制备 |
| 3.2.2 深冷处理方案 |
| 3.2.3 检测方法 |
| 3.3 Ag对Cu_(45)Zr_(45)Ag_7Al_3BMG析出相的影响 |
| 3.4 深冷处理对Cu_(45)Zr_(45)Ag_7Al_3BMG组织结构的影响 |
| 3.5 深冷处理对Cu_(45)Zr_(45)Ag_7Al_3BMG晶化行为的影响 |
| 3.6 深冷处理对Cu_(45)Zr_(45)Ag_7Al_3BMG力学性能的影响 |
| 3.6.1 压缩性能及其显微硬度测试 |
| 3.6.2 Cu_(45)Zr_(45)Ag_7Al_3BMG压缩断裂形貌 |
| 3.6.3 Cu_(45)Zr_(45)Ag_7Al_3BMG拉伸性能 |
| 3.6.4 深冷处理对Cu_(45)Zr_(45)Ag_7Al_3BMG力学性能的影响 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 深冷处理对Cu_(45)Zr_(45)Ag_7Al_3四点弯曲疲劳性能的影响 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 实验材料及检测方案 |
| 4.2.1 实验材料制备 |
| 4.2.2 深冷处理方案 |
| 4.2.3 室温疲劳性能分析 |
| 4.2.4 组织与形貌观察 |
| 4.3 铸态和深冷后的Cu_(45)Zr_(45)Ag_7Al_3四点弯曲疲劳性能 |
| 4.3.1 铸态和深冷后的Cu_(45)Zr_(45)Ag_7Al_3四点弯曲疲劳S-N曲线 |
| 4.3.2 深冷前后Cu_(45)Zr_(45)Ag_7Al_3四点弯曲疲劳断口形貌 |
| 4.4 深冷前后Cu_(45)Zr_(45)Ag_7Al_3BMG疲劳裂纹扩展 |
| 4.5 Cu_(45)Zr_(45)Ag_7Al_3NMG疲劳裂纹萌生与扩展机制 |
| 4.6 深冷192小时后Cu_(45)Zr_(45)Ag_7Al_3BMG疲劳导致相变 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 不同加载方式对Cu_(45)Zr_(45)Ag_7Al_3的疲劳性能的影响 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 实验材料及检测方案 |
| 5.2.1 实验材料制备 |
| 5.2.2 室温疲劳性能分析 |
| 5.2.3 组织与形貌观察 |
| 5.3 不同加载下Cu_(45)Zr_(45)Ag_7Al_3BMG的疲劳性能 |
| 5.3.1 不同加载下Cu_(45)Zr_(45)Ag_7Al_3的疲劳寿命曲线 |
| 5.3.2 不同加载模式下Cu_(45)Zr_(45)Ag_7Al_3非晶的疲劳断口形貌 |
| 5.4 分析与讨论 |
| 5.4.1 S-N曲线 |
| 5.4.2 断口形貌分析 |
| 5.4.3 三点弯曲疲劳破坏机制 |
| 5.4.4 压-压疲劳破坏机制 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 本论文的创新点 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录A 攻读博士学位期间所发表的论文目录 |
（6）Zr基和Hf基块体金属玻璃的准静态到动态力学行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 大块金属玻璃的制备 |
| 1.2 大块金属玻璃的变形机制 |
| 1.3 大块金属玻璃的力学性能 |
| 1.3.1 大块金属玻璃的准静态力学特性 |
| 1.3.2 大块金属玻璃的动态力学特性 |
| 1.3.3 温度对大块金属玻璃力学特性的影响 |
| 1.4 大块金属玻璃的相稳定性 |
| 1.4.1 大块金属玻璃的热稳定性 |
| 1.4.2 应力和应变速率对大块金属玻璃相稳定性的影响 |
| 1.4.3 冲击波和高压对大块金属玻璃相稳定性的影响 |
| 1.5 内生塑性相对块体金属玻璃复合材料力学行为的影响 |
| 1.6 大块金属玻璃的研究进展 |
| 1.6.1 Hf 基大块金属玻璃的研究进展 |
| 1.6.2 Zr 基大块金属玻璃的研究进展 |
| 1.7 本论文的研究目的、意义和内容 |
| 第2章 材料制备及研究方法 |
| 2.1 块体金属玻璃的制备 |
| 2.2 微观结构分析测试 |
| 2.2.1 热分析 |
