超声对镁基块体非晶合金组织及性能的影响

采用普通铜模浇铸法制备Mg65Cu25Y10块体非晶合金试样。取非晶合金试样分别于22、120、160℃下作超声处理2 min,并运用XRD、SEM、维氏硬度计和差示扫描量热仪分别对试样的相组成、微观形貌、力学性能和热稳定性的变化进行分析。结果表明,在超声作用下,Mg65Cu25Y10块体非晶合金快速发生晶化,析出Mg2Cu、Mg24Y5和Mg等晶体相,维氏硬度增大,热稳定性提高。     

Ti和Be对Mg_(58.5)Cu_(30.5)Y_(11)大块金属玻璃显微组织和力学性能的影响（英文）

以Mg58.5Cu30.5Y11合金为基础分别加入含量为10%(摩尔分数)的Ti、Be和Ti70Be30,通过传统铜模铸造法制备直径为3 mm的试样。分别采用X射线衍射仪、差示扫描量热计和扫描电子显微镜研究合金的相组成、热稳定性和显微组织。讨论合金元素Ti和Be对Mg58.5Cu30.5Y11块体金属玻璃的显微组织和力学性能的影响。结果表明,(Mg0.585Cu0.305Y0.11)90Ti10和(Mg0.585Cu0.305Y0.11)90(Ti0.7Be0.3)10合金中分布着CuTi相,而(Mg0.585Cu0.305Y0.11)90-Be10合金基体中镶嵌着含有CuY晶体的CuYBe非晶相。在单轴压缩载荷下,(Mg0.585Cu0.305Y0.11)90Ti10、(Mg0.585Cu0.305Y0.11)90Be10和(Mg0.585Cu0.305Y0.11)90(Ti0.7Be0.3)10合金的最大压缩断裂强度分别为797.6、952.6和1007.8 MPa,比Mg58.5Cu30.5Y11合金的强度分别提高了17%、40%和48%。根据每种合金10个试样的强度分布范围推断这3种合金的强度可靠性得到了很大提高。     

镁基块体非晶合金制备及其晶化处理

在空气中采用普通铜模浇注法制备了Mg65Cu22Zn3Y5Nd5块体合金试样,利用X射线衍射确定铸态样品的非晶态性质,用差示扫描量热仪(DSC)分析合金的玻璃转变、晶化和熔化行为。研究表明,能形成完全非晶态试样的最大尺寸为4·5mm,试样的过冷液相区△Tx为51·3K,约化玻璃转变温度Trg为0·59。与无锌合金比较,Mg65Cu22Zn3Y5Nd5金属玻璃的晶化转变行为更为复杂,表现为明显的三级晶化。对Mg65Cu22Zn3Y5Nd5非晶合金进行等温退火处理后,发生了非晶态向晶态的转变,原本单一非晶峰上出现了与晶体相对应的尖锐晶体峰。当采用分步退火处理时,组织更为均匀细小。     

Be的添加对Mg_(58.5)Cu_(30.5)Y_(11)块体非晶合金微观组织和力学性能的影响

通过铜模铸造的方法制备了直径为3 mm的(Mg0.585Cu0.305Y0.11)100-xBex(x=3,5,7,10)合金的铸态试样。通过X射线衍射、差式扫描量热计、扫描电镜和电子试验机等,研究了合金的相组成、热性能、微观组织和力学性能。结果表明:在Mg-Cu-Y-Be铸态试样中,Mg Cu Y非晶基体里分布着包含Cu Y晶态相的Cu YBe非晶第二相。第二相的数量和尺寸随着Be的加入量的增大而增大。在单轴压缩载荷下,(Mg0.585Cu0.305Y0.11)100-xBex(x=3,5,7,10)合金的压缩断裂强度分别为866、954、1 086、953 MPa,而且在合金断口上观察到了韧性特征。表明Be的加入提高了合金的综合力学性能。     

Cu基块状非晶晶化过程的微观组织研究

以Cu50Zr42AI8块状非晶合金为对象,在其玻璃转化温度(Tg)以下不同的温度(400、475和600K)进行保温1h等温退火处理,用X射线衍射仪(XRD)、电子探针(EPMA)等对晶化过程的微观组织进行研究.结果表明:试样经475K退火后有少量的晶体相Cu10Zr7析出,600K退火试样的析出相同样仅为Cu10Zr7,该相的体积和数量有所增大.表明Cu50Zr42Al8块状非晶合金在Tg以下进行1h的等温退火处理后,试样可以发生晶化,并且析出相只有Cu10Zr7,其体积和数量随退火温度的升高而增大.     

