一、金属玻璃Pd_(80)Si_(20)的晶化亚稳相（论文文献综述）
李宗全,何怡贞[1]（1984）在《金属玻璃Pd80Si20的晶化亚稳相》文中提出 金属玻璃Pd80Si20是被研究得较早、较多的金属玻璃之一,但仍需进一步研究。Masumoto等人将Pd80Si20的亚稳相分成所谓亚稳Ⅰ相和亚稳Ⅱ相。为了研究晶化过程及亚稳相的结构、特别是所谓亚稳Ⅱ相的结构,我们在电镜中原位加热和观察了Pd80Si20的晶化过程,并用电子计算机分析了亚稳相的结构。随加热温度的升高,金属玻璃Pd80Si20的结构不断发生弛豫。当温度升至345℃后,试样便开始晶化,形成下列各相:
蒲健[2]（2004）在《共晶系合金的深过冷与块体非晶合金晶化研究》文中研究表明快速凝固技术不仅可以显着改善已有材料的微观组织结构和提高其性能,还可以研制在常规条件下难以制备、具有优异性能的新型材料。由于深过冷技术可有效地实现三维大体积液态金属的快速凝固,并可在慢速冷却条件下,深入研究快速凝固的动力学本质,它已经成为快速凝固理论研究的前沿。本文运用玻璃熔覆法对简单共晶系（二元和三元）合金的过冷行为进行了研究。 二元共晶合金生长涉及两个固相从一个液相中竞争形核和协同生长,这个过程受到过冷度、环境气氛和异质核心的影响。本文首先采用 Ni81P19共晶合金为模型,研究了随着过冷度的增加,其凝固组织发生的一系列变化。在小过冷度下,共晶合金中的两相 α-Ni 与 Ni3P 协调生长成规则的棒状共晶。在中等过冷度下,凝固组织从规则棒状共晶向不规则的粒状共晶组织转化,随着过冷度的增大,粒状共晶团在凝固组织中所占的体积分数越来越大。我们提出枝晶状共晶的熔断模型来解释粒状共晶组织的形成。在深过冷度下,凝固组织又演化成显微结构细小的胞状共晶团组织,通过固/液界面稳定性理论可以很好的解释这类组织转变。此外,本文还通过对 Ni-P 合金中的两相进行形核分析,从理论上描述了该合金系共晶共生区的形成规律。并通过对不同成分的 Ni-P 合金的凝固形貌随过冷度变化进行考察,不但描述了 Ni-P 合金共晶共生区的形状和位置,还分别研究了初生相 α-Ni（亚共晶相）和 Ni3P（过共晶相）的凝固组织形貌随过冷度增加的演化规律。 在对金属的晶粒细化研究中发现,过冷熔体会发生亚稳液相分离现象,即从一个成份均匀的液相分离为两个成分不同的液相。相分离的机制有二:形核长大和调幅分解,对于后者,其显微组织可以用一种网格状结构来表征,相分离的形貌可以通过快速冷却的方法“冻结”下来。Cahn 预测过冷熔体液相分离的波长 λ 在一个临界过冷度下将随过冷度的增大而减小,这在过冷 Pd82Si18 合金熔体的实验中可以得到证实。当过冷度超过一个临界值,液相分离的网格状组织由于表面张力过大,将会破碎成一些纳米级的液滴。随着过冷度增大,液相分离的临界波长减小,破碎液滴的尺寸也变的更小。最终制备出最大直径为φ2mm 的块体纳米 Pd82Si18合金材料,其纳米相尺寸为30～50nm,且分布均匀。 I<WP=5>本文采用玻璃熔覆法净化 Pd82Si18 合金熔体,以减少熔体内部的异质核心。通过控制其形核过程,从而在较低的冷却速率下使熔体能够过冷到 Tg（玻璃转变温度）以下,从而得到大块非晶合金。利用经典的形核和晶体生长理论,计算了 Pd82Si18 合金的时间-温度-转变曲线（即 TTT 图）,依此确定在均匀形核条件下,形成 Pd82Si18非晶合金的临界冷却速率,并分析了影响该合金临界冷却速率的相关因素。理论计算表明,形成非晶合金的临界冷却速率与异质核心的存在有密切联系,通过净化合金熔体的方法可以大大降低合金形成非晶的临界冷却速率。进而,研究了添加 Cu 元素对Pd-Si 基合金凝固组织演化和非晶形成能力的影响。 非晶合金的结晶过程是一种固态的亚稳非晶向平衡晶态的相转变过程,它与样品的处理工艺与热历史有重要的联系。本文通过控制块体 Pd82Si18 非晶合金的冷却方式和其后的晶化过程,得到较均匀的纳米晶/非晶复合材料,即在非晶基体中均匀分布着尺寸为 3～5nm 的晶粒。同时,利用相变动力学方法研究了块体 Pd77.5Cu6Si16.5非晶合金中的晶化行为,用 Kissinger 方程计算了其晶化表观激活能,并分析制备过程中一些因素在块体非晶样品晶化过程中所起的作用,为块体非晶的研究与应用提供可靠的依据。 此外,利用 Pringogine 提出的耗散结构理论分析了在远离平衡态,深过冷熔体所具有的非线性、非平衡的热力学过程。从自组织的角度描述了过冷熔体从混沌无序的初态到稳定有序的结构自组织的演化过程和规律,为研究非平衡态材料提供了一种新的思路。
李宗全,何怡贞[3]（1983）在《金属玻璃Pd80Si20的晶化亚稳相》文中指出 金属玻璃Pd80Si20是被研究得较早、较多的金属玻璃之一,但仍需进一步研究。Masumoto等人将Pd80Si20的亚稳相分成所谓亚稳Ⅰ相和亚稳Ⅱ相。为了研究晶化过程及亚稳相的结构、特别是所谓亚稳Ⅱ相的结构,我们在电镜中原位加热和观察了Pd80Si20的晶化过程,并用电子计算机分析了亚稳相的结构。随加热温度的升高,金属玻璃Pd80Si20的结构不断发生弛豫。当温度升至345℃后,试样便开始晶化,形成下列各相:
