不同GFA锆基非晶的内耗行为

利用内耗法研究了5种不同GFA(非晶形成能力)的锆基非晶(分别为Zr_(41.2)Ti_(13.8)Cu_(12.5)Ni_(10)Be_(22.5)、Zr_(55)Al_(10)Ni_5Cu_(30)、Zr_(45)Cu_(45)Ag_5Al_5、Zr_(65)Al_(7.5)Ni_(10)Cu1_(7.5)、Zr_(57)Ti_5Al_(10)Cu_(20)Ni_8的力学行为,探索了内耗与GFA之间的关系。内耗温度曲线结果表明,GFA越大,非晶试样所产生的内耗峰值越高,且通过计算过冷液相区的激活能与从内耗的物理意义相联系,提出了一个表征同种体系GFA的新参数—内耗峰峰值。此外根据内耗频率曲线考察了不同GFA的锆基非晶的力学弛豫行为,GFA越大,其在过冷液相区内原子失稳的数量越多,力学弛豫时间越短。     

Ti_(48)Zr_(20)Nb_(12)Cu_5Be_(15)内生相非晶合金的压缩性能

采用铜模喷铸法成功制备出内含β-Ti(Zr,Nb)晶体相的Ti_(48)Zr_(20)Nb_(12)Cu_5Be_(15)内生相非晶合金,在室温环境下对其进行准静态和动态压缩力学性能测试,用S-4800型扫描电镜(SEM)对压缩试样断口进行观察,并对不同应变率下的力学性能进行对比。结果表明,内生相非晶合金的结构为非晶基体和在非晶基体上均匀分布着的β-Ti(Zr,Nb)晶体相组成。Ti_(48)Zr_(20)Nb_(12)Cu_5Be_(15)内生相非晶合金在准静态压缩时,随应变率的增加抗压强度有明显的提高,存在应变率硬化现象,表现出与一般非晶合金体系不同的应变率效应;在动态压缩条件下,动态抗压强度随着应变率的提高也有较明显的增加,表现为应变率硬化效应。由于内生相非晶合金在动态压缩条件下的绝热温升效应和非晶的碎化,导致在室温条件下Ti_(48)Zr_(20)Nb_(12)Cu_5Be_(15)内生相非晶合金的动态压缩抗压强度和应变低于准静态压缩抗压强度和应变。     

Ti-Cu基非晶合金玻璃形成能力与力学性能

基于"二元共晶混合"法设计Ti-Cu-Ni-Zr合金成分,通过水冷铜模铸造法制备出不同直径Ti-Cu-Ni-Zr合金棒。利用X射线衍射仪(XRD)、差示扫描量热仪(DSC)、万能材料试验机和扫描电镜(SEM)研究了Ti-Cu-Ni-Zr合金玻璃形成能力和力学性能。结果表明,Ti-Cu-Ni-Zr合金具有较高玻璃形成能力,其临界直径可达4 mm;Ti-Cu-Ni-Zr合金玻璃形成能力近似相等,而表征玻璃形成能力的热力学参数过冷液相区ΔTx,参数γ,约化玻璃转变温度Trg也近似相等。Ti_(32.3)Cu_(47.6)Ni_(7.9)Zr_(12.2)和Ti_(31.6)Cu_(48.2)Ni_(7.7)Zr_(12.5)大块非晶合金分别具有0.7%和0.2%的塑性,而Ti_(30)Cu_(49.5)Ni_(7.2)Zr_(13.3)和Ti_(28.55)Cu_(50.7)Ni_(6.75)Zr_(14)大块非晶合金断裂机制近似为脆性断裂。Ti-Cu-Ni-Zr大块非晶合金塑性越大,其剪切带数量越多且扩展深度越大,反之亦然。另外,对于塑性材料,锯齿流变振幅越大,对应样品表面剪切带扩展深度越明显;锯齿流变振幅越小,对应样品表面剪切带扩展深度越浅;近似脆性材料的锯齿流变对应次剪切带萌生,而对于完全脆性大块非晶合金,在应力-应变曲线上并未发现锯齿流变现象,相应的在样品外表面也并未发现次剪切带。     

