一、Ti-Pd形状记忆合金马氏体相变温度（论文文献综述）
李少辉[1]（2021）在《Ti-Zr-Hf-Ni-Cu（Co）高熵形状记忆合金马氏体相变及功能行为研究》文中认为形状记忆合金作为一类传感与驱动于一体的功能材料,不但具有超弹性、形状记忆效应和弹热效应,而且具有大输出应变、高响应频率、可精准控制的综合特性。因此,这类合金作为传感、驱动、减震以及弹热制冷材料在航空航天、汽车、能源、建筑、固态制冷等领域发挥重要作用。然而,形状记忆合金具有工作温度窗口窄、循环稳定性差、高温热软化等缺点,使其发展和应用受到限制。基于以上研究背景,本论文将高熵合金概念引入形状记忆合金中设计出一系列Ti-Zr-Hf-Ni-Cu（Co）新型高熵形状记忆合金,并深入研究了这类合金的马氏体相变行为、微观组织结构及相关功能特性。在Ni-Ti-Hf-Cu形状记忆合金的基础上,利用高熵合金概念设计出具有热弹性马氏体相变的Ti25Zr10Hf15Ni25Cu25新型高熵形状记忆合金。DSC测试和原位同步辐射X射线衍射技术证明了该高熵形状记忆合金具有温度诱发的可逆马氏体相变;该合金展现出可回复应变可达3%的超弹性并利用原位加载和卸载的同步辐射X射线衍射技术揭示了合金的超弹性源于应力诱发的可逆马氏体相变。另外,马氏体相变属于一级相变,因此该高熵形状记忆合金表现出优异的弹热效应,其绝热温度变化最高可达9.3 K。该项工作不仅为开发用于传感器、驱动器和固态制冷等领域的新型功能材料提供了新思路,还拓宽了高熵合金的应用范围。研究了（TiZrHf）50Ni25Cu12Co13高熵形状记忆合金低温、宽温域超弹性和弹热效应。研究结果表明,该合金在测试温度77 K～423 K范围内表现出优异的超弹性;尤其,在低温77 K以及123 K下,该合金的超弹可回复应变分别为4.3%和4.7%。另外,由于应力诱发的马氏体相变具有较大的等温熵变,（TiZrHf）50Ni25Cu12Co13高熵形状记忆合金在不同的温度以及应力条件下展现出巨大的弹热效应。在应力1600 MPa下,最大绝热温度变化可达15.2 K,并且在123 K～423 K温度范围内绝热温度变化均在4 K以上。基于第一性原理研究及TEM观察,该合金具有宽温域超弹性和弹热效应的机理主要归因于严重晶格畸变效应诱导的固溶强化作用。因此,该研究结果证明了（TiZrHf）50Ni25Cu12Co13高熵形状记忆合金在低温、宽温域条件下具有优异的功能特性。利用晶格畸变效应和迟滞扩散效应可以有效地抑制高熵合金高温热软化现象,设计出具有高温超弹性和形状记忆效应的Ti20Zr15Hf1 5Ni25Cu25高熵高温形状记忆合金。在458 K～558 K温度范围内,Ti20Zr15Hf15Ni25Cu25高熵高温形状记忆合金表现出应变可达4%的超弹性。另外,在三点弯模式下,该合金具有可回复应变可达2.6%的形状记忆效应。该项工作对设计具有优异高温超弹性和形状记忆效应的功能材料具有指导意义。采用定向凝固方法制备出具有强织构的（TiZrHf）50Ni25Cu17Co8高熵形状记忆合金。由于<011>柱状晶微观组织结构,高熵形状记忆合金展现出优异的超弹性和形状记忆效应,并获得了高循环稳定性的弹热效应。在测试温度293 K～393 K范围内,该合金具有可回复应变可达5%的超弹性。在应力600 MPa下,该合金表现出优异的形状记忆效应,可回复应变高达3.7%。另外,与已经报道的高熵形状记忆合金相比,该合金在较小应力下展现出较大的绝热温度变化。同时,经过1500次弹热效应循环测试,该合金表现出高循环稳定的弹热效应。
陈珍[2]（2021）在《NiMn基Heusler合金微丝外场驱动相变及相关功能特性研究》文中研究指明NiMn基Heusler合金是近年来备受关注的新型智能材料。这一类合金兼具大输出应变或输出应力、高响应频率以及可精准控制等特性,有望作为新一代智能驱动和传感材料在汽车、能源和工业自动化等领域发挥关键作用。此外,NiMn基Heusler合金的马氏体相变温度可超过773 K,有望应用于核反应堆和航空航天等高温环境和领域。然而,这一类合金多晶脆性大,在外加应力作用下易发生晶间断裂,这使其发展和工业应用受到严重制约。基于以上背景,本论文采用Taylor-Ulitovsky法制备了一系列NiMn基Heusler合金微丝,深入系统地研究了合金微丝的微观组织结构、外场驱动相变及相关功能特性。首先,系统研究了 Ni45.2-xCuxCo5.1Mn36.7In13（x=0,0.5,1.0,1.5）变磁性形状记忆合金微丝的外场驱动相变行为。结果发现,x=1.5 的Ni43.7Cu1.5Co5.1Mn36.7In13合金微丝既具有大的拉伸超弹性,又具有磁场诱导一级相变的特性。该合金微丝具有竹节状晶粒结构,这一结构能够显着降低合金微丝在变形和马氏体相变过程中的应变不相容性。研究还发现,Ni43.7Cu1.5Co5.1Mn36.7In13合金微丝具有较大的拉伸超弹性,可回复应变为13%。在该合金微丝中获得的大拉伸超弹性与根据奥氏体和马氏体的晶体结构和晶格对应关系理论计算得到的结果一致。另外,由于奥氏体和马氏体之间巨大的饱和磁化强度差异,使得该合金微丝具有明显的磁场诱导一级相变特性,从而可产生一系列磁驱动多功能特性。5T磁场下,在该合金微丝中获得了等温磁熵变为12.7 J kg-1 K-1的磁热效应。合金微丝中磁场和拉伸应力诱发相变的实现,使得利用磁场-应力耦合显着扩宽其磁场诱导可逆一级相变的温度范围成为可能。其次,研究了Ni50Mn34FexIn16-x（x=3,4,5,6）合金微丝的相变温度、相变熵变、超弹性、磁驱动相变特性、形状记忆效应和弹热效应等。结果发现,x=3的Ni50Mn34Fe3In13合金微丝既具有巨大的拉伸超弹性,又具有磁驱动一级相变特性。在233～283 K温度范围内,在该合金微丝中实现了超过20%的可回复应变,这一应变为Ni-Mn基形状记忆合金的最大值。由于磁场诱导可逆一级相变,在该合金微丝中获得较大的可逆磁热效应。磁场从0.2T到5T的变化过程中,该合金微丝可获得高达15.1 J kg-1 K-1的等温磁熵变。研究还发现,x=5的Ni50Mn34Fe5In11合金微丝在降温过程中的相变熵变高达43.6 J kg-1 K-1,同步辐射高能X射线衍射实验揭示该合金微丝较大的相变熵变源于马氏体相变过程中较大的体积变化。在318～343 K温度范围内,该合金微丝在发生15%应变时,理论上可实现34 J kg-1 K-1的等温熵变和最高可达27.7 K的绝热温变（测试温度为343 K时）。此外,研究还发现该合金微丝可实现高达16.2%的形状记忆应变,该应变为形状记忆合金中的最大值。再次,研究了 Ni50Mn37.5Sn12.5变磁性合金微丝的双程形状记忆效应（TWSME）。结果发现,Ni50Mn37.5Sn12.5合金微丝具有可回复应变为1.0%的固有TWSME。透射电镜和同步辐射高能X射线衍射实验结果表明,该合金微丝的固有TWSME是由奥氏体基体中残余的马氏体在两相界面处形成的内应力导致的。研究还发现,室温下经过30次加载-卸载超弹循环训练后,该合金微丝中残余马氏体数量增多,其双程形状记忆应变提高至2.2%,该应变值为变磁性形状记忆合金的最大值。最后,研究了 Ni55Fe4Mn20Ga21高温形状记忆合金微丝的超弹性、循环稳定性、形状记忆效应和输出功等功能特性。结果发现,在543～753 K温度范围内,该合金微丝具有优异的拉伸超弹性,最大可回复应变高达15.8%。而目前为止,形状记忆合金多晶中尚未报道超过673 K的拉伸超弹性。合金微丝优异的拉伸超弹性可能源于其高温时的竹节状结构和有利的晶粒取向。研究还发现,Ni55Fe4Mn20Ga21合金微丝具有十分优异的高温循环稳定性,在633 K温度下加载-卸载1200次后,其功能特性未发生变化,这可能归因于合金微丝近似单相的组织。此外,在该合金微丝中还获得了高达44.5 J cm-3的巨大输出功,这一输出功超过了形状记忆合金中报道的最高值(30～35 J cm-3)。最后,在该合金微丝中还发现了可回复应变为4.6%的固有双程形状记忆效应。而经过简单训练后,该合金微丝的双程形状记忆应变达到6.4%。