| 2.2.2 X 射线衍射分析 |
| 2.2.3 扫描电镜分析 |
| 2.2.4 透射电镜分析 |
| 2.3 显微硬度测试 |
| 2.4 准静态压缩实验 |
| 2.5 动态压缩试验 |
| 2.5.1 分离式霍普金森压杆试验 |
| 2.5.2 二级氢气炮高速冲击试验 |
| 第3章 Hf 基大块金属玻璃的热稳定性与晶化行为研究 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 非晶形成能力及临界冷却速率估算 |
| 3.3 等温退火态的微观组织分析 |
| 3.3.1 实验方法 |
| 3.3.2 等温退火态的 XRD 分析 |
| 3.3.3 等温退火态的 TEM 分析 |
| 3.4 晶化行为分析 |
| 3.4.1 晶化过程热分析 |
| 3.4.2 初始晶化行为 |
| 3.4.3 晶化过程分析 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 准静态下两种金属玻璃的压缩响应行为 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 铸态块体金属玻璃的准静态压缩行为 |
| 4.2.1 试样的结构表征 |
| 4.2.2 压缩断裂性能 |
| 4.2.3 压缩断口形貌分析 |
| 4.2.4 压缩断裂的动态裂纹扩展分析 |
| 4.2.5 相稳定性分析 |
| 4.3 退火对 Hf44.5Cu27Ni13.5Ti5Al10力学性能的影响研究 |
| 4.3.1 实验方案设计与退火后结构分析 |
| 4.3.2 热处理对合金力学性能的影响 |
| 4.3.3 热处理对周期性条纹结构的影响 |
| 4.3.4 热处理对硬度和杨氏模量的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 动态载荷下 Hf 基金属玻璃的响应行为研究 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 动态载荷下的应力应变响应特性研究 |
| 5.3 动态压缩的断口形貌及断裂机制分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 动态载荷下 Zr 基块体金属玻璃的动态响应特性 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 动态压缩条件下金属玻璃的断裂与损伤特性研究 |
| 6.2.1 实验方案 |
| 6.2.2 动态压缩条件下的断裂与损伤特性 |
| 6.2.3 动态压缩条件下的断裂与损伤数值模拟分析 |
| 6.2.4 动态压缩条件下的断裂与损伤机制分析 |
| 6.3 动态压缩条件下金属玻璃的断裂发光与失效机制研究 |
| 6.3.1 动态压缩条件下断裂发光与损伤失效特征 |
| 6.3.2 动态压缩条件下断口表面的周期性条纹特征 |
| 6.3.3 动态压缩条件下的能量耗散与失效机制分析 |
| 6.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间承担的科研任务与主要成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（7）Zr-Cu基大块金属玻璃的形成、稳定性和力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 非晶材料和金属玻璃的发展史 |
| 1.1.1 非晶态物质简介 |
| 1.1.2 非晶态合金的发展简史 |
| 1.2 大块金属玻璃的形成判据 |
| 1.2.1 基于组元本身基本性质的玻璃形成能力参数 |
| 1.2.2 基于玻璃转变热力学与动力学关系的玻璃形成能力参数 |
| 1.2.3 基于凝固过程的玻璃形成能力参数--临界冷却速率 Rc |
| 1.2.4 我们提出的玻璃形成能力参数 |
| 1.3 大块金属玻璃的热稳定性判据 |
| 1.3.1 等温转变(Time-Temperature-Transformation,TTT)曲线 |
| 1.3.2 连续冷却转变(Continuous Cooling Transformation,CCT)曲线 |
| 1.4 大块金属玻璃晶化过程的研究 |
| 1.5 大块金属玻璃的性能、应用及制备的研究概况 |
| 1.5.1 大块金属玻璃的性能和应用的研究概况 |
| 1.5.2 大块金属玻璃的制备 |
| 1.6 大块金属玻璃的研究现状 |
