(Ti,Zr,Hf)-(Cu,Ni,Ag)-Al多组元合金体系的机械驱动非晶化

研究了由前过渡族金属和后过渡族金属按照等原子比替代的(Ti0.33Zr0.33Hf0.33)50(Ni0.33Cu0.33Ag0.33)40Al10多组元合金在机械研磨作用下的非晶化转变,并与由熔体急冷制备的同一成分玻璃态合金进行了对比.两种途径获得的玻璃态相似.在机械研磨的稳态产物中,仍残留有少量尺寸小于30 nm的晶体相颗粒,即非晶化转变未能完全实现.机械研磨形成的非晶相表现有明确的玻璃转变和约80 K宽的过冷液态温度区间,晶化过程分两步进行,第一步晶化转变完成后,剩余的非晶相亦具有玻璃态行为,呈现另一玻璃转变及约100 K宽的过冷液态温度区间.     

机械研磨形成W颗粒／La55A125Cu10Ni5Co5金属玻璃基复合材料

摘要利用X射线衍射，透射电子显微镜和差示扫描量热计分析表征了La55A125Cu10Ni5Co5合金及其添加W颗粒后高能球磨产物的结构与相转变,由数个金属间化合物构成的La55A125Cu10Ni5Co5合金经过机械研磨可转变为与熔体过冷形成的金属玻璃相类似的玻璃态合金，过冷液态温度区间的宽度△Tx可达到76K．合金与W颗粒(体积分数10％—30％)的混和物机械研磨后，形成W纳米颗粒弥散分布于La基玻璃态合金基体上的复合材料,随着W含量的增加，基体合金的玻璃转变温度Tg和晶化起始温度Tx1均提高，同时△Tx增大，含30％W的复合材料，基体玻璃态合金的△Tx可达到92K。     

Formation of W Particles /La55Al25Cu10Ni5Co5 Glassy Alloy Matrix Composites By Mechanical Milling

利用X射线衍射、透射电子显微镜和差示扫描量热计分析表征了La55Al25Cu10Ni5Co5合金及其添加W颗粒后高能球磨产物的结构与相转变. 由数个金属间化合物构成的La55Al25Cu10Ni5Co5合金经过机械研磨可转变为与熔体过冷形成的金属玻璃相类似的 玻璃态合金, 过冷液态温度区间的宽度可达到76 K. 合金与W颗粒(体积分数10%---30%)的混和物机械研磨后, 形成W纳米颗粒弥散分布于La基玻璃态合金基体上的复合材料. 随着W含量的增加, 基体合金的玻璃转变温度和晶化起始温度均提高.     

机械研磨形成W颗粒/La55Al25Cu10Ni5Co5 金属玻璃基复合材料

利用X射线衍射、透射电子显微镜和差示扫描量热计分析表征了La55Al25Cu10Ni5Co5合金及其添加W颗粒后高能球磨产物的结构与相转变.由数个金属间化合物构成的La55Al25Cu10Ni5Co5合金经过机械研磨可转变为与熔体过冷形成的金属玻璃相类似的玻璃态合金,过冷液态温度区间的宽度△Tx可达到76 K.合金与W颗粒(体积分数10%-30%)的混和物机械研磨后,形成W纳米颗粒弥散分布于La基玻璃态合金基体上的复合材料.随着W含量的增加,基体合金的玻璃转变温度Tg和晶化起始温度Tx1均提高,同时△Tx增大,含30%W的复合材料,基体玻璃态合金的△Tx可达到92 K.     