杨质[3]（2021）在《Ni-Mn基和Ti-Ni-Cu-Co形状记忆合金弹热性能研究》文中指出制冷是现代社会中一项至关重要的技术,在运输、家庭住宅、工业等领域的需求日益增加,目前制冷消耗的电能约占全球用电量的30%。然而当前大量使用的传统气液压缩制冷技术采用的是具有温室效应的气态制冷剂,这些制冷剂的泄露会严重危害环境。最近,基于弹热效应的弹热制冷技术引起了人们的广泛关注。弹热制冷具有高效、环保的优点,并被美国能源部认定为最有发展前景的非气液压缩制冷技术,在解决能源危机和环保问题上具有令人瞩目的应用前景。弹热制冷技术依赖于高性能弹热材料,因此开发高性能弹热材料对于弹热制冷的应用至关重要。本论文工作以Ni-Mn基和Ti-Ni-Cu-Co形状记忆合金为研究对象,通过设计调控合金成分,以提高弹热性能为目的,利用高能同步辐射、三维原子探针等多种先进表征手段进行成分-组织结构-弹热性能关联研究。Ni-Mn基磁性形状记忆合金是一类备受瞩目的多铁性相变材料,它们具有多种热效应（包括弹热效应、磁热效应和压热效应）,因此有望在此类合金中获得多场耦合下的多热效应,实现合金制冷性能的优化与提升。但是Ni-Mn基磁性形状记忆合金是一种金属间化合物,它们具有本征脆性,这导致其弹热效应循环稳定性差。对于开发更有效的多热制冷来说,改善合金的脆性问题是一个重大的挑战。为了解决Ni-Mn基磁性形状记忆合金的脆性问题,并提高弹热性能,本文首先系统研究了硼微合金化对Ni-Mn-In磁性形状记忆合金的弹热效应的影响。研究发现硼微合金化在增强Ni-Mn-In磁性形状记忆合金力学性能和弹热效应循环稳定性方面非常有效。在此基础上,通过采用同时强化晶界和细化晶粒的合金设计策略,并结合马氏体相变参数调控,将Ni-Mn-In基磁性形状记忆合金的弹热效应循环稳定性提高了两个数量级。不含硼的Ni51.5Mn33In15.5合金的弹热效应在仅约20个循环后就会迅速衰减,继而发生断裂。新开发的（Ni51Mn33In14Fe2）99.4B0.6合金具有大的弹热效应及超高的弹性热循环稳定性,其绝热温变高达5.6 K,在2700次加载卸载循环中保持稳定,这种超高的弹热效应循环稳定性远远超过了其他多晶磁性形状记忆合金中报道的结果。利用先进的三维原子探针表征技术揭示了硼在（Ni51Mn33In14Fe2）99.4Ba6合金中晶界处偏聚的证据。硼微合金化导致的晶界强化可能是由于硼在晶界偏聚后抑制了金属间化合物由的氢致脆性。此外,在Ni-Mn-Sn基磁性形状记忆合金中,同样的合金设计策略被证明是有效的。除了硼微合金化以外,本文还系统研究了碳的添加对Ni-Mn-Ti形状记忆合金弹热性能的影响。发现在Ni-Mn-Ti形状记忆合金里添加少量的碳能非常有效地提高合金的力学性能和超弹性循环稳定性。不含碳的Ni5oMn32Ti18合金仅在8个压缩加载卸载循环后即发生断裂,而碳掺杂的（Ni50Mn32Ti18）99.2C0.8合金在1000次循环中表现出优异的超弹性循环稳定性。本文提出的微合金化策略在多种Ni-Mn基形状记忆合金中都被证实能非常有效地解决合金的脆性问题,这对于克服金属间化合物相变材料中普遍存在的可循环问题具有重要意义。Ti-Ni基形状记忆合金具有很大的弹热效应、良好的机械性能、优异的耐腐蚀性和商业可用性,因此被研究的最多,并被认为是最有前途的弹热材料。但是,二元Ti-Ni形状记忆合金通常显示出较大的滞后,这会导致较大的能量耗散。本文工作开发了一种具有低滞后室温大弹热效应的块状多晶Ti-Ni-Cu-Co形状记忆合金,这对于高效的弹热制冷技术来说至关重要。这种新开发的（Ti50Ni42.5Cu7.5）99Co1合金具有很大的室温弹热效应,在拉伸卸载过程中直接测量的绝热温变高达14.4K。当最大拉伸应变为2.7%时,（Ti50Ni42.5Cu7.5）99Co1合金的应力滞后低至 60 MPa。由于（Ti50Ni42.5Cu7.5）99Co1合金的弹热效应大且应力滞后低,因此在材料层面上,（Ti50Ni42.5Cu7.5）99Co1合金具有高达19的制冷性能系数。利用原位同步辐射高能X射线衍射技术揭示了（Ti50Ni50-xCux）99Co1（x=6.5,7.5,8.5,at.%）合金中的相变路径,并准确地确定了合金中不同相的晶体结构。在此基础上,评估了合金马氏体相变的晶格相容性,并从理论上预测了相变应变,从晶体学的角度更深入的研究了（Ti50Ni42.5Cu7.5）99Co1合金的马氏体相变。这项工作对于设计用于固态制冷的高性能弹热材料具有重要意义。
赵石磊,赵昆,王富文[4]（2021）在《NiTi基形状记忆合金相变温度的影响因素》文中研究表明NiTi基形状记忆合金的相变温度直接影响并限制了其应用领域,为了能够在更广阔的领域中应用NiTi基合金,需要有效而准确的控制NiTi基合金的相变温度。研究表明,NiTi基合金中Ni元素的含量以及合金中所包含的夹杂相,如NiTi2、Ni3Ti2、Ni4Ti3等均会影响合金的相变温度。同时,向NiTi二元合金中添加第三甚至第四种元素也能有效调节NiTi基合金的相变温度。归纳了影响NiTi基合金相变温度的因素,分析了NiTi基合金应用面临的问题并展望其前景,以期为获得性能更优异的形状记忆合金提供参考。
付长安[5]（2021）在《NiTiHfScNb高温形状记忆合金的显微组织与马氏体相变行为》文中研究指明NiTiHf基合金由于具有良好的形状记忆效应以及较低的成本而成为了最具研究价值的高温形状记忆合金之一。但是,NiTiHf合金的超弹性较低,冷热加工性能和循环稳定性较差,这些限制了该系列合金的工程应用。本文以热循环性能良好的Ni50.3Ti28.7Hf20.0Sc1.0作为基体,在其中加入不同含量Nb元素,以考察Nb含量和热处理工艺对(Ni50.3Ti28.7Hf20.0Sc1.0)100-xNbx（x=0,5,10,15）合金的显微组织、马氏体相变行为和力学性能的影响。室温下,固溶态NiTiHfSc合金主要由马氏体基体和Sc2O3相组成,在加入Nb元素后合金形成β-Nb相,β-Nb相与基体形成层片状的共晶组织。透射电镜结果表明,固溶态合金的马氏体变体之间呈现（011）Ⅰ型孪晶关系,而马氏体内部的亚结构为（001）型复合孪晶。550℃时效处理后Ni50.3Ti28.7Hf20.0Sc1.0合金内部析出了纺锤状的H相,这些H相弥散分布在马氏体变体内部,少量偏聚在较细的马氏体变体周围。相比于固溶态合金,550℃时效处理后(Ni50.3Ti28.7Hf20.0Sc1.0)85Nb15合金的马氏体形态未发生较大变化,但是H相的含量要远低于未加入Nb时的合金,这可能和β-Nb相有关。固溶态合金的马氏体相变温度随着Nb元素含量的增加而先增加后减少,Nb元素含量为5 at.%时相变温度最高。固溶态合金的相变滞后随Nb元素含量的增加而增大。随着循环次数的增加,固溶态合金的马氏体相变温度有所降低,在加入Nb元素后合金的热循环稳定性变差,相变滞后也随着热循环次数的增加而降低。时效处理对不含Nb的合金的相变温度有提升作用,但对含Nb合金的作用不大。随着时效温度的变化,Nb元素提升合金相变温度的能力减弱,在600℃时效处理后部分相变温度甚至有所下降。时效处理后合金的相变滞后略有降低,降低的程度与热处理工艺有关。随着热循环次数的增加,时效态合金的相变温度有所降低,相变滞后也有所降低,且在加入Nb元素后其降低的幅度增加,这表明Nb元素的加入降低了合金的热循环稳定性。固溶态合金的弹性恢复能力随着Nb元素含量的增加而增加,且其形状记忆恢复能力并未发生较大变化未发生较大变化。时效处理后合金的弹性恢复能力有所提升,而形状记忆恢复能力则略有下降。固溶态合金的显微硬度随着Nb含量的增加而增加,550℃时效处理后合金的显微硬度要略高于固溶态合金,这可能和H相的出现有关。Nb元素含量增加时其显微硬度呈现先增加后减小的趋势,其中550℃时效处理(Ni50.3Ti28.7Hf20.0Sc1.0)90Nb10合金的显微硬度最大。