王知鸷[4]（2013）在《Zr/Al基非晶合金的电阻及内耗行为与熔体状态的相关性》文中研究说明非晶合金通常需快速冷却获得，其短程有序而长程无序的结构与液态合金结构有很大的相似性，因此非晶态组织在很大程度上是母合金熔体的“冻结”，母合金熔体的结构变化必然影响到非晶的形成和性能。本文采用电阻法和内耗法，系统地研究了非晶的形成能力（GFA）、力学弛豫以及晶化行为与熔体状态的关系。论文工作所获得的主要研究成果与认知如下：（1）选取Al86Ni9La5合金作为研究对象，通过电阻法发现其熔体在1320K1490K温度范围内出现了异常温度变化行为，提示此合金熔体发生了温度诱导的液-液结构转变，这一现象和推测得到了DTA热分析结果的验证。根据不同熔体状态的区间选择合适的温度制备了一系列非晶薄带，连续升温及等温实验研究表明，虽然最终晶化产物并无差异，熔体状态对合金不同阶段的晶化行为却产生了显着的影响。具体表现为：高温熔体制备的非晶，其初生相α-Al的析出温度略有提前，而二级晶化相Al11La3、Al3Ni、Al4La及Al3Ni2的析出温度则显着推迟。这些结果对Al基非晶/纳米晶复合材料的制备方法及性能提高有重要意义，也间接印证了在1320K1490K范围发生液液结构转变的推测。分析认为，熔体状态改变后形成非晶的二级晶化相析出推迟，可归因于其熔体中对应于这些金属间化合物结构和成分的化学短程序得以消散，故这些金属间化合物相从非晶中形核析出更加困难。（2）对于技术上难以测定熔体电阻率的锆基Zr65Al7.5Ni10Cu17.5合金，采用不同熔体温度制备其非晶合金，间接探索了不同熔体结构与性质的状态变化及其对其晶化行为的影响。研究表明，低于1573K温度制备的非晶，其初生相是Ni2Zr3；而高于1573K温度制备的非晶，初生相主要是f.c.c NiZr2，且电阻及DSC实验表明其晶化开始温度Tx提高。更为有趣的是，熔体温度还导致其非晶最终晶化产物的不同。这些结果不仅澄清了文献报道中关于Zr65Al7.5Ni10Cu17.5晶化相不一致的原因，同时可推测，当熔体温度超过某一临界值时（介于1573K与1673K之间），Ni-Zr类型的团簇的打破使得熔体结构改变，间接证明了合金熔体中温度诱导液液结构转变的发生。（3）研究结果揭示，随合金系统的差异，不同熔体温度及其状态变化可导致对GFA的完全相反的影响。对于上述两种合金，Zr65Al7.5Ni10Cu17.5合金随制备温度的上升（尤其温度高于1573K之后），表征GFA的特征参数ΔTx、Trg以及γ都明显增大，表明其非晶形成能力增大；而对于Al86Ni9La5合金，表征GFA的特征参数以及实际形成非晶临界尺寸均表明，高温熔体（状态改变后）的非晶形成能力有一定程度的下降。（4）关于非晶制备熔体温度对GFA的作用，对于高温所致氧化及冷速变慢的负面作用，以及高温使得熔体中异质形核基底消散等正面作用，无疑需根据合金系统、制备工艺条件、原材料等方面进行综合分析。而作者基于研究结果分析强调认为：就熔体结构状态本身而言，液液结构转变导致熔体某些原有团簇的消失，若这些团簇的局域结构和成分对应于熔体冷却过程的先析出相（结晶），则必然提高GFA，如Zr65Al7.5Ni10Cu17.5合金，推断高温下对应于Ni2Zr3的化学短程序的打破；相反地，若消散的局域有序团簇并不对应于晶化和结晶过程的先析出相，且反而在热力学和/或动力学方面有利于先析相的晶核形成，则必然降低GFA，如Al86Ni9La5合金，分析认为熔体转变导致化学短程序的消散释放出更多Al原子，从而富Al的原子团簇增多，且熔体的自由体积增大（密度降低）有益于扩散，两方面促进合金先析相α-Al的形核。（5）采用内耗法探索熔体温度对Zr55Al10Ni5Cu30大块非晶力学弛豫行为影响的结果表明，随着熔体温度的升高，对应非晶试样的内耗峰向高温移动，且内耗峰值增大。通过比较内耗-频率谱可知，在从室温到晶化开始温度之前，内耗频率关系分别呈现为线性正比、复杂过渡及单调减小，表现出滞弹性和粘弹性两种力学弛豫行为。制备非晶时的熔体温度越高，由滞弹性弛豫转变为粘弹性弛豫的开始温度以及结束温度越低。为了分析玻璃转变温度附近的内耗行为，根据Perez理论和与主弛豫相关的低频内耗表达式，比较了表征非晶物质中短程有序度的参数，发现不同温度制备的非晶其确定的关联参数大小不同，1603K制备的非晶合金的关联参数最大，且由关联参数确定的临界温度点Ti随着制备非晶温度的升高而升高，表明制备非晶的熔体温度越高，非晶越无序，试样热稳定性最好。（6）选择具有不同非晶形成能力的锆基非晶，研究了非晶形成能力和内耗的关系。通过比较内耗温度曲线发现不同非晶形成能力在内耗峰峰高上有显着区别，GFA越大，内耗峰峰值越高，从而提出了一个表征GFA的新参数—内耗峰峰值。通过对背底内耗拟合获得了激活能，发现非晶形成能力越大，在玻璃转变之前以及过冷液相区的激活能越大。
高晓泽[5]（2015）在《金属非晶与纳米晶界面微观结构与界面行为的模拟研究》文中研究表明非晶合金因具有高强度、高弹性极限以及耐磨耐蚀等优异性能而受到人们的极大关注,但这种材料的致命缺陷——室温脆性,严重阻碍了其工程应用。为解决这一问题,人们开展了大量研究工作,力图揭示其变形机理并提升其室温塑性。近年来人们发现通过在非晶合金基体中引入第二相能够有效改善一些非晶合金的塑性变形能力。但由于实验手段的限制,尚未能彻底认识其内在机制,特别是对两相界面的微观结构特征、性能行为及其在材料变形中的作用机理等。本文以具有较高非晶形成能力的Cu-Zr合金系统为对象,以分子动力学模拟为主要手段,对B2-CuZr晶体与Cu50Zr50非晶之间界面的微观结构、热力学性能、动力学行为及低温压缩性能等进行深入研究,以期推进对晶体/非晶界面结构和性能等的认识,促进非晶合金的开发利用。取得的主要结果有:晶体相/非晶相之间的界面并非简单的二维曲面,而是具有一定厚度且微观结构独特的三维过渡区。基于不同微观结构参数标定出的界面范围大相径庭,反映出两相过渡区微观结构的复杂性。例如,B2-CuZr（110）晶面与Cu50Zr50非晶形成的界面,基于原子数密度分布的分析发现,从晶体的有序层状分布到非晶的无序均匀分布之间过渡区的跨度达到5到6个原子层距离,但对过渡区内原子层层内有序性的分析表明从晶体有序性到非晶长程无序结构之间的转变只需要2-3个原子层距离;基于原子局域序参数确定的界面宽度约为1.8?,而基于Voronoi多面体指数分析给出的过渡区范围约为8.0?。