Sn替代Si和B对Ti50Ni22Cu18Al4Si4B2合金机械研磨非晶化的促进作用

采用Xn替代Ti50Ni22Cu18Al4Si4B2合金中的Si和B1形成Ti50Ni22Cu18Al4Snx(Si0．67B0．33)6-x(x=0，3，6)系列合金．所有的预制合金碎屑经过机械研磨均发生非晶化转变．随着合金中Sn含量的增加，球磨产物中转变未尽的晶体相α-Ti含量减少．由Sn完全替代Si和B的Ti50Ni22Cu18Al4Sn6合金，机械研磨可形成与熔体急冷几乎相同的单一均匀非晶相，过冷液态温度区间可达到66K．     

高能球磨形成具有明显玻璃转变的Ti50Cu20Ni24Si4B2非晶态合金

在高能球磨作用下，名义成分为Ti50Cu20Ni24Si4B2的元素粉末混合物可通过固态反应非晶化。差示扫描量热分析（DSC）表明，球磨获得的非晶相在发生晶化转变之前出现明显的玻璃转变。过冷液态温度区的宽度（ΔTx）可达到57K。非晶态Ti50Cu20Ni24Si4B2合金加热时的转变由一步完成。同时形成立方结构的（Ni,Cu)Ti相和其它未知相。为共晶型转变。随后发生晶化产物的进一步晶粒长大。非晶态Ti50Cu20Ni24Si4B2合金的约化玻璃转变温度（Trg)为0．56。     

Fe55Ni2Cr12Mo10Y2B6C13块体非晶合金的热膨胀行为

本文采用铜模吸铸法制备直径为4mm的块体非晶合金Fe55 Ni2 Cr12 M010 Yo12 B6 C13,对非晶合金在298K-1073K温度区间的热膨胀行为进行了分析.非晶合金的膨胀系数在室温至接近玻璃转化温度区间没有发生明显的变化;当温度超过Tg后,由玻璃态进人过冷液相区,粘度急剧增加,膨胀系数增高;在T>Tg...     

铁基块状非晶合金的制备及性能

采用工业材料利用铜模浇注方法制备了直径为1．5mm的Fe60Co8Zr10Mo5W2B15块状非晶合金．利用XRD和DSC对非晶合金铸态结构及热稳定性进行了分析．该合金的玻璃转变温度Tg、晶化开始温度Tx、过冷液相区△Tx(Tx-Tg)及约化玻璃转变温度Trg(Tg／Tm)分别为891K，950K，59K和0．62．Moessbauer谱为宽化、非对称的双线谱，表明该合金为顺磁性的非晶合金．该合金在3．5％NaCl溶液和1mol／L HCl溶液中表现出良好的抗腐蚀性能，电化学阻抗谱为单一的容抗弧．而且在3．5％NaCl溶液中测得的极化曲线上存在钝化区．合金硬度为HV1032．     

铁基块体非晶合金的制备及其晶化动力学

采用工业用原材料在铜模吸铸条件下制备了直径为2 mm的Fe50Co7Ni13Zr10B20块体非晶合金.利用X射线衍射仪(XRD)、差分扫描量热计(DSC)对铸态样品的结构、非晶合金的热稳定性、晶化动力学行为进行了研究.该合金的玻璃转变温度Tg、初始晶化温度Tx1、过冷液相区△Tx1约化玻璃转变温度Trg分别为804 K、875 K、71 K和0.59.采用连续加热方法对其晶化动力学进行了研究,得到其玻璃转变激活能和晶化峰激活能分别为339.2 kJ/mol和326.4 kJ/mol,表明合金具有强的热稳定性.由VFT方程拟合获得该非晶合金的脆性参数m为23.     

大块非晶合金淬态相等温长大过程

利用石英管水淬法制备了ZR41.2Ti13.8Cu12.5Ni10Be22.5大块非晶合金,在真空度不小于10-3Pa和原材料纯度99.9%的情况下,当制备样品直径大于10mm时,经常发现非晶基体中含有一定数量的淬态相,该相的数量不在X衍射仪检测范围内,同时DSC分析表明,这些淬态相对非晶合金的过冷液相区、晶化温度和玻璃转变温度影响也较小.非晶合金过冷液相区内的等温晶化过程表明,晶化初期淬态相具有优先长大的趋势,并有亚稳过渡相的生成.而在晶化的后期,形核和长大同步进行.利用经典形核和长大理论分析了非晶合金的形核和长大过程.     