陈雪佩[6]（2020）在《基于第一性原理计算的TiNi基和TiZr基记忆合金马氏体相变研究》文中指出环保和可持续发展是制冷技术不可阻挡的趋势,基于形状记忆合金热弹性马氏体相变的的弹热制冷技术,是最具开发潜力的制冷新技术。合金成分是影响热弹性马氏体相变及其宏观功能特性的重要因素,因此,成分优化设计是得到性能优异的弹热材料的重要方法。β-Ti合金是目前广泛研究的一类形状记忆合金,具有优异的超弹性性能,本文利用以密度泛函理论为基础的的第一性原理平面波赝势法,系统研究了不同合金成分Ti Ni基和Ti Zr基合金的相形成能及电子结构,阐明了合金成分及外加应力对合金马氏体相变及宏观应变特性的影响规律。本论文通过对Ti Ni合金B2和B19’相,添加不同含量Pd的Ti50Ni50-x Pdx合金的B2和B19相的晶格常数、形成能、态密度进行计算研究发现,随着Ni含量的增加,Ti Ni合金B2相晶格常数(6(60减小,B2和B19’相形成能差先增大后减小,在费米能级附近,Ti-50at.%Ni合金的B2相态密度值最高,B19’相态密度值最低。随着Pd含量的增加,B2相和B19相的晶格常数均近线性增加,B2相和B19相的形成能均降低,Pd的添加显着提高B2和B19两相的相稳定性,B2和B19两相形成能差增大,相变温度升高。随着应力的增加,Ti Ni和Ti Ni Pd合金的自由能差均减小,在相同的应力下,Ti-43.75at.%Ni和Ti50Ni25Pd25合金的自由能差变化大,表明这两种合金的相变温度对应力敏感性高,dσ/d T大。Ti Ni合金在一定的应力作用下会诱导发生马氏体相变从而产生超弹性,论文采用唯象理论,通过点阵畸变矩阵计算合金相变应变,Ti-50at.%Ni合金的相变应变大,且沿[355]方向的相变应变最大;Ti Ni Pd合金在[110]p晶向具有最大的相变应变,随着Pd含量的增加,最大主晶格应变η3减小,最大相变应变减小。Ti Zr合金的β、α’和α"三相晶格常数均随Zr含量增加而线性增大,Ti Zr Nb合金β相和α’相晶格常数均随Nb含量的增加而减小,α"相晶格常数aα"随Nb含量的增加有明显增大,相反,bα"、cα"均为减小趋势。Ti Zr合金的相形成能和态密度计算结果显示,β相的形成能和费米能级附近的态密度值均高于马氏体α’和α"相,β相费米能级附近总态密度值随着Zr含量的增加先减小后增大,其中Ti50Zr50的总态密度值最低,β与α"马氏体相的形成能差在Zr含量为50at.%时为最小。Ti Zr Nb合金α’和α"马氏体相的自由能与费米能级附近总态密度值均低于β相;当Nb含量低于15at.%时,α’的形成能低于α",倾向于发生β→α’马氏体,当Nb含量高于15at.%时,α"的形成能低于α’,倾向于发生β→α"马氏体,稳定马氏体相由α’相变为α"相。随着应力的增加,Ti Zr Nb合金的自由能差均减小,在相同的应力下,含Nb 12.5at.%的合金自由能差变化最大,表明Ti-12.5Zr-12.5Nb合金相变温度对应力敏感性最高,dσ/d T最大。Ti Zr合金β→α"相变的主晶格应变几乎不随Zr含量变化而变化,Ti Zr Nb合金β→α"相变应变在[011]β晶向取得最大值,且在Nb含量增加过程中,该晶向的相变应变先变大后减小,在Nb含量为12.5at.%时取得最大值,在Nb含量高于12.5at.%时,[011]β、[001]β和[111]β晶向的相变应变均随Nb含量增加而减小。
尧健[7]（2020）在《细晶Ni-Mn-Ga-Gd高温形状记忆合金薄膜的马氏体相变与阻尼特性》文中研究说明Ni-Mn-Ga合金是一种极具潜力的高温形状记忆合金,但其多晶脆性严重制约了合金薄膜形状记忆效应和阻尼性能的开发和应用。本文采用Gd合金化和晶化退火获得了塑性改善的细晶Ni-Mn-Ga-Gd高温形状记忆合金薄膜,利用扫描电镜、X射线衍射仪、示差扫描量热分析仪、透射电镜、动态热机械分析仪等系统研究了Ni-Mn-Ga-Gd合金薄膜的组织结构,相变行为,形状记忆效应和阻尼行为,重点考察了晶粒尺寸对马氏体亚结构,可逆应变和阻尼特性的影响规律,并阐明了其物理机制。研究发现,磁控溅射沉积态Ni-Mn-Ga-Gd合金薄膜由非晶基体和少量弥散分布母相纳米晶组成。通过调控晶化退火工艺,可获得晶粒尺寸控制在126～1700nm之间的不同马氏体结构的细晶薄膜。450℃退火保温1min时薄膜未完全晶化,晶粒尺寸为126nm,主要为7M马氏体。550至750℃退火保温不超过5h时,薄膜完全晶化,晶粒尺寸在179～832nm之间,物相以7M马氏体为主。750℃退火且保温10h时,薄膜晶粒尺寸达到1700nm,物相以NM马氏体为主。研究表明,不同晶粒尺寸的Ni-Mn-Ga-Gd合金薄膜均发生单步可逆的马氏体相变,相变温度Ms最高可达370℃。随着晶粒尺寸减小,薄膜相变温度逐渐降低,而相变循环稳定性升高。7M马氏体变体间呈（202）Ⅰ型孪晶关系,亚结构为周期性堆垛的<2 5>层（220）晶面组成的微孪晶和少量层错,变体间界面共格性良好。NM马氏体变体间呈（022）Ⅰ型孪晶关系,亚结构为厚度不均的（202）Ⅰ型微孪晶和层错。变体界面处存在大量位错,共格性较差。完全晶化的Ni-Mn-Ga-Gd合金薄膜中,随着晶粒尺寸的减小,薄膜屈服强度和塑性均提高,179nm晶粒尺寸的薄膜屈服强度可达650MPa,拉伸断裂应变可达3.7%,而最大完全可逆应变（形状记忆效应）先升后降呈现峰值效应,当晶粒尺寸为257nm时,薄膜形状记忆效应取得0.63%的峰值。该薄膜在500MPa外加拉应力下,进行20次热机械循环后,相变温度变化小于3℃,记忆效应由0.63%略微上升到0.65%,呈现出优异的高温记忆效应热循环稳定性。薄膜马氏体态阻尼值随着晶粒尺寸增大也呈现峰值效应,当晶粒尺寸为832nm时,阻尼值最高tanδ可达0.046,且薄膜在-50～290℃温度区间均可呈现稳定的高阻尼特性。晶粒尺寸为179nm薄膜中发现在60℃附近出现驰豫型内耗峰,峰值阻尼tanδ值高达0.08。随着振动频率的增大,驰豫型内耗峰阻尼值以及峰值对应的温度均升高,而晶粒尺寸大于179nm的薄膜马氏体态阻尼性能不随频率变化。随着应变振幅的提高,驰豫型内耗峰阻尼值和马氏体态阻尼值均升高,当应变振幅达到1×10-3后,薄膜阻尼值趋于稳定。晶粒尺寸对马氏体亚结构,形状记忆效应和阻尼特性的影响机制如下:当薄膜晶粒尺寸较小时,为了释放弹性应变能,生成具有周期性<2 5>层微孪晶亚结构的7M马氏体,大量微孪晶界面的出现,使得7M马氏体中积累了大量孪晶界面能,处于热力学不稳定状态,而随着薄膜晶粒尺寸的增大,晶界对孪生位错的限制减弱,在孪晶界面能驱动下微孪晶发生不均匀去孪晶现象,周期性亚结构遭到破坏,形成NM马氏体;晶粒尺寸增大引起变体再取向临界应力与屈服应力同时下降,当薄膜晶粒尺寸为257nm时,两种应力差值最大,在接近屈服应力作用下热循环时,可生成最大体积分数的有利取向马氏体变体,因此在该薄膜中取得最大的记忆效应;在7M马氏体中晶粒尺寸增大减弱了晶界对孪生位错的钉扎效果,有利于孪晶界面在交变载荷下的往复运动,提高了薄膜马氏体态阻尼性能,当晶粒尺寸增大到1700nm时,薄膜以NM马氏体为主,由于微孪晶界面大量减少,能量耗散源减少,阻尼性能大幅下降。
孙思宇[8]（2020）在《合金元素对TiNi基形状记忆合金马氏体相变影响的第一性原理研究》文中研究指明目前,利用掺杂合金元素的方法可以有效改善Ti Ni形状记忆合金马氏体相变温度、相变滞后等性能。其中,Cu、Pd的掺杂既可以改变合金的相变温度,还可以有效降低相变滞后,从而提高合金的循环稳定性,使形状记忆合金的实际应用范围拓宽。因此,本文主要利用基于密度泛函理论的第一性原理方法,对Ti50Ni50-xPdx（x=0,3.125,6.25,9.375,12.5）合金、Ti50Ni50-xCux（x=0,7.5,10,12.5,15）合金、Ti53.125Ni34.375Cu12.5合金以及Ti50Ni37.5-xCu12.5Pdx（x=3.125,6.25）合金的相变类型、相变温度以及滞后的影响机制进行了系统的模拟研究与分析,并对TiNiCu系合金进行了实验验证。研究表明,Pd或Cu含量的增加使合金马氏体相变类型从B2→B19′变为B2→B19。并且,Pd或Cu含量的增加使B2→B19′马氏体相变温度降低,B2→B19马氏体相变温度升高。此外,Pd或Cu的掺杂使合金内部的电子结构发生变化,使母相稳定性降低,导致B2→B19马氏体相变温度升高。Ti含量的增加使Ti53.125Ni34.375Cu12.5合金费米能级处电子态密度增大,赝禁带附近最小值消失,导致合金母相的稳定性降低,马氏体相变温度升高。对不同成分TiNiPd和TiNiCu合金λ2值的模拟计算发现,B19马氏体相与母相的相容性均普遍高于B19′马氏体相与母相的相容性。对各成分合金母相与马氏体相系统能量的计算发现,随Pd、Cu或Ti含量的增加,合金母相与其马氏体相的能量差逐渐减小,此时λ2逐渐趋近于1,表明合金母相与马氏体相的相容性逐渐增大,进而降低合金的相变滞后。对TiNiCuPd四元合金的模拟研究表明,合金中Pd原子主要取代Ni的点位。其相变类型为B2→B19,并且随Pd含量的增加,合金的相变温度增加。其中,Ti50Ni34..375Cu12.5Pd3.125合金的λ2值最接近1。TiNiCu合金的实验研究显示,室温下Ti50Ni32.5Cu7.5合金中主要由B19、B19′以及Ti2（Ni,Cu）相组成,而其它四种合金中主要由B19和Ti2（Ni,Cu）相组成。实验所测得各合金不同相的晶格参数与模拟结果接近,均在误差允许范围。随Cu或Ti含量的增加,λ2值逐渐趋近于1。TiNiCu合金的热循环稳定性随Cu或Ti含量的增加逐渐提高,其中Ti53.125Ni34.375Cu12.5合金显示出最佳的热循环稳定性。这与模拟计算获得的结果一致。