快速凝固Mg80Cu10Y10金属玻璃的晶化行为

采用单辊快速凝固法制备了Mg80Cu10Y10合金薄带,并对合金薄带进行热处理,利用XRD、DSC和HRTEM分析研究了该合金薄带的晶化过程及其晶化后的微观结构.结果表明:快速凝固Mg80Cu10Y10合金薄带为单一的非晶态结构,其约化玻璃转变温度Trg为0.62,具有较强的非晶形成能力;非晶合金具有三阶段晶化行为;在热处理温度为423 K时合金仍为非晶态;当温度达到473 K时,合金发生明显晶化,在非晶基体上弥散析出Mg2Cu、Cu2Y和hcp-Mg纳米晶粒;随着温度由523 K升高至623 K时,析出晶粒尺寸增大、数目减少,合金中的晶体相为hcp-Mg、Mg2Cu和Mg24Y5.     

非晶合金Mg_(65)Y_(10)Cu_(25)在3.5%NaCl溶液中的腐蚀行为

利用电化学极化曲线方法、交流阻抗 (EIS)技术和扫描电子显微镜 (SEM )研究了Mg65Y10 Cu2 5非晶及相应的晶化合金在 3 5 %NaCl溶液中的腐蚀行为。极化曲线测试结果表明 ,非晶合金Mg65Y10 Cu2 5在NaCl溶液中为活性溶解 ,腐蚀反应由阴极反应和阳极反应共同控制。EIS测试表明 ,随着浸泡时间延长 ,非晶合金耐蚀性下降 ,EIS由 3个时间常数变为 2个时间常数。SEM测试表明 ,非晶合金经过 2 4h浸泡后 ,表面发生了极为不均匀的腐蚀 ;EDAX能谱表明 ,非晶合金经过浸泡后 ,表面成分发生了较大变化 ,含镁量减少 ,表面出现了浓度分布不均匀的氧元素。晶化后Mg65Y10 Cu2 5合金的耐蚀性略有提高。探讨了非晶合金在 3 5 %NaCl溶液中的腐蚀机理     

半固态等温处理Ti_(48)Zr_(18)V_(12)Cu_5Be_(17)非晶合金的显微组织演变

采用水冷铜模吸铸法制备内生β-Ti晶体相增塑Ti_(48)Zr_(18)V_(12)Cu_5Be_(17)块体非晶复合材料,研究该材料在半固态温度区间的显微组织演变及其动力学。结果表明:水冷铜模吸铸的铸态组织和半固态等温处理后的水淬组织均由β-Ti晶体相和基体非晶相组成。半固态等温处理温度和保温时间决定着β-Ti相的最终形态,提高等温处理温度将提高β-Ti相的演变速度。β-Ti相晶粒尺寸D~3和保温时间t存在线性关系,生长动力学因子K=3.6μm~3/s,β-Ti相的球化过程是由溶质元素扩散控制的粗化行为。     

快速凝固Mg_(80)Cu_(18)Y_2合金薄带的组织与性能

采用单辊急冷法制取快速凝固Mg80Cu18Y2合金薄带,试验研究辊子转速、退火温度对Mg80Cu18Y2合金薄带组织和性能的影响,通过X射线衍射、差热分析、显微硬度测试、透射电镜等手段对薄带的组织和性能进行了观察与分析。试验结果表明:Mg80Cu18Y2合金薄带的组织呈完全非晶态,并且组织中存在大量的呈体心立方结构的Mg24Y5相。     