复杂的界面微观结构意味着,实际研究中应当根据研究的具体情况来选取表征界面范围的相应结构参数。对B2-CuZr与Cu50Zr50非晶之间的平界面及球壳界面微观结构的分析表明,界面区域原子的有序度、平均原子体积等均介于相邻两体相之间,呈现典型的过渡性质,且界面区未观察到明显的成分偏析现象。但基于Voronoi多面体的分析表明,一些多面体团簇仅在界面区域有较大分布,如以Cu为中心的<0,5,2,6>和以Zr为中心的<0,4,4,6>,表明这些团簇标度了界面区的微观几何结构特征。对这两种多面体团簇的剖析发现,它们实质上是标度B2晶体相的<0,6,0,8>团簇在界面处为适应非晶相的无序结构而作出微调的产物。换句话讲,它们的存在有利于界面两侧空间结构的顺利过渡。能量分析表明,它们的存在还有助于降低体系的能量,含有较多此类界面特征团簇的界面具有相对较低的界面能;平界面体系取向平均的界面能约为174 mJ/m2。晶体相和非晶相之间界面的微观结构、界面能等与界面体系中晶体相的位向相关。在B2-CuZr的三个低指数晶面（100）、（110）和（111）与Cu50Zr50非晶形成的界面中,（110）位向的界面宽度最窄,界面非晶一侧诱发的层状有序分布最为显着、深远,界面特征团簇<0,5,2,6>和<0,4,4,6>的含量最高,界面能最低（约165 mJ/m2）,这是因为（110）晶面的层间距与非晶的内在周期最为接近,晶体的密度波动易于诱发非晶密度波动的共振,从而在非晶中引发了显着的层状有序分布。界面结构及性能均会受到体系温度的影响。对界面体系在不同温度下退火后的分析表明,随着温度的升高,原子运动加剧,促进了界面区的结构弛豫,界面特征团簇<0,5,2,6>和<0,4,4,6>的含量有所上升,同时界面能降低。当退火温度高于600 K后,平界面体系中开始观察到晶化现象,界面向非晶侧移动。温度越高,晶化速率越大,晶化速率和温度之间服从阿伦尼乌斯关系。晶化激活能与界面位向相关,界面能越低的界面晶化激活能越高。但改变温度并没有改变不同取向界面间微观结构—性能等之间的相对关系。球状纳米晶和非晶之间界面的微观结构和性能与纳米晶粒的尺寸相关。随着纳米晶粒尺寸的增大,界面区特征团簇的含量降低,界面能增大,晶化时的激活能降低,纳米晶足够大时球壳界面的结构与性能逐渐趋近于平界面的特征。界面的存在能够显着改变非晶合金的变形行为。低温下的单轴压缩实验表明,B2-CuZr与Cu50Zr50非晶所形成的层状复合结构的塑性变形能力显着高于单相非晶合金。分析表明,界面的存在抑制了非晶区主剪切带的形成,促进了应力在非晶区域的均匀化,但非晶微观不均匀的本性最终会产生应变集中,非均匀的变形容易在界面处诱发晶体相位错的形成和运动,穿越过晶体区的位错在到达另一侧界面后往往会在非晶区激活新的剪切转变区,从而提高了非晶的塑型变形量。综合来讲,界面的作用主要有两个方面:在应力集中产生前抑制剪切带的形成和扩展;应力集中产生后借助位错运动促使剪切带的增殖。两方面效应的综合作用,有效地提升了非晶的塑性变形能力。
崔晓[6]（2013）在《基于电子输运/内耗性质及熔体状态探索非晶合金GFA》文中指出鉴于大块非晶合金（BMGs）的优异性能及应用前景，近半个世纪以来，人们在不断地尝试开发新的合金系统及新的制备工艺，并从非晶合金固体—深过冷液相—平衡与过热液相的物理性质与结构角度探索玻璃形成能力（GFA）的本质。尽管在GFA判据及成分选择的经验准则方面取得了瞩目的进展，对玻璃形成能力本质的认识及新型非晶合金设计准则上仍需不断求索。本文以多组具有不同GFA的多元合金系（CuZr-基、LaCe-基、La-基等）为研究对象，以电阻法、内耗温度/频率谱等为主要手段探索了诸多合金升、降温过程电子输运特性、内耗性质，并以所获得的现象和规律为依据，探讨了这些特性与玻璃形成能力的依存关系和内在本质，进而从新的角度尝试提出了GFA判据及非晶合金设计准则，并进一步验证了其有效性。此外，本文以实验揭示了CuZr二元非晶合金熔体发生温度诱导结构转变的可能；据此，探索了不同状态熔体GFA的差异，以及所获非晶样品的晶化行为和产物的变化；对此，论文还依据相竞争的认知探讨了液-固及固态转变过程的物理机制，并制备出目前临界尺寸最大的CuZr二元非晶合金。本文主要结论和创新点总结如下：1、非晶合金升温过程内耗测试结果表明，在玻璃转变温度之前，非晶合金的内耗值Q-1及相对模量M变化不大，发生玻璃转变时，其相对模量M发生明显的下降，材料由滞弹性转变为粘弹性，相应地内耗Q-1开始明显上升，并随之逐渐形成内耗峰，随后Q-1开始开始下降直至晶化结束。这种起始于玻璃转变而终止于晶化结束的内耗峰，表明非晶合金内耗峰包含了玻璃转变和晶化转变过程。“内耗-温度”峰的明显特征为：在同一加载频率下，升温速率越高，峰温越高，且峰值也越大；内耗峰的峰值随频率上升而降低。2、通过对不同非晶合金的内耗-温度谱、频率谱的研究，提出并验证了一种以内耗技术确定非晶合金晶化温度Tx的方法：在内耗-温度（升温）曲线中，非晶合金的Tx可通过对Q-1-T曲线上内耗-温度峰左侧的拐点温度（dQ-1-dT曲线的峰值温度）来表征。通过对一系列具有不同GFA的非晶合金进行的内耗研究结果发现，拐点内耗值与GFA之间存在着某种相关性：对于相同或相近合金系，GFA越好的合金，拐点内耗值越高。3、在本文研究所涉及的非晶合金系范畴内，从室温到Tg之前某一特定温度的升温中，非晶固体呈负的电阻率温度系数。将该区间数据按lnσ—1/T进行拟合结果表明，总体符合σ=σ0exp（ΔE/kBT）物理模型，即包含有对应于Mott的无序半导体电子传输机制，表明在升温过程中非晶合金由“定域态”受热激发而跃迁到“扩展态”，从而电阻率降低。4、基于电子输运性质提出了判断非晶合金玻璃形成能力新的判据，定义两个与电子输运性质有关的新参数：比电阻率（ρr=ρamor/ρcrystal）和储存电阻率（Δρ=ρamor-ρcrystal）。