崔博[9]（2019）在《Ti-Ni-Nb-Co合金的相变行为与应变恢复特性》文中指出Ti-Ni-Nb合金在特征温度下经大变形可获得宽相变滞后,该合金所制作的管接头扩径后在室温下存储,工程应用极为方便。但过量变形后,应变恢复率显着下降。因此,在保证宽相变滞后同时提高应变恢复特性已成为航空航天高性能连接的关键。论文采用Co添加和热机械处理获得弥散均匀的纳米（Ti,Nb）2Co相、并构建高密度的小角晶界,强化母相、改善应变恢复特性。利用X射线衍射仪、透射电子显微镜、三维原子探针、示差扫描量热分析仪以及热机械分析仪等系统研究了Co含量、退火及热机械处理对Ti-Ni-Nb-Co合金析出行为、马氏体相变、力学行为和应变恢复特性的影响规律及机制。研究发现,铸态Ti44.5Ni44.5Nb9Co2合金在550?850℃温度范围内退火析出（Ti,Nb）2Co相,其析出过程为富Ti原子团簇àGP区à（Ti,Nb）2Co相。退火温度升高,（Ti,Nb）2Co相尺寸显着增大,分布特征发生明显改变。当退火温度低于750℃时,（Ti,Nb）2Co相主要密集分布在初生相TiNi基体边缘区;而经850℃,2h退火,在基体边缘区呈带状分布。热机械处理对Ti44.5Ni44.5Nb9Co2析出行为和组织结构也有显着影响。40%冷轧后经550?750℃,2h退火,纳米（Ti,Nb）2Co相在TiNi基体中呈现均匀弥散分布,其尺寸随退火温度升高而增大。当退火温度为650℃时,进入回复阶段,获得高密度小角晶界,并构成大量亚微米尺度的亚晶;退火温度升高,再结晶形成大角晶界,小角晶界数量减少,同时晶粒尺寸显着增大。铸态Ti44.5Ni44.5Nb9Co2合金经450℃或850℃,2h退火后冷却过程中只发生一步马氏体相变。550～750℃退火后冷却时出现两步相变。透射电镜原位观察证实为两步B2àB19’马氏体相变,第一步发生在（Ti,Nb）2Co相分布较少的初生相TiNi基体心部区,马氏体变体无亚结构;第二步发生在（Ti,Nb）2Co相密集分布的基体边缘区,马氏体亚结构为（111）Ⅰ型和（27）011（29）Ⅱ型孪晶。两步马氏体相变出现的主要原因是在基体边缘区和心部区内（Ti,Nb）2Co相的数量不同,致使两区域的Ni含量和共格应变场强度存在明显差异,导致马氏体相变温度相差较大。退火温度升高,铸态Ti44.5Ni44.5Nb9Co2合金的室温屈服强度、临界应力、恢复率和恢复力均先升高后降低。经40%冷轧后退火,退火温度升高,屈服强度降低,而恢复率和恢复力均先增大后减小。经650℃,2h退火获得高密度小角晶界和均匀弥散纳米（Ti,Nb）2Co相,有效提高了母相屈服强度,应变恢复特性大幅提升。预变形16%后,恢复率和恢复力分别达84.5%和584MPa,同时相变滞后为142℃,得到兼具有宽相变滞后、大恢复率和高恢复力的合金,为发展高性能宽滞后形状记忆合金奠定基础。
李博洋[10]（2019）在《Ti-Ni-Hf-Cu高温形状记忆合金薄带的制备与微观表征》文中指出本论文主要通过快速凝固甩带法制备得到Ti-Ni-Hf-Cu形状记忆合金薄带,并利用X射线衍射仪、透射电子显微镜、光学显微镜和差示扫描量热仪等试验系统地研究了Ti-Ni-Hf-Cu合金薄带的组织结构、相变行为和力学性能,解释了合金薄带在拉伸形变过程中的演化机制,分析其变形规律。实验结果表明,Ti-Ni-Hf-Cu形状记忆合金薄带铸态的接辊面组织为非晶态,自由面组织中存在少量晶化的B19￠马氏体。经过600℃,60s的退火处理后,其晶粒为等轴状,尺寸明显较小,小于100nm。此外,Ti-Ni-Hf-Cu形状记忆合金薄带的室温相组成为B19￠马氏体相和（Ti,Hf）2Ni析出相。合金薄带的透射电镜观察结果表明,合金薄带中马氏体变体间呈现出自协作组态,为（011）Ⅰ型孪晶关系,马氏体变体之间的界面弯曲,在马氏体变体间存在大量的亚结构,为（001）复合孪晶;（Ti,Hf）2Ni析出相弥散分布在马氏体变体之间的界面处和马氏体变体的内部。DSC测试结果表明,Ti-Ni-Hf-Cu合金薄带的相变温度会随Ni含量的增加而增加,其相变行为亦随之发生变化。此外,随着退火时间的延长,马氏体相变温度也会随之提升。形状记忆效应拉伸-回弹测试结果表明,相比同成分的块体材料,Ti36Ni41Hf15Cu8合金薄带具有优良的形状记忆性能,当预变形量为4%时,回复率为100%;当预应变量为6%时,回复率高达96.7%。不同形变量的Ti-Ni-Hf-Cu合金薄带的透射电镜观察结果表明,当Ti36Ni41Hf15Cu8合金薄带的形变量为3%时,合金发生了马氏体变体的再取向过程,处于有利取向的马氏体变体吞并不利取向的马氏体变体,变体之间的界面发生推移;当Ti36Ni41Hf15Cu8合金薄带的形变量为6%时,马氏体变体再取向的过程基本完成,此时马氏体变体内部亚结构发生变化,变体内部进行（001）复合孪晶的去孪晶过程。因此,快速退火处理的Ti-Ni-Hf-Cu合金薄带的微观变形可以看做:首先发生B19￠马氏体的弹性变形,之后在发生（011）Ⅰ型孪晶的再取向,最后发生（001）复合孪晶的去孪晶。此外,在Ti-Ni-Hf-Cu合金薄带中存在着局部应力集中的现象,进而导致了不同区域马氏体变体再取向过程的差异。
二、Ti-Pd形状记忆合金马氏体相变温度（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、Ti-Pd形状记忆合金马氏体相变温度（论文提纲范文）
（1）Ti-Zr-Hf-Ni-Cu（Co）高熵形状记忆合金马氏体相变及功能行为研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 形状记忆合金概述 |
| 2.1.1 马氏体相变 |
| 2.1.2 形状记忆效应和超弹性 |
| 2.1.3 理论转变应变计算 |
| 2.1.4 弹热效应 |
| 2.1.5 高温形状记忆合金简介 |
| 2.2 高熵合金研究进展与现状 |
| 2.2.1 高熵合金定义与特性 |
| 2.2.2 高熵合金相的预测 |
| 2.2.3 高熵合金马氏体相变 |
| 2.3 本论文研究目的、意义和内容 |
| 2.3.1 研究目的和意义 |
| 2.3.2 研究内容 |
| 2.3.3 技术路线 |
| 3 实验方法与第一性原理计算 |
| 3.1 样品制备 |
| 3.1.1 配料 |
| 3.1.2 熔炼与吸铸 |
| 3.1.3 区域熔炼定向凝固 |
| 3.1.4 热处理 |
| 3.2 材料表征方法 |
| 3.2.1 相变温度测试 |
| 3.2.2 力学性能测试 |
| 3.2.3 原位同步辐射高能X射线衍射技术 |
| 3.2.4 微观组织观察与成分分析 |
| 3.3 第一性原理计算 |
| 4 Ti_(25)Zr_(10)Hf_(15)Ni_(25)Cu_(25)高熵形状记忆合金可逆马氏体相变与功能特性研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Ti_(25)Zr_(10)Hf_(15)Ni_(25)Cu_(25)高熵形状记忆合金微观组织结构与相变行为研究 |
| 4.3 Ti_(25)Zr_(10)Hf_(15)Ni_(25)Cu_(25)高熵形状记忆合金相的形成 |
| 4.4 Ti_(25)Zr_(10)Hf_(15)Ni_(25)Cu_(25)高熵形状记忆合金形状记忆效应 |
| 4.5 Ti_(25)Zr_(10)Hf_(15)Ni_(25)Cu_(25)高熵形状记忆合金超弹性及温度窗口 |
| 4.6 Ti_(25)Zr_(10)Hf_(15)Ni_(25)Cu_(25)高熵形状记忆合金弹热效应 |
| 4.7 本章小结 |
| 5 (TiZrHf)_(50)Ni_(25)Cu_(12)Co_(13)高熵形状记忆合金低温、宽温域功能特性研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 高熵形状记忆合金相变行为与微观组织结构研究 |
| 5.2.1 DSC曲线和电阻-温度曲线 |
| 5.2.2 原位中子衍射分析 |
| 5.2.3 微观组织结构分析 |
| 5.3 (TiZrHf)_(50)Ni_(25)Cu_(12)Co_(13)高熵形状记忆合金超弹性研究 |
| 5.3.1 低温超弹性 |
| 5.3.2 理论转变应变计算 |
| 5.4 (TiZrHf)_(50)Ni_(25)Cu_(12)Co_(13)高熵形状记忆合金弹热效应研究 |
| 5.4.1 应力对弹热效应的影响 |
| 5.4.2 温度对弹热效应的影响 |
| 5.4.3 弹热效应循环稳定性 |