Cu_(50-x)Zr_(40+x)Al_5Nb_5合金非晶形成能力、组织结构及力学性能研究

选择Cu50-x Zr40+x Al5Nb5(x=0,2,4,6)合金,研究主要元素成分变化对非晶形成能力和组织的影响,分析了组织结构和力学性能的关系。结果表明,玻璃形成最优成分为Cu46Zr44Al5Nb5,ΔTx、Trg、γ参数分别为51.9 K,0.60,0.401,具有良好的热稳定性。全非晶结构的Cu46Zr44Al5Nb5合金其断裂强度高达1811 MPa,无明显宏观塑性变形;断口表面较平整,且伴有明显的脉络状花样大面积的分布在断面上,扩展方向一致。非晶-晶体复合结构的Cu44Zr46Al5Nb5合金具有较好综合力学性能,其断裂强度达到1747 MPa,塑性应变为3.94%;断口平滑区分布着大面积细密且深的脉络状花样,剪切带宽度约为40μm,与压缩轴向约成45°。Cu44Zr46Al5Nb5合金析出结晶相的尺寸小于剪切带的宽度,且分布均匀,外力加载时对非晶基体起到一定的增韧作用。结晶相的组织结构和尺寸分布决定了非晶-晶体复合材料的力学行为。     

镁基大块非晶合金在深过冷液相区的塑性变形

研究了Mg65Cu25Y7Nd3大块非晶合金在玻璃转化温度Tg附近及深过冷液相区的等温压缩变形行为。结果表明，Mg65Cu25Y7Nd3大块非晶合金的塑性变形与加热温度和加载时间紧密相关。在423K时该大块非晶合金具有一定的塑性，而在深过冷液相区则具有良好的塑性。通过系列试验，得出了Mg65Cu25Y7Nd3大块非晶合金的最佳加热温度为443～463K，加载时间约10min。对大块非晶合金在变形过程中的结构变化的分析表明，在本试验条件下，压缩变形对Mg65Cu25Y7Nd3大块非晶合金的晶化过程没有明显的影响。     

Mg65Cu25Y10金属玻璃时效处理的研究

采用铜辊旋淬法制备Mg65Cu25Y10金属玻璃条带,并在玻璃化温度附近对其进行时效处理.结果表明,对应不同的时效处理温度与时间,该合金条带具有不同的相组成.同时,时效处理对其室温塑性也有很大的影响,时效处理后条带的塑性变差.通过对时效处理前后条带的X射线衍射图谱和扫描电镜照片的分析,对Mg65Cu25Y10金属玻璃的晶化机理进行了初步探讨.     

镁基块体金属玻璃基复合材料研究

在空气中采用普通铜模浇铸法制备了两种成分的Mg-Cu-Al-Y金属玻璃复合材料(Mg65Cu23Al2Y10和Mg65Cu20Al5Y10)试样。XRD分析表明,随着Al的加入,原本的非晶“馒头峰”上出现了晶体增强相的尖锐峰;DSC曲线中晶化放热峰表明两种合金基体为非晶态结构,相比于纯玻璃态时,复合材料的玻璃转变温度和初始晶化温度均下降,过冷液相区变窄,同时表现为多级晶化;尽管两种合金的成分只有细微差别,但微观组织却相差很大,当Al含量为2%时,显微组织中有明显的针状组织存在,而Al含量为5%时,为粒状组织。显微硬度测试表明:当Al含量为2%时,硬度值明显提高,均值达到了276HV,比完全非晶态下的硬度值高出42HV。     

Mg含量和冷速对Mg-Cu-Zn-Y非晶复合材料微观结构及腐蚀行为的影响

采用水冷铜模法和水淬法制备得到Mg65+x(Cu0.66Y0.34)30-xZn5(x=5,10,15)非晶及其复合材料。并通过XRD、SEM对材料结构进行表征,研究Mg含量和冷却速度对样品微观结构的影响。结果表明:由水冷铜模法得到的x=5样品为单一非晶,x=10和15样品是由非晶相与Mg固溶体相组成的非晶复合材料。而利用冷速较低的水淬法得到的样品为非晶复合材料,其主要由Mg,Mg2Cu,MgZnY和非晶相组成。通过研究合金在NaCl中性溶液中的腐蚀行为,发现随着Mg含量的增加,样品的耐腐蚀性能有所下降。并且对于同成分的合金,由冷速较快的水冷铜模法得到的样品耐蚀性相对较好。     