| 1.6.1 大块金属玻璃形成能力方面的研究现状 |
| 1.6.2 大块金属玻璃表观热稳定性的研究现状 |
| 1.6.3 大块金属玻璃力学性能的研究现状 |
| 1.6.4 目前存在的问题和解决方法 |
| 1.7 本论文的主要研究内容和意义 |
| 1.7.1 本论文研究对象的选择 |
| 1.7.2 研究意义 |
| 第二章 Zr-Cu-Al 大块金属玻璃试样的制备方法、测试分析手段和原理 |
| 2.1 本论文工作所用的主要设备 |
| 2.2 金属玻璃样品及测试样品的制备 |
| 2.2.1 原始试样的制备 |
| 2.2.2 测试试样的制备 |
| 2.3 Zr-Cu-Al 非晶的主要测试和分析手段及其原理 |
| 2.3.1 主要测试手段及其原理 |
| 2.3.2 计算及模拟方法介绍 |
| 第三章 Zr-Cu 基大块金属玻璃的非晶形成能力研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 金属间化合物的成分、结构 |
| 3.3 二元合金体系非晶形成能力的研究回顾及进展 |
| 3.3.1 二元合金体系的非晶形成能力的研究及存在问题 |
| 3.3.2 亚稳相对二元金属玻璃形成能力的影响 |
| 3.3.3 小结 |
| 3.4 Zr-Cu-Al 三元合金体系非晶形成能力的研究 |
| 3.4.1 Zr-Cu-Al 三元合金体系金属玻璃体系成分区域的初步选择 |
| 3.4.2 Zr-Cu-Al 三元合金体系金属玻璃体系亚稳相的确定 |
| 3.4.3 Zr-Cu-Al 三元合金体系非晶形成能力的实验验证 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 Zr-Cu 基大块金属玻璃的玻璃转变、晶化动力学以及热稳定性研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 玻璃转变、晶化过程的动力学分析原理 |
| 4.2.1 晶化的动力学分析模型 |
| 4.2.2 金属玻璃等温晶化动力学分析模型 |
| 4.2.3 玻璃转变的动力学分析模型 |
| 4.2.4 金属玻璃的连续加热转变图 |
| 4.3 Zr-Cu 基金属玻璃转变、晶化及其动力学研究 |
| 4.3.1 Zr-Cu 二元合金系大块金属玻璃的玻璃转变、晶化及其动力学研究回顾 |
| 4.3.2 Zr-Cu-Al 三元合金系大块金属玻璃的玻璃转变、晶化及其动力学研究 |
| 4.3.3 Zr-Cu 基大块金属玻璃的等温晶化动力学 |
| 4.3.4 Zr-Cu 基大块金属玻璃的长期热稳定性研究 |
| 4.4 Zr_(50)Cu_(42)Al_8 块体和条带非晶试样的差异 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 Zr-Cu 基大块金属玻璃的力学性能、结构不均匀及纳米不均匀性分布研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Zr_(50)Cu_(50-x)Al_x(x=2, 4, 6, 8, 10, 12)大块金属玻璃的室温力学性能 |
| 5.3 Zr_(50)Cu_(42)Al_8 三元大块金属玻璃的室温塑性及其产生机理初探 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间公开发表的论文 |
| 致谢 |
（8）Mg-Cu-Gd基块体非晶合金的Sb/Sn/Cd微合金化效应研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 块体非晶合金的研究进展 |
| 1.1.1 块体非晶合金的研究历史 |
| 1.1.2 块体非晶合金的形成与评价参数 |
| 1.1.3 块体非晶合金的制备技术 |
| 1.1.4 块体非晶合金的表面处理研究 |
| 1.2 块体非晶合金微合金化效应的研究进展 |
| 1.2.1 微合金化对玻璃形成能力的影响 |
| 1.2.2 微合金化对热稳定性的影响 |
| 1.2.3 微合金化对力学性能的影响 |
| 1.2.4 微合金化对耐蚀性能的影响 |
| 1.2.5 微合金化对其它性能的影响 |
| 1.3 镁基块体非晶合金的研究进展 |
| 1.3.1 镁基块体非晶合金的研究历史与合金体系 |
| 1.3.2 镁基块体非晶合金的制备技术 |
| 1.3.3 镁基块体非晶合金的性能与应用 |
| 1.3.4 镁基块体非晶合金的微合金化效应 |