| 5.5 (TiZrHf)_(50)Ni_(25)Cu_(12)Co_(13)高熵形状记忆合金宽温域功能性机制 |
| 5.5.1 晶格畸变效应TEM分析 |
| 5.5.2 第一性原理计算 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 Ti_(20)Zr_(15)Hf15Ni_(25)Cu_(25)高熵高温形状记忆合金超弹性与形状记忆效应研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 Ti-Zr-Hf-Ni-Cu高熵形状记忆合金成分设计与相变调控 |
| 6.3 Ti_(20)Zr_(15)Hf_(15)Ni_(25)Cu_(25)高熵形状记忆合金微观组织结构与相变 |
| 6.4 Ti_(20)Zr_(15)Hf_(15)Ni_(25)Cu_(25)高熵高温形状记忆合金超弹性 |
| 6.5 Ti_(20)Zr_(15)Hf_(15)Ni_(25)Cu_(25)高熵高温形状记忆合金形状记忆效应 |
| 6.6 本章小结 |
| 7 定向凝固(TiZrHf)_(50)Ni_(25)Cu_(17)Co_8高熵形状记忆合金多功能特性研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 (TiZrHf)_(50)Ni_(25)Cu_(17)Co_8高熵形状记忆合金相变与微观组织结构研究 |
| 7.3 (TiZrHf)_(50)Ni_(25)Cu_(17)Co_8高熵形状记忆合金超弹性 |
| 7.4 (TiZrHf)_(50)Ni_(25)Cu_(17)Co_8高熵形状记忆合金形状记忆效应 |
| 7.5 (TiZrHf)_(50)Ni_(25)Cu_(17)Co_8高熵形状记忆合金弹热效应 |
| 7.6 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 |
（2）NiMn基Heusler合金微丝外场驱动相变及相关功能特性研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 形状记忆合金及其功能特性 |
| 2.1.1 马氏体相变 |
| 2.1.2 形状记忆效应 |
| 2.1.3 超弹性 |
| 2.2 磁驱动形状记忆合金 |
| 2.2.1 磁控形状记忆效应 |
| 2.2.2 磁驱动多功能特性 |
| 2.3 高温形状记忆合金 |
| 2.3.1 高温形状记忆合金研究进展 |
| 2.3.2 Ni-Mn-Ga基高温形状记忆合金 |
| 2.4 NiMn基Heusler合金微丝 |
| 2.4.1 合金微丝的制备方法 |
| 2.4.2 合金微丝的研究现状 |
| 2.5 研究目的、意义及主要研究内容 |
| 2.5.1 研究意义和研究目的 |
| 2.5.2 主要研究内容及技术路线 |
| 3 实验材料与方法 |
| 3.1 样品制备 |
| 3.1.1 配料 |
| 3.1.2 熔炼与吸铸 |
| 3.1.3 拉丝 |
| 3.2 组织结构分析 |
| 3.2.1 晶体结构分析 |
| 3.2.2 微观组织结构分析 |
| 3.3 合金微丝的性能表征 |
| 3.3.1 相变温度测试 |
| 3.3.2 力学性能测试 |
| 3.3.3 磁学性能测试 |
| 3.4 能量最小原理 |
| 3.4.1 马氏体相变中的能量最小原理 |
| 3.4.2 不同类型马氏体相变的转变应变计算 |
| 4 Ni-Cu-Co-Mn-In合金微丝的磁驱动相变及超弹性研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Ni-Cu-Co-Mn-In合金微丝的成分设计及马氏体相变特性 |
| 4.3 Ni_(43.7)Cu_(1.5)Co_(5.1)Mn_(36.7)In_(13)的外场驱动相变及相关功能特性研究 |
| 4.3.1 合金微丝的晶体学结构和温度诱导相变 |
| 4.3.2 合金微丝的拉伸超弹性及基于晶体学的解释 |
| 4.3.3 磁场引起的磁结构转变和磁驱动特性 |
| 4.3.4 磁应力的预测与磁场-应力场耦合 |
| 4.3.5 合金微丝的应用前景展望 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 Ni-Fe-Mn-In合金微丝的外场驱动相变及热效应研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Ni_(50)Mn_(34)Fe_xIn_(16-x)合金微丝的相变行为研究 |
| 5.3 Ni_(50)Mn_(34)Fe_3In_(13)合金微丝的外场驱动相变及相关性能研究 |
| 5.3.1 温度诱发马氏体相变 |
| 5.3.2 应力诱发相变与超弹性 |
| 5.3.3 磁场诱导相变与磁热效应 |
| 5.4 Ni_(50)Mn_(34)Fe_5In_(11)合金微丝的大应变与弹热效应 |
| 5.4.1 温度诱发马氏体相变与晶体结构 |
| 5.4.2 应力诱发马氏体相变与超弹性 |
| 5.4.3 弹热效应的计算与相变稳定性 |
| 5.4.4 晶粒取向与微观组织观察与分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 Ni-Mn-Sn变磁性形状记忆合金微丝的双程形状记忆效应 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 Ni_(50)Mn_(37.5)Sn_(12.5)合金微丝的晶体结构 |
| 6.3 Ni_(50)Mn_(37.5)Sn_(12.5)合金微丝的双程形状记忆效应及可回复应变 |
| 6.4 Ni_(50)Mn_(37.5)Sn_(12.5)合金微丝的双程形状记忆效应机制分析 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 Ni-Mn-Fe-Ga合金微丝的高温超弹性和形状记忆效应研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 Ni_(55)Fe_4Mn_(20)Ga_(21)合金微丝的温度诱发相变及晶体结构 |
| 7.3 Ni_(55)Fe_4Mn_(20)Ga_(21)合金微丝的应力诱发马氏体相变 |
| 7.3.1 超弹性及超弹循环稳定性 |
| 7.3.2 单程形状记忆效应与输出功 |
| 7.3.3 双程形状记忆效应 |
| 7.4 与典型形状记忆合金相关性能的比较 |
| 7.4.1 双程形状记忆效应的比较 |
| 7.4.2 输出功的比较 |
| 7.5 Ni_(55)Fe_4Mn_(20)Ga_(21)合金微丝的微观结构 |
| 7.5.1 合金微丝马氏体取向关系与转变应变的计算 |
| 7.5.2 合金微丝微观组织结构的TEM观察与分析 |
| 7.6 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 |
（3）Ni-Mn基和Ti-Ni-Cu-Co形状记忆合金弹热性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 绪论 |
| 2.1 形状记忆合金简介 |
| 2.2 形状记忆效应和超弹性 |
| 2.3 弹热效应 |
| 2.3.1 弹热效应简介 |
| 2.3.2 弹热效应的热力学基础 |
| 2.3.3 弹热效应的测量技术 |
| 2.4 弹热效应的研究进展与挑战 |
| 2.4.1 传统铁弹性形状记忆合金的弹热效应 |
| 2.4.2 新型Ni-Mn基磁性形状记忆合金的弹热效应 |
| 2.4.3 现有研究的不足与挑战 |
| 2.5 本文研究内容和意义 |
| 3 实验材料与研究方法 |
| 3.1 合金熔炼与热处理 |
| 3.2 显微组织表征 |
| 3.3 马氏体相变表征 |
| 3.4 力学性能与弹热效应测试 |
| 3.5 三维原子探针表征 |
| 3.6 原位同步辐射高能X射线衍射表征 |
| 4 硼微合金化对Ni-Mn-In磁性形状记忆合金弹热性能的影响 |
| 4.1 研究背景 |
| 4.2 成分设计及样品制备 |
| 4.3 硼微合金化对Ni-Mn-In合金微观组织的影响 |
| 4.4 硼微合金化对Ni-Mn-In合金马氏体相变温度和相变熵的影响 |
| 4.5 硼微合金化对Ni-Mn-In合金力学性能的影响 |
| 4.6 硼微合金化对Ni-Mn-In合金弹热效应的影响 |