研究结果表明，对于相同或相近非晶合金系，ρr和Δρ的值越大，GFA越好。以该判据作为GFA的评判标准，通过元素替代法研究了Zr57Cu20Al10Ni8Ti5-xAgx（x=0,1,2,3,4,5）非晶合金的GFA随Ag含量的变化规律。电阻率实验结果表明，Zr57Cu20Al10Ni8Ag5非晶合金具有最大的ρr和Δρ值，说明该合金具有最高的玻璃形成能力。通过铜模吸铸法得到了具有最大形成尺寸为20mm且具有高强度高塑性的Zr57Cu20Al10Ni8Ag5大块非晶合金。5、基于Cu64Zr36合金的非晶形成竞争相为Cu10Zr7相的认知，通过用Ti替代7.5%的Zr元素得到的新合金在铜模吸铸过程中，使得Cu10Zr7相的析出被完全抑制且新合金的非晶形成竞争相变成Cu51Zr14相，如愿地使合金GFA得以增强。Cu50Zr50合金的非晶形成竞争相为CuZr相，通过电阻率实验对Cu50Zr50非晶合金进行连续升降温测试发现：CuZr相仅能在高于988K的温度下存在，在冷却过程中将会分解为Cu10Zr7相和CuZr2相，然而该分解过程具有117K的温度滞后性。分析认为，滞后温度的存在对制备非晶复合材料的过程中对稳定CuZr相有重要的作用。6、前人对非晶合金制备的熔体条件多以不同过热温度进行试探，而本文则以作者专门搭建的高精度、高真空、高温熔体电阻测试系统为手段，事先探明了Cu50Zr50及Cu64Zr36合金熔体在特定温区的结构敏感量电阻率的异常行为（并辅以DTA热分析验证），进而基于其信息探索了熔体状态与合金GFA及非晶晶化行为的相关性。结果表明（：1）通过电阻方法发现Cu50Zr50及Cu64Zr36两种合金熔体在高于液相线300400K温度范围内出现了异常温度变化行为，提示此合金熔体发生了温度诱导的液-液结构转变，这一现象和推测得到了DTA热分析结果的验证；（2）根据不同熔体状态的区间选择合适的温度制备了一系列非晶薄带，连续升温模式下的电阻率和DSC测试结果表明，熔体过热温度越高，所制备的非晶合金的GFA和热稳定性越好，且由于在不同熔体状态下制备的非晶薄带在晶化过程中晶化相的析出过程明显不同；（3）发生熔体结构转变后，通过喷铸制备的Cu50Zr50锥形块体非晶的最大形成尺寸由2mm提高到了3mm、通过喷铸制备的Cu64Zr36锥形块体非晶的最大形成尺寸由1mm提高到了2.5mm。
程文彬[7]（2021）在《Pd-Cu-Si基非晶合金的势函数构建及结构性能研究》文中进行了进一步梳理非晶合金因为原子状态呈现短程有序、长程无序、各向同性、亚稳等特性,具有较高的热稳定性、化学惰性、高韧性、良好的耐腐蚀性等许多优异的性能而备受关注。Pd-Cu-Si基非晶合金由于其良好的热稳定性、简单的组元结构而成为研究非晶结构、转变、晶化、和性能模拟的理想合金体系。研究Pd-Cu-Si基非晶合金快速凝固过程中的结构演化,对于理解其结构性质和玻璃形成能力具有重要意义。由于非晶合金的液态结构在实验中无法得到,因此研究非晶合金快速凝固过程中的结构演化,一般是通过基于经验势的分子动力学模拟来进行的。而对于Pd-Cu-Si基合金体系并不存在对应的经验势,所以本文基于最近提出的神经网络（Neural network,NN）势函数构建了适用于Pd-Cu-Si基非晶合金体系NN势函数,来对Pd-Cu-Si基非晶合金展开了研究,具体研究内容如下:（1）基于多层前馈神经网络的理论基础,构建了适用于Pd-Cu-Si合金体系的NN势函数,并对NN势函数的计算准确性进行了验证。验证结果表明,NN势函数能准确的计算测试集与训练集的能量和力,对于测试集95%置信度区间内结构能量的计算误差为δ=13.56me V/atom;对于Pd-Cu-Si合金体系的晶体和非晶结构,NN势函数都能准确计算结构中的相互作用。在与嵌入原子势（Embedded-atom method,EAM）以及第一性原理计算结果的对比中发现,NN势函数的计算准确度要明显优于EAM势函数,并且接近于第一性原理的计算准确度。（2）基于NN势函数的分子动力学模拟研究了Pd78Si16Cu6的结构特性以及Cu的存在对其玻璃形成能力的影响。结果表明,在液态Pd78Si16Cu6中发现Si团簇更倾向于低配位数的结构,Pd团簇则倾向于高配位数的结构;随着温度的降低,Si原子倾向于彼此分离,Cu原子倾向于聚集在一起,同时类二十面体团簇的比例的增加,说明了结构体系趋于稳定;从Si-Cu原子的网络图中发现Cu原子趋于形成小的团簇并填充Si原子网络中的空隙,从而使结构体系变得更加的致密化。在固态Pd78Si16Cu6和Pd80Si20结构性质的比较中发现,Cu的存在能够使以Si原子为中心的类似于晶体的完整的三棱三角棱镜（Tricapped Trigonal Prism,TTP）<0,3,6,0>的比例减少,畸变的TTP<0,4,4,0>的比例增加,说明结晶的过程被抑制,体系变得更加无序化;同时,Voronoi指数<0,0,12,0>所代表的二十面体团簇以及<0,2,8,2>、<0,1,10,2>所代表的类二十面体团簇比例的增加,说明Cu的存在能够提高结构体系的玻璃形成能力。
何思明,刘明志,唐林昌[8]（1991）在《非晶态合金Pd77.5Ag6.0Si16.5的玻璃转变和晶化的研究》文中研究指明用倒扭摆和DSC研究了非晶态合金Pd77.5Ag6.0Si16.5的玻璃转变和晶化过程.在玻璃转变Tg附近出现1个内耗峰,具有可逆性和重复性的特征.在晶化过程中发现3个内耗峰,峰温附近切变模量发生软化.DSC分析发现3个放热峰分别与3个内耗峰对应,晶化激活能E1=3.94eV,E2=2.89eV,E3=3.43eV,表示晶化有3个结构转变阶段.a—Pd77.5Ag6.0St16.5中由于Ag的掺入,提高了稳定性.