| 1.4 本论文研究的目的与意义 |
| 1.5 本论文研究的主要内容与技术路线 |
| 第二章 实验过程与研究方法 |
| 2.1 实验仪器与原材料 |
| 2.1.1 实验仪器 |
| 2.1.2 实验原材料 |
| 2.2 材料制备与加工处理 |
| 2.2.1 母合金的熔炼 |
| 2.2.2 非晶合金的制备过程 |
| 2.2.3 热处理 |
| 2.2.4 化学镀铜处理 |
| 2.3 表征方法 |
| 2.3.1 微观结构与成分测试 |
| 2.3.2 热学与晶化动力学测试 |
| 2.3.3 力学性能测试 |
| 2.3.4 耐蚀性能测试 |
| 第三章 块体非晶合金的玻璃形成能力判据 |
| 3.1 判据 c的提出与理论分析 |
| 3.2 判据 c的实验验证 |
| 3.2.1 判据 c与非晶形成临界冷速 Rc的相关性分析 |
| 3.2.2 判据 c与非晶形成临界尺寸 Zc的相关性分析 |
| 3.3 本章小结 |
| 第四章 微合金化对 Mg-Cu-Gd 基非晶合金形成能力的影响 |
| 4.1 氩弧熔炼炉与吸铸一体化系统的设计与模拟 |
| 4.1.1 氩弧熔炼炉的设计原理 |
| 4.1.2 氩弧熔炼炉与吸铸一体化系统的结构设计 |
| 4.1.3 铜模冷却温度场模拟 |
| 4.2 成分设计与微合金化元素选择 |
| 4.2.1 成分设计依据 |
| 4.2.2 微合金化元素的选择 |
| 4.3 微量 Sb/Sn/Cd 对 Mg61Cu28Gd11非晶合金形成能力的影响 |
| 4.3.1 Mg-Cu-Gd-Sb (/Sn/Cd)四元非晶合金的形成与热分析 |
| 4.3.2 玻璃形成能力判据在 Mg-Cu-Gd-Sb (/Sn/Cd)四元非晶合金中的应用 |
| 4.3.3 微量 Sb/Sn/Cd 对 Mg-Cu-Gd 基非晶合金形成尺寸的影响 |
| 4.3.4 判据 c在 Mg-Cu-Gd 基非晶合金中的可靠性分析 |
| 4.4 微量元素添加影响非晶形成能力的机理探讨 |
| 4.4.1 结构学因素 |
| 4.4.2 热学因素 |
| 4.4.3 动力学因素 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 微合金化对 Mg-Cu-Gd 基非晶合金热稳定性的影响 |
| 5.1 微量 Sb/Sn/Cd 添加对 Mg61Cu28Gd11非晶合金连续加热晶化动力学的影响 |
| 5.1.1 合金元素添加对晶化放热焓与晶化体积分数的影响 |
| 5.1.2 合金元素添加对相变激活能的影响 |
| 5.1.3 合金元素添加对晶化阶段激活能的影响 |
| 5.2 微量 Sb/Sn/Cd 添加对 Mg_(61)Cu_(28)Gd_(11)非晶合金等温晶化动力学的影响 |
| 5.2.1 合金元素添加对晶化孕育时间与晶化体积分数的影响 |
| 5.2.2 合金元素添加对 Avrami 指数的影响 |
| 5.2.3 合金元素添加对等温晶化激活能的影响 |
| 5.3 等温退火对非晶合金热稳定性的影响 |
| 5.3.1 等温退火对非晶合金组织结构的影响 |
| 5.3.2 结构弛豫与初始晶化过程的微观结构分析 |
| 5.3.3 合金元素添加对 Mg-Cu-Gd 基非晶合金热稳定性的影响机制讨论 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 微合金化对 Mg-Cu-Gd 基非晶合金力学性能的影响与化学镀铜研究 |
| 6.1 微量 Sb/Sn/Cd 对 Mg_(61)Cu_(28)Gd_(11)块体非晶合金压缩断裂性能的影响 |
| 6.1.1 压缩断裂强度与塑性 |
| 6.1.2 压缩断口形貌分析 |
| 6.2 微量 Cd 对 Mg_(61)Cu_(28)Gd_(11)块体非晶合金显微硬度的影响 |
| 6.3 微量 Cd 对 Mg_(61)Cu_(28)Gd_(11)块体非晶合金压痕蠕变行为的影响 |
| 6.3.1 Kelvin 压痕蠕变模型 |
| 6.3.2 Cd 元素添加对压痕蠕变位移与蠕变速率敏感指数的影响 |
| 6.3.3 Cd 元素添加对蠕变柔量与蠕变延迟谱的影响 |
| 6.3.4 Mg-Cu-Gd-Cd 四元非晶合金的压痕蠕变形貌 |
| 6.4 Cd 元素添加影响 Mg-Cu-Gd 基非晶合金力学性能的机理探讨 |
| 6.5 Mg-Cu-Gd-Cd 四元非晶合金化学镀铜后的压缩断裂塑性 |
| 6.5.1 化学镀铜工艺研究 |
| 6.5.2 Mg-Cu-Gd-Cd 四元非晶合金表面镀铜后的塑性变形行为 |