陶瓷颗粒增强Mg65Cu20Zn5Y10块体金属玻璃复合材料

在块体玻璃形成合金Mg65Cu20Zn5Y10中添加10％(体积分数)的SiC或15％的TiB2陶瓷颗粒，经铜模浇铸形成块体金属玻璃复合材料．这些第二相颗粒的引入对基体合金的玻璃形成能力未产生明显的不良影响．陶瓷第二相颗粒弥散分布于金属玻璃基体上．复合材料的轴向压缩断裂强度达到1GPa，为Mg65Cu20Zn5Y10块体金属玻璃的1．2倍．Mg65Cu20Zn5Y10块体金属玻璃的断裂发生于弹性形变阶段，断裂前几乎观察不到塑性形变．与之相对照，含有TiB2颗粒的复合材料断裂前可表现出约0．9％的塑性应变．     

高压下Mg65Cu25Y10合金凝固过程中Cu2(Y,Mg)纳米相的形成及其热稳定性

采用X射线衍射、差热分析及透射电镜研究了Mg65Cu25Y10合金熔体在大气压下和高压(2—5GPa)下熔淬时的组织结构．实验结果表明，压力对Mg65Cu25Y10合金凝固时形成的相结构有影响．高压下有利于生成纳米级Cu2(Y，Mg)相．Cu2(Y，Mg)为一亚稳相，高温退火后转变为稳定的Mg2(Cu，Y)相．讨论了压力对晶粒度影响的机制。     

Ni元素对非晶合金Mg_(65)Cu_(25)Gd_(10)在NaCl溶液中腐蚀行为的影响

采用析氢腐蚀实验比较了非晶合金Mg65Cu25Gd10和Mg65Cu20Ni5Gd10在1%NaCl溶液中腐蚀性能。利用电化学测试技术和场发射扫描电子显微镜(FESEM)对两非晶合金在NaCl溶液中的腐蚀行为进行了研究。析氢腐蚀实验表明,Ni的加入大大提高了非晶合金Mg65Cu25Gd10抗蚀性能,极化曲线测试结果也表明Mg65Cu20Ni5Gd10非晶合金的腐蚀电流远远小于Mg65Cu25Gd10非晶合金。EIS测试表明,电化学阻抗谱测试结果显示Mg65Cu20Ni5Gd10非晶合金电荷转移电阻高于Mg65Cu25Gd10非晶合金。腐蚀产物形貌观察表明,Ni的加入使非晶合金Mg65Cu20Ni5Gd10腐蚀表面膜更为致密。结合各测试结果,探讨了Ni的加入提高镁基非晶合金耐蚀性机理。     

Nd对Mg65Cu22Ni3Y10非晶形成能力及热稳定性的影响

利用楔形铜模铸造法成功制备了Mg65Cu22Ni3Y10-xNdx(x=0、2、4、5、6、8)块体非晶合金,采用XRD、DSC研究了Nd对该合金体系热稳定性和非晶形成能力(GFA)的影响。结果表明,当x=2、4时,Nd的添加可有效提高该合金的GFA和热稳定性;当Nd含量为2%(摩尔分数)时,合金具有最高的过冷液相区(ΔTx=61.5K)及最好的热稳定性;当x=5时,尽管过冷液相区(ΔTx=48.5K)最窄,但此时合金具有最强的非晶形成能力(Trg=Tg/Tl=0.568)和临界厚度(δmax=3.8mm);随着Nd的进一步增加(x>5),合金的玻璃形成能力降低。     

Mg-Cu-(Al-Si)-Y大块非晶合金的制备及晶化研究

采用Al-Si合金部分替代Mg65Cu25Y10大块非晶合金中的Cu元素,形成Mg-Cu-(Al-Si)-Y非晶合金。通过铜模浇注法制备Mg-Cu-(Al-Si)-Y大块非晶合金,发现Al-Si合金的添加对非晶合金的玻璃形成能力没有明显改善,但改善了非晶合金的室温塑性。在晶化温度附近低于晶化温度的条件下对铜辊旋淬法制备的Mg-Cu-(Al-Si)-Y非晶条带进行了处理。结果表明,Mg-Cu-(Al-Si)-Y非晶合金随加热温度的提高和处理的时间的延长晶化程度也随之提高,同时加热晶化增大了合金的室温脆性。