| 4.7 小结 |
| 5 高弹热循环稳定性Ni-Mn基磁性形状记忆合金的设计和研制 |
| 5.1 研究背景 |
| 5.2 高弹热循环稳定性Ni-Mn-In基合金的设计与制备 |
| 5.3 高弹热循环稳定性Ni-Mn-In基合金性能表征 |
| 5.3.1 压缩力学性能 |
| 5.3.2 马氏体相变的原位变温同步辐射表征 |
| 5.3.3 高弹热效应循环稳定性 |
| 5.3.4 磁驱动相变表征 |
| 5.4 高弹热循环稳定性Ni-Mn-In基合金的强化机制 |
| 5.4.1 微观组织及断口形貌 |
| 5.4.2 晶界强化机制 |
| 5.5 高弹热循环稳定性Ni-Mn-Sn基合金的设计研究 |
| 5.6 弹热性能评价 |
| 5.7 小结 |
| 6 碳添加对Ni-Mn-Ti形状记忆合金弹热性能的影响 |
| 6.1 研究背景 |
| 6.2 样品成分设计及制备 |
| 6.3 碳添加对Ni-Mn-Ti合金马氏体相变的影响 |
| 6.4 碳添加对Ni-Mn-Ti合金微观组织的影响 |
| 6.5 碳添加对Ni-Mn-Ti合金力学性能的影响 |
| 6.6 碳添加对Ni-Mn-Ti合金弹热效应的影响 |
| 6.7 碳添加的强化机制 |
| 6.8 碳和硼共同添加对Ni-Mn-Ti合金弹热性能的影响 |
| 6.9 小结 |
| 7 具有低滞后室温大弹热效应的Ti-Ni-Cu-Co合金的设计和研制 |
| 7.1 研究背景 |
| 7.2 样品制备与实验装置 |
| 7.3 相变温度调控设计 |
| 7.4 微观组织与取向表征 |
| 7.5 马氏体相变晶体学研究 |
| 7.5.1 相变路径 |
| 7.5.2 理论最大相变应变 |
| 7.5.3 几何相容性 |
| 7.6 弹热性能研究 |
| 7.6.1 应变速率对弹热效应的影响 |
| 7.6.2 应变大小对弹热效应的影响 |
| 7.6.3 弹热效应循环稳定性 |
| 7.6.4 弹热性能综合评价 |
| 7.7 小结 |
| 8 全文总结 |
| 8.1 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 |
（4）NiTi基形状记忆合金相变温度的影响因素（论文提纲范文）
| 1 形变对相变温度的影响 |
| 2 成分与析出相对相变温度的影响 |
| 2.1 合金的化学成分与元素占位 |
| 2.2 Ni含量对NiTi基合金相变温度的影响 |
| 2.3 合金元素对相变温度的影响 |
| 2.4 时效处理对相变温度的控制 |
| 3 存在的问题与展望 |
（5）NiTiHfScNb高温形状记忆合金的显微组织与马氏体相变行为（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 形状记忆合金的基本特性 |
| 1.3 NiTiHf高温形状记忆合金研究现状 |
| 1.3.1 NiTiHf高温形状记忆合金的微观组织 |
| 1.3.2 NiTiHf高温形状记忆合金的马氏体相变行为 |
| 1.3.3 NiTiHf高温形状记忆合金的形状恢复特性 |
| 1.3.4 NiTiHf-X四元高温形状记忆合金 |
| 1.4 Nb元素对NiTi基形状记忆合金的影响 |
| 1.5 本文的研究目的与内容 |
| 第2章 实验材料及实验方法 |
| 2.1 实验材料的制备 |
| 2.2 微观组织结构分析 |
| 2.2.1 扫描电镜分析 |
| 2.2.2 能谱分析 |
| 2.2.3 X射线衍射分析 |
| 2.2.4 透射电镜分析 |
| 2.3 马氏体相变行为测试 |
| 2.4 力学性能分析 |
| 2.4.1 压缩实验 |
| 2.4.2 显微硬度测试 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 NiTiHfScNb合金的显微组织与相组成 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 固溶态NiTiHfScNb合金的显微组织与相组成 |
| 3.3 固溶态NiTiHfScNb合金的马氏体亚结构 |
| 3.4 时效态NiTiHfScNb合金的显微组织与相组成 |
| 3.4.1 500℃时效处理NiTiHfScNb合金的显微组织与相组成 |
| 3.4.2 550℃时效处理NiTiHfScNb合金的显微组织与相组成 |
| 3.4.3 550℃时效处理NiTiHfScNb合金的马氏体的亚结构 |
| 3.4.4 600℃时效处理NiTiHfScNb合金的显微组织与相组成 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 NiTiHfScNb合金的马氏体相变行为 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 固溶态NiTiHfScNb合金的马氏体相变行为 |
| 4.2.1 Nb元素对固溶态NiTiHfScNb合金马氏体相变行为的影响 |
| 4.2.2 热循环对固溶态NiTiHfScNb合金的马氏体相变行为的影响 |
| 4.3 时效态NiTiHfScNb合金的马氏体相变行为 |
| 4.3.1 500℃时效处理NiTiHfScNb合金的马氏体相变行为 |
| 4.3.2 550℃时效处理NiTiHfScNb合金的马氏体相变行为 |
| 4.3.3 600℃时效处理NiTiHfScNb合金的马氏体相变行为 |
| 4.4 热处理与Nb含量对NiTiHfScNb合金马氏体相变行为的影响机制 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 NiTiHfScNb合金的力学性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 固溶态NiTiHfScNb合金的压缩性能 |
| 5.3 时效态NiTiHfScNb合金的压缩性能 |
| 5.3.1 500℃时效处理NiTiHfScNb合金 |
| 5.3.2 600℃时效处理NiTiHfScNb合金 |
| 5.4 NiTiHfScNb合金的显微硬度 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（6）基于第一性原理计算的TiNi基和TiZr基记忆合金马氏体相变研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题的研究目的及意义 |
| 1.2 弹热效应的作用机理和表征方法 |
| 1.2.1 弹热效应的作用机理 |
| 1.2.2 弹热效应的表征方法 |
| 1.3 TiNi基记忆合金研究进展 |
| 1.3.1 TiNi基记忆合金的马氏体相变 |
| 1.3.2 TiNi基记忆合金的超弹性 |
| 1.4 TiZr基记忆合金研究进展 |
| 1.4.1 TiZr基记忆合金的马氏体相变 |
| 1.4.2 TiZr基记忆合金的超弹性 |
| 1.5 主要研究内容 |
| 第2章 计算理论基础及方法 |
| 2.1 密度泛函理论 |
| 2.1.1 绝热近似 |
| 2.1.2 单电子近似 |
| 2.1.3 Hohenberg-Kohn定理 |
| 2.1.4 Kohn-Sham方程 |
| 2.1.5 局域密度近似 |
| 2.1.6 广义梯度近似 |
| 2.2 赝势方法 |
| 第3章 TiNi基记忆合金的相稳定性和相变应变 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Ti Ni和 Ti Ni Pd合金的晶胞建立 |
| 3.2.1 TiNi合金的晶胞建立 |
| 3.2.2 Ti50Ni50-x Pdx合金的晶胞建立 |
| 3.3 合金成分对TiNi合金相稳定性和相变应变的影响 |
| 3.3.1 Ni含量对Ti Ni合金相稳定性的影响 |
| 3.3.2 Ni含量对Ti Ni合金B2→B19′相变应变的影响 |
| 3.4 合金成分对Ti Ni Pd合金相稳定性和相变应变的影响 |
| 3.4.1 Pd含量对Ti50Ni50-x Pdx合金相稳定性的影响 |
| 3.4.2 Pd含量对Ti Ni Pd合金B2→B19 相变应变的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 TiZr基记忆合金的相稳定性和相变应变 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 TiZr基记忆合金的晶胞建立 |