| 6.5.3 非晶合金表面镀铜后对塑性变形行为影响的机理分析 |
| 6.6 本章小结 |
| 第七章 微量 Cd 对 Mg-Cu-Gd 基块体非晶合金耐蚀性能的影响 |
| 7.1 Mg-Cu-Gd-Cd 块体非晶合金在碱性溶液的腐蚀行为 |
| 7.1.1 Mg-Cu-Gd-Cd 块体非晶合金在碱性溶液的电化学腐蚀行为 |
| 7.1.2 Mg-Cu-Gd-Cd 块体非晶合金在碱性溶液的腐蚀失重测试与腐蚀形貌分析 |
| 7.2 Mg-Cu-Gd-Cd 块体非晶合金在酸性溶液的腐蚀行为 |
| 7.2.1 Mg-Cu-Gd-Cd 块体非晶合金在酸性溶液的电化学腐蚀行为 |
| 7.2.2 Mg-Cu-Gd-Cd 块体非晶合金在酸性溶液的腐蚀失重测试与腐蚀形貌分析 |
| 7.3 Cd 元素添加影响 Mg-Cu-Gd 基非晶合金腐蚀行为的机理探讨 |
| 7.3.1 Mg-Cu-Gd 基非晶合金在碱性溶液的腐蚀机理 |
| 7.3.2 Mg-Cu-Gd 基非晶合金在酸性溶液的腐蚀机理 |
| 7.4 本章小结 |
| 第八章 结论、创新点与展望 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 论文创新点 |
| 8.3 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间研究成果及发表的学术论文 |
| 附录 1 不同非晶合金系的特征温度与非晶形成临界冷速 |
| 附录 2 不同非晶合金系的判据值 |
| 附录 3 不同非晶合金系的特征温度与非晶形成临界尺寸 |
| 附录 4 不同非晶合金系的判据值 |
（9）铪基非晶合金的热稳定性及力学性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 非晶合金结构的主要特征 |
| 1.2 非晶合金的晶化 |
| 1.2.1 等温晶化动力学 |
| 1.2.2 非晶合金的晶化行为 |
| 1.3 块体非晶合金的压缩断裂行为 |
| 1.3.1 准静态压缩 |
| 1.3.2 动态压缩 |
| 1.4 块体非晶合金研究的几个前沿问题 |
| 1.5 铪基块体非晶合金的研究进展 |
| 1.6 选题背景和意义 |
| 1.7 本论文的主要研究内容 |
| 第2章 材料制备与实验方法 |
| 2.1 铪基块体非晶合金的制备 |
| 2.2 微观结构分析测试 |
| 2.2.1 热分析 |
| 2.2.2 X 射线衍射分析 |
| 2.2.3 扫描电镜分析 |
| 2.2.4 透射电镜分析 |
| 2.3 准静态压缩实验 |
| 2.4 动态压缩试验 |
| 第3章 Hf_(44.5)Cu_(27)Ni_(13.5)Ti_5A1_(10)块体非晶合金热稳定性及晶化行为 |
| 3.1 非晶合金等温晶化动力学 |
| 3.1.1 非晶合金等温晶化工艺的选择 |
| 3.1.2 等温Avrami 指数 |
| 3.1.3 等温晶化激活能 |
| 3.2 非晶合金等温晶化XRD 分析 |
| 3.2.1 等温温度选择 |
| 3.2.2 XRD 分析 |
| 3.3 非晶合金等温晶化TEM 分析 |
| 3.3.1 亚玻璃转变温度(723 K)退火微观组织分析 |
| 3.3.2 玻璃转变温度(763 K)退火微观组织分析 |
| 3.3.3 过冷液相区内(783 K)退火微观组织分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 Hf_(44.5)Cu_(27)Ni_(13.5)Ti_5A1_(10)块体非晶合金准静态压缩断裂行为 |
| 4.1 准静态压缩试样的结构表征 |
| 4.2 准静态压缩断裂特征 |
| 4.2.1 压缩断裂性能 |
| 4.2.2 压缩断口形貌 |
| 4.3 压缩断裂的动态裂纹扩展分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 Hf_(44.5)Cu_(27)Ni_(13.5)Ti_5A1_(10)块体非晶合金动态压缩断裂行为 |
| 5.1 动态压缩试验 |
| 5.2 动态压缩断口形貌及断裂机制 |
| 5.3 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间承担的科研任务与主要成果 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（10）铁基非晶合金的晶化动力学研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| ABSTRACT |