黎曦宁[9]（2020）在《分别添加Sn、Ag元素对FeSiBP非晶合金性能的影响》文中进行了进一步梳理Fe基非晶合金具有高强度、硬度、弹性及高磁导率、高饱和磁感应强度、低矫顽力、低铁损耗等优异的性能,在电子元器件向着小型化、轻量化、节能、高频、智能和大电流方向发展的潮流下,它成为了人们关注的热门焦点。但目前,Fe基非晶合金的塑性变形能力普遍较差,在工程领域的实际应用中经常会产生由于局部应力集中而造成的突然断裂,这使得它在很多的工业生产活动中都有着一定的限制性。因此,为了使其在工业应用中有着更好的表现,研究Fe基非晶合金的塑性变形及改善机理,提高其室温塑性和断裂韧性,对非晶合金的发展有着重要的意义,长期以来一直是非晶材料领域的研究热点。本文基于添加与Fe具有正混合焓的元素可以促进相分离,其内部易形成bcc-Fe,从而在非晶基体中诱发形成纳米团簇这一机理,向没有塑性变形能力的FeSiBP非晶合金基体中分别添加微量的Sn和Ag,研究这两种元素的分别添加对Fe基非晶合金的非晶形成能、机械性能、软磁性能的影响,并将分别添加这两种元素对其性能产生的影响进行对比,希望在保持高非晶形成能和磁性能的同时,达到提高其塑性变形能力的目的。主要的研究结果如下:（1）通过铜模浇铸法成功制备了(Fe0.76Si0.096B0.084P0.06)100-xSnx/Agx（x=0-0.6）非晶合金圆棒,并通过单辊液体急冷法成功制备了非晶合金的条带样品。（2）在FeSBiPSn合金系中,伴随着Sn元素含量的增加,非晶形成能会大幅降低,当添加0.3at%的Sn元素时,该合金系表现出了最好的塑性变形能力,其屈服强度和弹性模量分别为3230MPa和162GPa,塑性变形量从未添加Sn时的0.7%增加到2.2%。在FeSiBPAg合金系中,由于Fe和Ag之间的混合焓要大于它和Cu及Sn之间的混合焓,因此随着Ag添加量的递增,非晶形成能大幅减小,而且,容易诱发脆性金属化合物产生,造成非晶合金出现脆性断裂,无法产生塑性变形。（3）随着Sn、Ag元素的分别添加,饱和磁感应强度降低。同时由于Sn、Ag元素分别的微量添加,诱发形成bcc-Fe纳米团簇分散在非晶合金基体中。纳米团簇在磁化的过程中起到钉扎作用,阻碍磁畴壁移动,因此矫顽力增大,软磁性能有所下降。
姚可夫,陈娜[10]（2008）在《Pd-Si二元块体非晶合金》文中指出采用玻璃包覆提纯技术和水淬或空冷方法制备了块体Pd82Si18,Pd81Si19,Pd80Si20二元块体非晶合金球形样品,直径分别达7～8mm.热分析结果表明,随Si含量的增加,Pd-Si二元块体非晶合金的非晶转变温度Tg、起始晶化温度Tx和晶化峰值温度Tp增加,且Pd-Si二元块体非晶合金的过冷液相区达61K.研究结果表明二元Pd-Si合金具有很强的非晶形成能力,且玻璃包覆提纯显着提高了Pd-Si合金的非晶形成能力.
二、金属玻璃Pd_(80)Si_(20)的晶化亚稳相（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、金属玻璃Pd_(80)Si_(20)的晶化亚稳相（论文提纲范文）
（2）共晶系合金的深过冷与块体非晶合金晶化研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 金属熔体的过冷与形核 |
| 1.3 大体积液态金属深过冷实现的几种途径 |
| 1.4 过冷熔体中的非平衡现象 |
| 1.5 深过冷技术制备新材料的主要发展方向 |
| 1.6 非晶态合金晶化的研究进展 |
| 1.7 本课题研究的意义与目的 |
| 2 深过冷的实验方法和工艺研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 样品制备及净化剂预处理 |
| 2.3 实验装置及过冷度的测量方法 |
| 2.4 熔体过冷实验过程分析 |
| 2.5 玻璃熔覆法的原理和影响熔体过冷度的因素 |
| 2.6 非晶晶化过程和热分析仪器简介 |
| 3 过冷 Ni81P19 共晶合金的凝固过程 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Ni81P19 共晶合金的平衡凝固 |
| 3.3 Ni81P19 共晶合金的非平衡凝固 |
| 3.4 粒状共晶团的形核和生长模型 |
| 3.5 深过冷Ni81P19共晶合金凝固动力学分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 过冷 Ni-P 合金的凝固和快速冷却 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 近共晶成分过冷熔体的形核分析 |
| 4.3 亚共晶相在 Ni-P 合金凝固组织中的演化 |
| 4.4 过共晶相在 Ni-P 合金凝固组织中的演化 |
| 4.5 Ni-P 合金共晶共生区的描述 |
| 4.6 块体Ni81P19非晶合金的制备 |
| 4.7 本章小结 |
| 5 块体 Pd82Si18 非晶合金的制备 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验过程和结果 |
| 5.3 Pd82Si18 合金的非晶形成能力和影响因素探讨 |
| 5.4 形成 Pd82Si18 非晶合金的临界冷却速率计算 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 块体 Pd82Si18 纳米晶材料的制备 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 过冷熔体液相分离的机理 |
| 6.3 过冷 Pd82Si18 熔体的液相分离和块体纳米材料制备 |
| 6.4 块体 Pd82Si18 非晶/纳米晶复合材料制备 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 块体 Pd77.5Cu6Si16.5 非晶合金的形成及晶化动力学研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 过冷 Pd77.5Cu6Si16.5 熔体凝固组织演化及块体非晶合金形成 |
| 7.3 块体 Pd77.5Cu6Si16.5 非晶合金的连续升温晶化动力学 |
| 7.4 制备方法对Pd77.5Cu6Si16.5非晶合金晶化动力学的影响 |
| 7.5 本章小结 |
| 8 深过冷熔体中的耗散结构分析 |
| 8.1 引言 |
| 8.2 耗散结构及其形成条件 |
| 8.3 深过冷 Pd82Si18 熔体中的自组织现象 |
| 8.4 深过冷熔体中的耗散结构分析 |
| 8.5 耗散结构对过冷熔体凝固行为的影响 |
| 9 全文总结 |
| 9.1 本文的主要结论 |
| 9.2 本文的创新之处 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 作者在攻读博士学位期间发表的论文 |
（4）Zr/Al基非晶合金的电阻及内耗行为与熔体状态的相关性（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 致谢 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 非晶态合金 |
| 1.1.1 非晶态合金及其发展历史 |
| 1.1.2 非晶合金的形成 |