Mg_(80)Cu_(15)Y_5合金的非晶形成能力及晶化行为

采用单辊快速凝同法制备出厚约40μm的Mg_(80)Cu_(15)Y_5非品合金薄带,利用XRD、DSC、TEM和HRTEM研究了非品合金的非品形成能力和晶化行为,分析了品化对合金组织结构与性能的影响.结果表明:Mg_(80)Cu_(15)Y_5合金的过冷液态温度区间△T_x和约化玻璃转变温度T_(rg)分别为55K和0.58,表明其具有较强的非晶形成能力;该合金在退火温度高于473 K后发牛明显晶化,从非品基体中析出 Mg_2Cu、Cu_2Y和Mg晶体相;随着退火温度的升高,合金的硬度呈现出先升高后降低的变化趋势,这与纳米品体相颗粒的弥散析出、重溶及粗化有关.     

Cu47Ti34Zr11Ni8块体非晶合金的热稳定性和力学性能

采用差压铸造法成功制备了Cu47Ti34Zr11Ni8块体非晶合金,研究了其热稳定性和力学性能.结果表明:该块体非晶合金的玻璃转变温度Tg=672 K,晶化温度Tx1=735 K,过冷液相区△Tx=63 K,约化玻璃温度Trg=0.575,弯曲断裂强度高达2 350 MPa,断裂前弹性变形量为2.1%,弯曲模量为102 GPa;淬态微米级结晶相的出现使合金的三点弯曲断裂强度下降至1 100 MPa.     

Mg-Cu-Ni-Nd合金的非晶形成能力及力学性能

对Mg-Ni-Cu-Nd系列合金的非晶形成能力与力学性能进行了研究,发现四元合金Mg62.6Cu10.5Ni14Nd12.9可以形成直径为5mm的非晶合金。经XRD、DSC和SEM研究结果表明,该合金由单一非晶相组成,具有明显且较高的玻璃转变温度Tg(431K),高的晶化初始温度Tx(488K),宽的过冷液相区ΔTx=Tx-Tg(57K),是非晶形成能力和热稳定性较高的合金之一,也是目前所发现的成本最低的大尺寸非晶合金。室温单轴压缩试验表明,Mg62.6Cu10.5Ni14Nd12.9合金的压缩断裂强度较高,为541MPa。     

Ti-（Cu，Ni）-Sn合金形成金属玻璃的成分优化及其相关联的共晶反应术

采用“3D法”,系统地研究了Ti-（Cu1-xNix）-Sn（0.20≤x≤0．30,原子分数,下同）四元合金的玻璃形成能力对成分变化的依赖性．确定玻璃形成能力最佳的合金为Ti38Cu37．8Ni16.2Sn8,Cu模吸铸形成金属玻璃棒材的临界直径接近1mm．该金属玻璃的过冷液态温度区间宽度△Tx为56K,约化玻璃转变温度Eg为0．57．对电弧熔炼Ti38Cu37.8Ni16.2Sn8合金微观结构的研究表明,合金熔体的凝固主要经历伪二元共晶反应：L→Ti5Sn3Cu＋TiCuNi．     

吸铸法制备Mg-基大块非晶合金

采用吸铸方法首次制备出直径为3mm的Mg65Cu20Gd10Co5（原子百分比）四元玻璃态金属合金，并利用X射线衍射法（XRD）和差示扫描量热法（DSC）研究了其结构和热稳定性。实验结果表明，从XRD图谱看，该合金几乎均由非晶相组成，由DSC曲线分析知合金的玻璃转变温度Tg、晶化温度Tx值分别为413和473K，过冷液相区宽度△Tx值为60K,表明该合金具有较大的玻璃形成能力。     