| 4.2.1 TiZr合金的晶胞建立 |
| 4.2.2 Ti Zr Nb合金的晶胞建立 |
| 4.3 合金成分对TiZr合金相稳定性和晶格应变的影响 |
| 4.3.1 Zr含量对Ti Zr合金相稳定性的影响 |
| 4.3.2 Zr含量对Ti Zr合金晶格应变的影响 |
| 4.4 合金成分对Ti Zr Nb合金相稳定性和相变应变的影响 |
| 4.4.1 Nb含量对Ti Zr Nb合金相稳定性的影响 |
| 4.4.2 Nb含量对Ti Zr Nb合金β→α"相变应变的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（7）细晶Ni-Mn-Ga-Gd高温形状记忆合金薄膜的马氏体相变与阻尼特性（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究的目的和意义 |
| 1.2 高温形状记忆合金薄膜研究现状 |
| 1.2.1 Ti-Ni_(1-x)-M_x(M=Pt,Pd,Au)高温形状记忆合金薄膜 |
| 1.2.2 Ti-Ni-Hf高温形状记忆合金薄膜 |
| 1.2.3 Ti-Ni-Zr高温形状记忆合金薄膜 |
| 1.2.4 其它高温形状记忆合金薄膜 |
| 1.3 Ni-Mn-Ga形状记忆合金薄膜研究现状 |
| 1.3.1 Ni-Mn-Ga合金的相变与性能 |
| 1.3.2 Ni-Mn-Ga磁性形状记忆合金薄膜 |
| 1.3.3 Ni-Mn-Ga高温形状记忆合金薄膜 |
| 1.4 形状记忆合金的尺寸效应 |
| 1.4.1 晶粒尺寸对马氏体相变的影响 |
| 1.4.2 晶粒尺寸对形状记忆效应与超弹性的影响 |
| 1.5 主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及方法 |
| 2.1 试验材料制备及热处理 |
| 2.2 相变温度与晶化温度测试 |
| 2.3 成分及形貌表征 |
| 2.4 组织结构表征 |
| 2.5 性能测试 |
| 第3章 Ni-Mn-Ga-Gd合金薄膜的制备与组织结构 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 溅射工艺对沉积态薄膜化学成分的影响 |
| 3.3 溅射工艺对沉积态薄膜形貌和力学性能的影响 |
| 3.3.1 沉积态薄膜的断面形貌 |
| 3.3.2 沉积态薄膜的表面形貌 |
| 3.3.3 沉积态薄膜的力学性能 |
| 3.4 沉积态薄膜的晶化行为 |
| 3.5 退火温度和退火时间对薄膜组织结构的影响 |
| 3.5.1 退火温度对薄膜组织结构的影响 |
| 3.5.2 退火温度对薄膜组织结构的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 Ni-Mn-Ga-Gd薄膜的马氏体相变 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 晶粒尺寸对马氏体相变温度及其循环稳定性的影响 |
| 4.3 晶粒尺寸对马氏体亚结构及变体界面结构 |
| 4.4 晶粒尺寸对马氏体相变可逆应变的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 Ni-Mn-Ga-Gd薄膜的阻尼特性 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 晶粒尺寸对薄膜阻尼行为的影响 |
| 5.3 晶粒尺寸对薄膜阻尼功能热循环稳定性的影响 |
| 5.4 振动频率和应变振幅对薄膜阻尼行为的影响 |
| 5.4.1 振动频率对薄膜阻尼行为的影响 |
| 5.4.2 应变振幅对薄膜阻尼行为的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
| 附件 |
（8）合金元素对TiNi基形状记忆合金马氏体相变影响的第一性原理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 TiNi形状记忆合金的基本性质 |
| 1.2.1 TiNi合金的相结构 |
| 1.2.2 TiNi合金的马氏体相变 |
| 1.2.3 TiNi合金的形状记忆效应与超弹性 |
| 1.3 马氏体几何非线性理论 |
| 1.4 合金元素对TiNi基形状记忆合金马氏体相变和滞后的影响 |
| 1.4.1 Cu元素的影响 |
| 1.4.2 Pd元素的影响 |
| 1.4.3 TiNiCuPd四元合金的研究 |
| 1.5 第一性原理计算在TiNi基形状记忆合金研究中的应用 |
| 1.6 本文研究目的及内容 |
| 第2章 计算基础与实验方法 |
| 2.1 计算基础 |
| 2.1.1 引言 |
| 2.1.2 第一性原理简介 |
| 2.1.3 密度泛函理论 |
| 2.1.4 赝势方法 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 合金制备 |
| 2.2.2 合金微观组织结构分析 |
| 2.2.3 合金马氏体相变行为测试 |
| 第3章 TiNiPd形状记忆合金相变行为的第一性原理研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 计算方法 |
| 3.3 TiNiPd形状记忆合金的相变行为 |
| 3.3.1 TiNiPd合金的晶体结构稳定性 |
| 3.3.2 TiNiPd合金的弹性性质与马氏体相变 |
| 3.3.3 TiNiPd合金的电子结构与马氏体相变 |
| 3.3.4 TiNiPd合金中Pd对相变滞后的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 TiNiCu形状记忆合金相变行为的第一性原理研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 计算方法 |
| 4.3 TiNiCu形状记忆合金的相变行为 |
| 4.3.1 TiNiCu合金的晶体结构稳定性 |
| 4.3.2 TiNiCu合金的弹性性质与马氏体相变 |
| 4.3.3 TiNiCu合金的电子结构与马氏体相变 |
| 4.3.4 TiNiCu合金中Cu对相变滞后的影响 |
| 4.4 TiNiCu Pd形状记忆合金的马氏体相变行为 |
| 4.4.1 TiNiCuPd合金晶体结构的稳定性 |
| 4.4.2 TiNiCuPd合金的电子结构与马氏体相变 |
| 4.4.3 TiNiCuPd合金中Pd对相变滞后的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 TiNiCu形状记忆合金相变行为的实验研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 TiNiCu合金的显微组织与相组成 |
| 5.2.1 TiNiCu合金的显微组织 |
| 5.2.2 TiNiCu合金的相组成 |
| 5.3 TiNiCu合金的马氏体相变行为 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士期间发表的论文和取得的科研成果 |
| 致谢 |
（9）Ti-Ni-Nb-Co合金的相变行为与应变恢复特性（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究目的及意义 |
| 1.2 Ti-Ni-Nb记忆合金马氏体相变及应变恢复特性 |
| 1.2.1 Ti-Ni-Nb合金的组织结构 |
| 1.2.2 Ti-Ni-Nb合金的马氏体相变 |
| 1.2.3 Ti-Ni-Nb合金的力学行为及应变恢复特性 |
| 1.3 Ti-Ni-Nb记忆合金的改性方法及存在问题 |
| 1.3.1 热机械处理 |
| 1.3.2 Nb含量调整 |
| 1.3.3 第四组元添加 |
| 1.4 Ti-Ni基记忆合金的析出行为与性能 |
| 1.4.1 析出行为 |
| 1.4.2 马氏体相变 |
| 1.4.3 力学性能与应变恢复特性 |
| 1.5 主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 组织结构表征 |
| 2.3 相变温度测量 |
| 2.4 性能测试 |