| 1.1.3 非晶合金的性能与应用 |
| 1.2 液体金属与非晶合金 |
| 1.2.1 液体金属结构的研究 |
| 1.2.2 液体结构与非晶结构 |
| 1.2.3 熔体过热处理对非晶性能的影响 |
| 1.3 非晶合金的电阻率 |
| 1.3.1 电阻率与结构变化 |
| 1.3.2 非晶合金的电阻率特性 |
| 1.4 非晶合金的内耗行为 |
| 1.4.1 内耗的定义 |
| 1.4.2 内耗的唯象理论 |
| 1.4.3 非晶合金的内耗特性 |
| 1.5 本文的主要研究内容和意义 |
| 第二章 实验研究方法及内容 |
| 2.1 合金体系的选择 |
| 2.2 主要实验设备 |
| 2.3 试样的制备 |
| 2.4 试样微观结构分析 |
| 2.5 熔体结构状态测定方法 |
| 2.5.1 电阻率测定方法及装置 |
| 2.5.2 热分析实验（DTA） |
| 2.6 非晶性能测试方法 |
| 2.6.1 非晶试样的电阻率测定 |
| 2.6.2 非晶试样的内耗测试 |
| 2.7 本章小结 |
| 第三章 熔体状态对 Al_(86)Ni_9La_5合金 GFA 和晶化行为的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Al_(86)Ni_9La_5液态结构随温度的变化 |
| 3.3 熔体状态对 Al_(86)Ni_9La_5非晶晶化行为的影响 |
| 3.3.1 不同熔体温度 Al_(86)Ni_9La_5非晶合金的制备以及 DSC、电阻率曲线 |
| 3.3.2 熔体状态对 Al_(86)Ni_9La_5非晶晶化相的影响 |
| 3.3.3 结果分析与讨论 |
| 3.4 熔体状态对 Al_(86)Ni_9La_5非晶形成能力的影响 |
| 3.5 熔体状态对 Al_(86)Ni_9La_5非晶热稳定性影响的动力学分析 |
| 3.6 讨论与分析 |
| 3.7 本章小节 |
| 第四章 熔体温度对 Zr_(65)Al_(7.5)Ni_(10)Cu_(17.5)非晶 GFA 和晶化行为的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验过程 |
| 4.3 实验结果与分析 |
| 4.3.1 不同熔体温度 Zr_(65)Al_(7.5)Ni_(10)Cu_(17.5)非晶合金的表征 |
| 4.3.2 电阻法确定 Zr_(65)Al_(7.5)Ni_(10)Cu_(17.5)非晶合金的晶化温度 |
| 4.3.3 熔体温度对 Zr_(65)Al_(7.5)Ni_(10)Cu_(17.5)非晶合金电阻率曲线的影响 |
| 4.3.4 熔体温度对非晶晶化行为的影响 |
| 4.3.5 熔体温度对非晶形成能力以及热稳定性的影响 |
| 4.4 小结 |
| 第五章 熔体温度对 Zr_(55)Al_(10)Ni_5Cu_(30)非晶合金内耗行为的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验过程 |
| 5.3 Zr_(55)Al_(10)Ni_5Cu_(30)非晶试样的内耗峰形成机制 |
| 5.3.1 实验结果 |
| 5.3.2 实验结果分析 |
| 5.4 不同熔体温度制备的非晶试样的内耗行为 |
| 5.4.1 实验结果 |
| 5.4.2 实验结果分析 |
| 5.5 小结 |
| 第六章 不同形成能力非晶合金的内耗行为 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验过程 |
| 6.3 实验结果 |
| 6.3.1 非晶试样在不同频率下的内耗温度曲线 |
| 6.3.2 不同非晶形成能力合金的 DSC 曲线与内耗比较 |
| 6.4 讨论与分析 |
| 6.4.1 不同 GFA 锆基非晶的内耗 |
| 6.4.2 不同 GFA 锆基非晶的过冷液相区力学弛豫的不同 |
| 6.5 小结 |
| 第七章 总结与展望 |
| 7.1 研究工作内容概要 |
| 7.2 主要研究结论 |
| 7.3 创新之处 |
| 7.4 尚需解决的问题 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文 |
（5）金属非晶与纳米晶界面微观结构与界面行为的模拟研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 晶体/非晶体界面理论和实验研究现状 |
| 1.2.1 界面结构的表征 |
| 1.2.2 界面微观结构和性能的影响因素 |
| 1.2.3 界面对复合材料宏观性能的影响 |
| 1.3 非晶基复合材料界面分子模拟研究进展 |
| 1.3.1 分子动力学模拟方法的优势 |
| 1.3.2 界面结构与性能的分子模拟研究现状 |
| 1.3.3 界面在复合材料变形中的作用 |
| 1.4 课题的研究内容和研究意义 |
| 第二章 分子动力学模拟方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 模拟运算的实施 |
| 2.2.1 原子间相互作用势 |
| 2.2.2 运动方程的数值积分 |
| 2.3 模拟过程中的一些约束条件 |
| 2.3.1 初始条件的设定 |
| 2.3.2 边界条件的设定 |
| 2.3.3 体系控温控压方式 |
| 2.4 模拟结果的分析表征 |
| 2.4.1 结构信息分析 |
| 2.4.2 热力学信息分析 |
| 2.4.3 动态性能分析 |
| 第三章 晶体/非晶体平界面结构和性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 建模 |
| 3.2.1 势函数的选取 |
| 3.2.2 熔点和玻璃转变温度的计算 |
| 3.2.3 模拟模型的建立 |
| 3.3 表征方法 |
| 3.3.1 近邻环境序参数 |
| 3.3.2 原子堆垛拓扑性表征 |
| 3.3.3 界面能计算 |
| 3.4 结果与讨论 |
| 3.4.1 界面结构研究 |
| 3.4.2 界面能研究 |
| 3.4.3 晶化动力学研究 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 纳米晶/非晶体球界面结构和性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 模型构建 |
| 4.3 表征方法 |
| 4.3.1 纳米晶粒尺寸的计算 |
| 4.3.2 界面能计算 |
| 4.4 结果与讨论 |
| 4.4.1 界面结构与性能研究 |
| 4.4.2 界面曲率效应 |
| 4.4.3 界面热稳定性研究 |
| 4.5 本章小结 |
| 第五章 晶体/非晶体层状复合结构压缩模拟研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 模型构建 |
| 5.3 原子局域剪切变形量的计算 |
| 5.4 结果与讨论 |
| 5.4.1 纳米层状复合结构的变形行为 |
| 5.4.2 纳米层状复合结构的原子尺度变形机理 |
| 5.4.3 变形过程中微观结构变化 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 主要结论与创新点 |
| 6.1 主要结论 |