Cu47Ti34Zr11Ni8块体非晶合金的制备

采用差压铸造法成功制备了圆棒状与板片状的Cu417Ti34Zr11Ni8块体非晶合金，研究了合金的热稳定性。在试验条件下，Cu47Ti34Zr11Ni8块体非晶合金棒状试样的最大直径可达3mm，板片状试样的最大厚度可达1mm。该成分块体非晶合金具有良好的热稳定性，其玻璃转变温度Tg=672K，晶化温度Txl=735K，过冷液相区△Tx=63K，约化玻璃温度Trg=0．575。     

Fe-Co-Zr-W-B块状非晶合金热稳定性的研究

采用工业纯原料和水冷铜型真空吸铸法研制了直径2 mm的Fe61Co10Zr5W4B20,Fe63Co10Zr5W2B20,Fe63Co10Zr5W4B18三种铁基块状合金,采用X射线衍射法、差示扫描量热法研究了合金的结构和热稳定性,探讨了它们的非晶形成能力。试验结果表明:以上3种合金中,前两种成分的合金几乎均由非晶相组成,第一种合金的玻璃转变温度Tg、晶化温度Tx分别为542℃和617℃,过冷液相区宽度ΔTx达到了75 K;第二种合金的玻璃转变温度Tg、晶化温度Tx分别为521℃和611℃,过冷液相区宽度ΔTx高达90 K,两种铁基非晶合金(特别是第二种合金)具有高的热稳定性和大的非晶形成能力(GFA)。第三种合金由非晶和少量α-Fe晶体组成。     

Cu、Nb对多元Fe基非晶合金的形成及热稳定性的影响

以具有宽过冷液相区成分的Fe-Al-Ga-P-B-（C）-Si合金作为研究对象，研究了Cu、Nb元素及其加入量对合金非晶形成能力和热稳定性的影响。结果表明，当Cu加入量超过2％（原子百分比）时，合金中有晶化相析出，而低于2％时则表现为完全的非晶态。与不加铜的非晶合金相比，含铜非晶态合金的玻璃转变温度瓦和晶化温度瓦均向高温区移动，过冷液相区△Tx减小，表明非晶合金的热稳定性下降。在非晶合金形成方面．Nb也有类似的效果。含铌0、5％合金的过冷液相区△Tx大于不含铌元素的合金，表明具有较大的玻璃形成能力和稳定性。     

Pd_(77.5)Cu_6Si_(16.5)块体非晶合金的制备与热稳定性

采用玻璃包覆净化方法和水淬法,制备出了尺寸达7mm的Pd77.5Cu6Si16.5块体非晶合金样品。热分析结果表明,与熔体旋淬甩带法制备的Pd77.5Cu6Si16.5非晶条带样品相比,所制备的Pd77.5Cu6Si16.5块体非晶合金样品具有更低的玻璃转变温Tg、更高的初始晶化温度Tx和更宽的过冷液相温度区间ΔT(ΔT=Tx-Tg)。研究结果表明,采用玻璃包覆净化法有效去除了Pd77.5Cu6Si16.5合金熔体中的异质核心,显著提高了该合金熔体的稳定性和所制备的Pd77.5Cu6Si16.5块体非晶合金的热稳定性,提高了该合金的非晶形成能力。     

Zr43Cu50Al7块体非晶合金的结构弛豫和晶化研究

在不同加热速率下应用差示扫描量热法(DSC)研究了Zr43Cu50Al7块体非晶合金的结构弛豫现象和晶化行为,得到了满意的晶化曲线.由晶化曲线得到弛豫峰与玻璃转变温度(Tg)、晶化起始温度(Tx)和晶化峰温度(Tp).Zr43Cu50Al7非晶合金的过冷液相区ΔTx达76.2 K,具有较强的玻璃形成能力.对所得到的弛豫峰作了初步的研究,并运用Kissinger法和Deloy法分别计算出玻璃转变激活能Eg、晶化起始激活能Ec、晶化峰的激活能Ep和晶化阶段激活能Ex.结果表明Zr43Cu50Al7块体非晶合金具有良好的热稳定性.