| 引言 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 非晶合金的定义及其发展历史 |
| 1.2 非晶合金的性能与应用 |
| 1.2.1 非晶合金的力学性能 |
| 1.2.2 非晶合金的耐腐蚀性能 |
| 1.2.3 非晶合金的磁性能 |
| 1.2.4 非晶合金的应用 |
| 1.3 大块非晶的形成能力 |
| 1.3.1 热力学因素 |
| 1.3.2 动力学因素 |
| 1.4 非晶合金的制备方法 |
| 1.4.1 液相冷凝法 |
| 1.4.2 气相沉积法 |
| 1.4.2.1 溅射法 |
| 1.4.2.2 真空蒸发沉积 |
| 1.4.2.3 化学气相沉积法 |
| 1.4.2.4 辉光放电分解法 |
| 1.4.3 机械研磨法 |
| 1.5 非晶合金的晶化反应 |
| 1.5.1 晶化反应类型 |
| 1.5.2 晶化反应的多阶段性 |
| 1.5.2.1 单阶段晶化 |
| 1.5.2.2 多阶段晶化 |
| 1.6 铁基纳米晶非晶合金的研究现状及形成机理 |
| 1.6.1 Finemet 型合金 |
| 1.6.2 Nanoperm 型合金 |
| 1.6.3 Hitperm 型合金 |
| 1.6.4 Finemet 合金形成机理 |
| 1.7 本课题的研究内容及意义 |
| 第二章 实验方法 |
| 2.1 实验方案 |
| 2.2 非晶式样的制备 |
| 2.2.1 块体非晶试样的制备 |
| 2.2.2 非晶薄带试样的制备 |
| 2.2.3 非晶薄带试样的鉴定 |
| 2.3 试样形貌及微观结构的观测 |
| 2.4 非晶合金的晶化热分析实验 |
| 2.4.1 线性加热 DSC 实验 |
| 2.4.2 等温DSC 实验 |
| 2.4.3 试样标号 |
| 第三章 Ni 含量对 Fe_(73.5)Cu_1Nb_(3-x)Si_(13.5)B_9Ni_x非晶合金的非等温晶化动力学影响 |
| 3.1 晶化动力学分析的理论基础 |
| 3.2 非等温转变 |
| 3.3 非等温晶化动力学分析 |
| 3.3.1 A-3 的XRD 分析 |
| 3.3.2 DSC 分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 Ni含量对Fe_(73.5)Cu_1Nb_(3-x)Si_(13.5)B_9Ni_x非晶合金的等温晶化动力学影响 |
| 4.1 等温转变 |
| 4.2 等温晶化动力学理论 |
| 4.3 等温晶化动力学分析 |
| 4.3.1 A-3 的XRD 分析 |
| 4.3.2 等温晶化激活能 |
| 4.3.3 等温DSC 分析 |
| 4.3.4 等温晶化机制分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 主要结论和创新点 |
| 参考文献 |
| 学位期间发表的学术论文 |
| 致谢 |
四、Zr-Ti-Cu-Ni-Be大块非晶合金等温晶化过程相分离研究（论文参考文献）
- [1]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)
- [2]锆基非晶合金结构与性能的研究[D]. 翟逸玥. 兰州理工大学, 2019(09)
- [3]Zr41.2Ti13.8Cu12.5Ni10.0Be22.5合金过冷液相区本构关系及微充填行为研究[D]. 程思锐. 哈尔滨工业大学, 2016(01)
- [4]Zr57.5Cu27.3Al8.5Ni6.7非晶合金的晶化行为及性能研究[D]. 赵秀媛. 湖南大学, 2015(03)
- [5]冷热处理对CuZrAgAl大块非晶组织及其性能影响[D]. 张黎科. 湖南大学, 2013(04)
- [6]Zr基和Hf基块体金属玻璃的准静态到动态力学行为研究[D]. 孙宝茹. 燕山大学, 2012(08)
- [7]Zr-Cu基大块金属玻璃的形成、稳定性和力学性能研究[D]. 丁鼎. 上海大学, 2011(10)
- [8]Mg-Cu-Gd基块体非晶合金的Sb/Sn/Cd微合金化效应研究[D]. 孙颖迪. 南京航空航天大学, 2011(12)
- [9]铪基非晶合金的热稳定性及力学性能[D]. 王燕坡. 燕山大学, 2011(11)
- [10]铁基非晶合金的晶化动力学研究[D]. 郭晓雷. 太原科技大学, 2010(04)