| 6.2 本文创新点 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文 |
| 致谢 |
（6）基于电子输运/内耗性质及熔体状态探索非晶合金GFA（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 致谢 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 非晶态合金的发展历史 |
| 1.2 非晶合金的性能 |
| 1.3 非晶形成理论 |
| 1.3.1 非晶合金的玻璃转变 |
| 1.3.2 非晶合金形成热力学 |
| 1.3.3 非晶形成动力学 |
| 1.4 非晶合金玻璃形成能力的判据 |
| 1.4.1 Inoue 的三个经验判据 |
| 1.4.2 约化玻璃转变温度准则 |
| 1.4.3 过冷液相区宽度 |
| 1.4.4 γ参数 |
| 1.4.5 共晶点准则 |
| 1.5 非晶合金的内耗行为 |
| 1.5.1 内耗的定义以及滞弹性内耗 |
| 1.5.2 内耗的唯象理论 |
| 1.6 非晶态合金的电子输运性质 |
| 1.6.1 非晶合金的电阻率及温度相关性 |
| 1.6.2 电阻率在非晶研究中的应用 |
| 1.7 非晶合金的熔体结构 |
| 1.7.1 对液态物质的一般认识 |
| 1.7.2 合金熔体的不均匀现象 |
| 1.7.3 熔体不均匀性及过热熔体对形成非晶的影响 |
| 1.8 本文研究的主要内容 |
| 第二章 实验内容及方法 |
| 2.1 选择合金系 |
| 2.2 主要实验设备 |
| 2.3 试样制备方法 |
| 2.4 材料分析测试方法 |
| 2.4.1 非晶的内耗测试 |
| 2.4.1.1 内耗测试装置 |
| 2.4.1.2 内耗实验过程中应该注意的问题 |
| 2.4.2 电阻率测试原理与装置 |
| 2.4.3 材料的差热分析 |
| 2.4.4 X 射线衍射分析 |
| 第三章 非晶合金内耗行为与 GFA 的相关性研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 用内耗法研究非晶合金标定晶化温度的方法及内耗峰的讨论29 |
| 3.2.1 实验过程 |
| 3.2.2 非晶合金内耗-温度曲线上确定晶化温度的方法 |
| 3.2.3 出现拐点温度的理论分析 |
| 3.3 以内耗法研究非晶合金玻璃形成能力的探索 |
| 3.3.1 实验过程 |
| 3.3.2 LaCe-基非晶合金的内耗实验结果 |
| 3.3.3 LaCe-基非晶合金内耗与 GFA 相关性的讨论 |
| 3.4 用内耗峰值大小判断合金的 GFA 在其它合金系中的验证 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 非晶合金电子输运性质与玻璃形成能力相关性的研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 非晶合金 GFA 的电子输运性质判据的提出及讨论 |
| 4.2.1 GFA 的电子输运性质判据在 CuZr-基非晶合金中的适用性探索 |
| 4.2.2 无序合金系统中电子输运性质的相关理论基础 |
| 4.2.3 CuZr-非晶合金的电子输运性质结果分析 |
| 4.3 GFA 的电子输运性质判据在其它合金系中的验证 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 基于元素替代研究 Zr-基非晶合金玻璃形成能力 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 以 1at%Ag 替代 Zr_(57)Cu_(20)Al_(10)Ni_8Ti_5非晶合金各组元对玻璃形成能力及热稳定性的影响及规律 |
| 5.2.1 实验过程 |
| 5.2.2 1at%Ag 替代 Zr_(57)Cu_(20)Al_(10)Ni_8Ti_5非晶合金各组元对 GFA 的影响及规律 |
| 5.2.3 1at%Ag 替代 Zr_(57)Cu_(20)Al_(10)Ni_8Ti_5非晶合金各组元对热稳定性的影响及规律 |
| 5.3 Zr_(57)Cu_(20)Al_(10)Ni_8Ti_5-xAgx(x=0,1,2,3,4,5)大块非晶的玻璃形成能力的研究 |
| 5.3.1 实验过程 |
| 5.3.2 Zr_(57)Cu_(20)Al_(10)Ni_8Ti_5-xAgx(x=0, 1, 2, 3, 4, 5)大块非晶合金玻璃形成能力的研究 |
| 5.3.3 Zr_(57)Cu_(20)Al_(10)Ni_8Ti_5-xAgx(x=0,1,2,3,4,5)大块非晶力学性能的研究 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 二元非晶合金竞争相的析出机理与非晶形成的相关性研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验过程 |
| 6.3 基于 Cu_(64)Zr_(36)非晶合金相竞争研究玻璃形成能力 |
| 6.3.1 Cu_(64)Zr_(36)非晶形成竞争相的研究 |
| 6.3.2 Cu_(64)Zr_(36)非晶形成竞争相的抑制及提高玻璃形成能力的探索 |
| 6.4 可逆金属间化合物 CuZr 相的研究 |
| 6.4.1 Cu_(50)Zr_(50)非晶合金电阻率实验的可逆现象的研究 |
| 6.4.2 CuZr 相对提高非晶复合材料机械性能机理的认识 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 基于熔体状态探索二元非晶合金的玻璃形成能力 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 实验方法 |
| 7.2.1 样品制备与测试 |
| 7.2.2 熔体电阻率测试系统的搭建 |
| 7.2.2.1 设计目的 |
| 7.2.2.2 设计中的技术要点 |
| 7.2.3 非晶熔体电阻率测试过程概述 |
| 7.3 Cu_(50)Zr_(50)合金熔体状态与 GFA 相关性的研究 |
| 7.3.1 Cu_(50)Zr_(50)合金熔体结构随温度变化的规律性研究 |
| 7.3.2 熔体温度对 Cu_(50)Zr_(50)非晶合金形成的影响 |
| 7.3.3 熔体温度对 Cu_(50)Zr_(50)非晶合金临界形成尺寸及非晶形成竞争相的影响 |
| 7.4 Cu_(64)Zr_(36)合金熔体温度行为及 GFA 相关性的研究 |
| 7.4.1 Cu_(64)Zr_(36)合金熔体结构随温度变化的规律性研究 |
| 7.4.2 熔体结构对 Cu_(64)Zr_(36)非晶合金 GFA、热稳定性、及晶化行为的影响 |
| 7.4.3 熔体结构对 Cu_(64)Zr_(36)非晶合金最大形成尺寸及晶化相析出的影响 |
| 7.5 熔体过热对非晶形成影响的理论分析 |
| 7.5.1 熔体过热对非晶热稳定性影响的理论分析 |
| 7.5.2 熔体过热对非晶形成的作用分析 |
| 7.6 本章小结 |
| 第八章 总结与展望 |
| 8.1 研究工作内容概要 |
| 8.2 主要研究结论 |
| 8.3 本文的创新之处 |
| 8.4 尚需解决的问题 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文 |