| 第3章 Ti-Ni-Nb-Co合金的退火析出行为及组织结构演化 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 铸态Ti-Ni-Nb-Co合金的退火析出行为 |
| 3.2.1 铸态Ti_(44.5)Ni_(44.5)Nb_9Co_2合金的退火析出过程 |
| 3.2.2 退火温度对(Ti,Nb)_2Co相尺寸和分布的影响 |
| 3.2.3 Co含量对(Ti,Nb)_2Co相尺寸和分布的影响 |
| 3.3 热机械处理Ti-Ni-Nb-Co合金的组织结构演化 |
| 3.3.1 冷轧量对热机械处理Ti_(44.5)Ni_(44.5)Nb_9Co_2合金组织结构的影响 |
| 3.3.2 退火温度对冷轧Ti_(44.5)Ni_(44.5)Nb_9Co_2合金组织结构的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 Ti-Ni-Nb-Co合金的马氏体相变 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 铸态Ti-Ni-Nb-Co合金的马氏体相变 |
| 4.2.1 退火温度对铸态Ti_(44.5)Ni_(44.5)Nb_9Co_2合金马氏体相变的影响 |
| 4.2.2 退火时间对铸态Ti_(44.5)Ni_(44.5)Nb_9Co_2合金马氏体相变的影响 |
| 4.2.3 Co含量对铸态Ti-Ni-Nb-Co合金马氏体相变的影响 |
| 4.3 热机械处理Ti-Ni-Nb-Co合金的马氏体相变 |
| 4.3.1 冷轧量对热机械处理Ti_(44.5)Ni_(44.5)Nb_9Co_2合金马氏体相变的影响 |
| 4.3.2 退火温度对冷轧Ti_(44.5)Ni_(44.5)Nb_9Co_2合金马氏体相变的影响 |
| 4.4 Ti-Ni-Nb-Co合金的马氏体组织形态与亚结构 |
| 4.4.1 析出相对热致马氏体组织形态与亚结构的影响 |
| 4.4.2 析出相对形变马氏体组织形态与亚结构的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 Ti-Ni-Nb-Co合金的力学行为 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 铸态Ti-Ni-Nb-Co合金的力学行为 |
| 5.2.1 退火温度对铸态Ti_(44.5)Ni_(44.5)Nb_9Co_2合金力学性能的影响 |
| 5.2.2 退火时间对铸态Ti_(44.5)Ni_(44.5)Nb_9Co_2合金力学性能的影响 |
| 5.2.3 Co含量对铸态Ti-Ni-Nb-Co合金的力学性能的影响 |
| 5.2.4 形变温度对铸态Ti-Ni-Nb-Co合金临界屈服应力的影响 |
| 5.3 热机械处理Ti-Ni-Nb-Co合金的力学行为 |
| 5.3.1 冷轧量对热机械处理Ti_(44.5)Ni_(44.5)Nb_9Co_2合金力学性能的影响 |
| 5.3.2 退火温度对冷轧Ti_(44.5)Ni_(44.5)Nb_9Co_2合金力学性能的影响 |
| 5.3.3 形变温度对热机械处理Ti_(44.5)Ni_(44.5)Nb_9Co_2合金临界屈服应力的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 Ti-Ni-Nb-Co合金的应变恢复特性 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 铸态Ti-Ni-Nb-Co合金的应变恢复特性 |
| 6.2.1 退火温度对铸态Ti_(44.5)Ni_(44.5)Nb_9Co_2合金应变恢复特性的影响 |
| 6.2.2 退火时间对铸态Ti_(44.5)Ni_(44.5)Nb_9Co_2合金应变恢复特性的影响 |
| 6.2.3 Co含量对铸态Ti-Ni-Nb-Co合金应变恢复特性的影响 |
| 6.3 热机械处理Ti-Ni-Nb-Co合金的应变恢复特性 |
| 6.3.1 冷轧量对热机械处理Ti_(44.5)Ni_(44.5)Nb_9Co_2合金应变恢复特性的影响.. |
| 6.3.2 退火温度对冷轧Ti_(44.5)Ni_(44.5)Nb_9Co_2合金应变恢复特性的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（10）Ti-Ni-Hf-Cu高温形状记忆合金薄带的制备与微观表征（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题的研究目的及意义 |
| 1.2 高温形状记忆合金研究进展 |
| 1.2.1 Ti-Ni-X(X=Pd、Pt、Au)基高温记忆合金 |
| 1.2.2 Zr基二元高温记忆合金 |
| 1.2.3 β-Ti基高温记忆合金 |
| 1.2.4 Ni_2MnGa高温记忆合金 |
| 1.2.5 Ti-Ni-Y(Y=Zr、Hf)基高温记忆合金 |
| 1.3 Ti-Ni-Hf基形状记忆合金的薄膜与薄带 |
| 1.3.1 Ti-Ni-Hf基形状记忆合金的薄膜 |
| 1.3.2 Ti-Ni-Hf基形状记忆合金的薄带 |
| 1.4 本文的主要研究内容 |
| 第2章 实验材料和研究方法 |
| 2.1 Ti-Ni-Hf基形状记忆合金薄带的制备方法 |
| 2.2 实验仪器及设备 |
| 2.2.1 组织结构分析 |
| 2.2.2 力学性能和形状记忆效应测量 |
| 2.2.3 相变温度测量 |
| 第3章 Ti-Ni-Hf-Cu合金薄带制备工艺和组织结构 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Ti-Ni-Hf-Cu合金薄带的制备工艺 |
| 3.2.1 Ti-Ni-Hf-Cu合金薄带的工艺参数 |
| 3.2.2 Ti-Ni-Hf-Cu合金薄带的晶化处理 |
| 3.3 Ti-Ni-Hf-Cu合金薄带的组织结构 |
| 3.3.1 Ti_xNi_(82-x)Hf_(15)Cu_3合金薄带的组织结构 |
| 3.3.2 Ti_xNi_(77-x)Hf_(15)Cu_8合金薄带的组织结构 |
| 3.4 退火时间对合金薄带组织结构的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 Ti-Ni-Hf-Cu合金薄带相变行为和力学性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Ti-Ni-Hf-Cu合金薄带的马氏体相变 |
| 4.2.1 合金成分对Ti-Ni-Hf-Cu合金马氏体相变的影响 |
| 4.2.2 热处理时间对Ti-Ni-Hf-Cu合金马氏体相变的影响 |
| 4.3 Ti-Ni-Hf-Cu合金薄带的力学性能 |
| 4.4 快速退火Ti_(36)Ni_(41)Hf_(15)Cu_8合金薄带的变化机制 |
| 4.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
四、Ti-Pd形状记忆合金马氏体相变温度（论文参考文献）
- [1]Ti-Zr-Hf-Ni-Cu（Co）高熵形状记忆合金马氏体相变及功能行为研究[D]. 李少辉. 北京科技大学, 2021(08)
- [2]NiMn基Heusler合金微丝外场驱动相变及相关功能特性研究[D]. 陈珍. 北京科技大学, 2021(08)
- [3]Ni-Mn基和Ti-Ni-Cu-Co形状记忆合金弹热性能研究[D]. 杨质. 北京科技大学, 2021(08)
- [4]NiTi基形状记忆合金相变温度的影响因素[J]. 赵石磊,赵昆,王富文. 有色金属工程, 2021(02)
- [5]NiTiHfScNb高温形状记忆合金的显微组织与马氏体相变行为[D]. 付长安. 哈尔滨工程大学, 2021
- [6]基于第一性原理计算的TiNi基和TiZr基记忆合金马氏体相变研究[D]. 陈雪佩. 哈尔滨工业大学, 2020(01)
- [7]细晶Ni-Mn-Ga-Gd高温形状记忆合金薄膜的马氏体相变与阻尼特性[D]. 尧健. 哈尔滨工业大学, 2020(01)
- [8]合金元素对TiNi基形状记忆合金马氏体相变影响的第一性原理研究[D]. 孙思宇. 哈尔滨工程大学, 2020(05)
- [9]Ti-Ni-Nb-Co合金的相变行为与应变恢复特性[D]. 崔博. 哈尔滨工业大学, 2019(01)
- [10]Ti-Ni-Hf-Cu高温形状记忆合金薄带的制备与微观表征[D]. 李博洋. 哈尔滨工业大学, 2019(01)