（7）Pd-Cu-Si基非晶合金的势函数构建及结构性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 非晶合金材料 |
| 1.2 非晶合金的形成机制 |
| 1.3 非晶合金固态与过冷液区的结构特征及结构-性能关系 |
| 1.3.1 非晶合金固态与过冷液区的结构特征 |
| 1.3.2 非晶合金固态与过冷液区的结构-性能关系 |
| 1.4 非晶合金结构性质的原子尺度模拟 |
| 1.5 Pd基非晶合金 |
| 1.6 本文研究内容 |
| 第2章 基本理论和方法 |
| 2.1 第一性原理 |
| 2.1.1 量子力学基础 |
| 2.1.2 绝热近似 |
| 2.1.3 Hatree-Fock近似 |
| 2.1.4 Hohenberg-Kohn定理 |
| 2.1.5 Kohn-Sham方程 |
| 2.2 分子动力学模拟 |
| 2.2.1 基本原理 |
| 2.2.2 数值积分方法 |
| 2.2.3 势函数 |
| 2.3 基于人工神经网络的势函数 |
| 2.3.1 人工神经网络 |
| 2.3.2 人工神经网络势模型 |
| 2.3.3 对称函数 |
| 2.4 结构分析方法 |
| 2.4.1 双体分布函数 |
| 2.4.2 配位数 |
| 2.4.3 Voronoi多面体分析 |
| 2.5 本文使用的软件 |
| 2.5.1 LAMMPS软件 |
| 2.5.2 AENET软件 |
| 2.5.3 ASE软件 |
| 2.5.4 VASP软件 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 Pd-Cu-Si基非晶合金神经网络势函数的构建 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 NN势函数的构建 |
| 3.2.1 参考结构的选择 |
| 3.2.2 第一性原理计算 |
| 3.2.3 NN势函数的训练 |
| 3.3 NN势函数的验证 |
| 3.3.1 训练集与测试集 |
| 3.3.2 晶体结构 |
| 3.3.3 非晶结构 |
| 3.3.4 相图和双体分布函数 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 Pd-Cu-Si基非晶合金的结构性质研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 计算条件和方法 |
| 4.3 模拟结果与讨论 |
| 4.3.1 Pd_(78)Si_(16)Cu_6非晶过冷液体的研究 |
| 4.3.2 Pd_(80)Si_(20)和Pd_(78)Si_(16)Cu_6非晶固体的研究 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 总结与展望 |
| 5.1 总结 |
| 5.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 |
（9）分别添加Sn、Ag元素对FeSiBP非晶合金性能的影响（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| ABSTRACT |
| 1.绪论 |
| 1.1 非晶合金的历史及发展 |
| 1.2 非晶合金的制备 |
| 1.2.1 非晶合金的形成条件 |
| 1.2.2 非晶合金的制备工艺 |
| 1.3 非晶合金的性能 |
| 1.3.1 热力学性能 |
| 1.3.2 机械性能 |
| 1.3.3 磁性能 |
| 1.3.4 化学性能 |
| 1.3.5 电学及光学性能 |
| 1.4 非晶合金的应用 |
| 1.5 Fe基非晶合金的发展现状 |
| 1.5.1 Fe基非晶合金性能优势 |
| 1.5.2 FeSiBP非晶软磁合金的发展 |
| 1.6 本研究的目的及内容 |
| 1.6.1 研究目的及意义 |
| 1.6.2 研究内容 |
| 2.实验方法 |
| 2.1 实验方案 |
| 2.2 样品制备 |
| 2.2.1 原材料的准备及配置 |
| 2.2.2 母合金的熔炼 |
| 2.2.3 条带样品的制备 |
| 2.2.4 圆棒样品的制备 |
| 2.3 样品的热处理 |
| 2.3.1 真空封装 |
| 2.3.2 去应力热处理 |
| 2.4 相组织的检测与表征 |
| 2.4.1 X射线衍射仪(XRD) |
| 2.4.2 高分辨率透射电子显微镜(TEM) |
| 2.5 热力学性能的研究 |
| 2.5.1 差示扫描量热仪(DSC) |
| 2.5.2 差热分析仪(DTA) |
| 2.6 机械性能的研究 |
| 2.7 磁性能的研究 |
| 2.7.1 饱和磁感应强度的测量 |
| 2.7.2 矫顽力的测量 |
| 2.7.3 磁导率的测量 |
| 3.分别添加Sn和Ag对FeSiBP系合金非晶形成能的影响 |
| 3.1 FeSiBP-Sn/Ag系非晶合金的热力学性能检测及分析 |
| 3.2 FeSiBP-Sn/Ag系非晶合金相的检测 |
| 3.3 本章小结 |
| 4.分别添加Sn和Ag对FeSiBP系非晶合金机械性能的影响 |
| 4.1 FeSiBPSn与FeSiBPAg系非晶合金的压缩变形试验 |
| 4.2 FeSiBPSn和FeSiBPAg非晶合金系的断面形貌观察 |
| 4.3 本章小结 |
| 5.分别添加Sn和Ag对FeSiBP非晶合金系软磁性能的影响 |
| 5.1 分别添加Sn和Ag对FeSiBP系非晶合金饱和磁感应强度、矫顽力、磁导率的影响 |
| 5.2 关于饱和磁感应强度及软磁性能的探究 |
| 5.3 本章小结 |
| 6.结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表学术论文情况 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
四、金属玻璃Pd_(80)Si_(20)的晶化亚稳相（论文参考文献）
- [1]金属玻璃Pd80Si20的晶化亚稳相[J]. 李宗全,何怡贞. 电子显微学报, 1984(04)
- [2]共晶系合金的深过冷与块体非晶合金晶化研究[D]. 蒲健. 华中科技大学, 2004(02)
- [3]金属玻璃Pd80Si20的晶化亚稳相[A]. 李宗全,何怡贞. 第三次中国电子显微学会议论文摘要集（二）, 1983
- [4]Zr/Al基非晶合金的电阻及内耗行为与熔体状态的相关性[D]. 王知鸷. 合肥工业大学, 2013(04)
- [5]金属非晶与纳米晶界面微观结构与界面行为的模拟研究[D]. 高晓泽. 上海交通大学, 2015
- [6]基于电子输运/内耗性质及熔体状态探索非晶合金GFA[D]. 崔晓. 合肥工业大学, 2013(04)
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- [8]非晶态合金Pd77.5Ag6.0Si16.5的玻璃转变和晶化的研究[J]. 何思明,刘明志,唐林昌. 四川大学学报(自然科学版), 1991(04)
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- [10]Pd-Si二元块体非晶合金[J]. 姚可夫,陈娜. 中国科学（G辑:物理学 力学 天文学）, 2008(04)