Ti-Cu-Ni-Zr合金的玻璃形成能力与力学性能

采用"二元共晶混合"法设计出富Ti的Ti_(41.5)Cu_(40.1)Ni_(10.8)Zr_(7.6)、Ti_(40.7)Cu_(40.8)Ni_(10.5)Zr_8和Ti_(39.2)Cu_(42)Ni_(10.1)Zr_(8.7)合金成分,用水冷铜模铸造法制备出直径为2 mm合金棒。采用X射线衍射仪表征合金微结构,采用示差扫描量热仪(DSC)和差热分析仪(DTA)测试热力学数据。结果表明,富Ti的Ti_(39.2)Cu_(42)Ni_(10.1)Zr_(8.7)合金具有较高的玻璃形成能力,其临界直径可达2 mm,其过冷液态区ΔTx,参数γ值分别为39 K和0.385,高于其它两种合金;而临界尺寸小于2 mm的Ti_(40.7)Cu_(40.8)Ni_(10.5)Zr_8合金的约化玻璃转变温度Trg值却最大。通过吉布斯自由能(ΔG)计算,发现Ti_(39.2)Cu_(42)Ni_(10.1)Zr_(8.7)合金ΔG值小于其它两种合金。玻璃形成能力较好的Ti_(39.2)Cu_(42)Ni_(10.1)Zr_(8.7)合金具有0.4%塑性形变,屈服强度高达1901 MPa,抗压强度高达2025 MPa。     

W颗粒/Zr_(41.2)Ti_(13.8)Cu_(12.5)Ni_(10)Be_(22.5)基非晶复合材料在3%NaCl溶液中的腐蚀行为研究

通过电化学测试、浸泡实验以及表面分析,研究了50%体积含量的W颗粒/Zr_(41.2)Ti_(13.8)Cu_(12.5)Ni_(10)Be_(22.5)基非晶复合材料在3%(质量分数) NaCl溶液中的腐蚀行为。结果表明:在3%NaCl溶液中,该复合材料表面由于W颗粒与非晶合金基体相的偶对效应而形成了局部腐蚀微电池,其中非晶基体部位作为局部阳极区其表面的腐蚀溶解加速,复合材料的腐蚀电流密度增大,其耐蚀性能明显低于Zr_(41.2)Ti_(13.8)Cu_(12.5)Ni_(10)Be_(22.5)非晶合金。50%W颗粒的加入对该复合材料的耐点蚀性能基本没有影响,在3%NaCl溶液中基体非晶部位发生了均匀的腐蚀溶解,该非晶复合材料具有较好的耐点蚀性能。     

Ti-Zr基块体非晶合金在NaOH溶液中的腐蚀研究

采用电化学极化曲线和变温失重法研究了Ti_(35)Zr_(30)Be_(20)Cu_(7.5)Co_(7.5)块体非晶合金分别在0.5、1、2 mol/L NaOH溶液中的腐蚀行为,并比较了304不锈钢的耐蚀性。极化曲线测试结果表明,Ti_(35)Zr_(30)Be_(20)Cu_(7.5)Co_(7.5)块体非晶合金在0.5、1、2mol/L NaOH溶液中均表现出良好的耐蚀性,阳极极化曲线表现出明显的钝化特征。随着NaOH溶液浓度的增大,极化曲线左移,耐蚀性降低。非晶合金的自腐蚀电位高于不锈钢。在293、313、333K,2mol/L NaOH溶液的不同温度失重腐蚀中,随温度增加,其非晶合金均较不锈钢耐蚀性高。探讨了NaOH溶液浓度变化、温度变化对Ti_(35)Zr_(30)Be_(20)Cu_(7.5)Co_(7.5)块体非晶合金的耐蚀性机理。     

四元Cu-Ti-Ni-Zr合金玻璃形成能力与力学性能

采用"二元共晶混合"法设计富Cu基Cu-Ti-Ni-Zr合金成分,通过水冷铜模铸造法制备出不同直径Cu-Ti-Ni-Zr合金棒材。利用X射线衍射仪(XRD)、差示扫描量热仪(DSC)、万能试验机和扫描电镜(SEM)研究合金的玻璃形成能力和力学性能。结果表明,Cu_(49.64)Ti_(35.08)Ni_(7.69)Zr_(7.6)合金具有较高玻璃形成能力,其临界直径可达4 mm;而表征玻璃形成能力的热力学参数过冷液相区ΔTx和参数γ值最小,分别为26 K和0.385;另外,约化玻璃转变温度Trg值却与临界直径小于3 mm的Cu_(51.1)Ti_(34.1)Ni_(7.2)Zr_(7.6)合金的Trg值相等。通过对合金力学性能进行研究,结果表明,Cu_(49.64)Ti_(35.08)Ni_(7.69)Zr_(7.6)和Cu_(51.1)Ti_(34.1)Ni_(7.2)Zr_(7.6)非晶合金分别具有0.75%和0.28%的塑性,而Cu_(48.18)Ti_(36.06)Ni_(8.16)Zr_(7.6)非晶合金断裂机制近似为脆性断裂。通过锯齿流变应力降分析,发现剪切带稳定扩展应力降大于剪切带萌生或缓慢扩展时应力降,且塑性较好的剪切带萌生应力降约大于近似脆性材料剪切带萌生应力降,而剪切带萌生应力降小于5 MPa。     

Ti-Cu-Ni-Zr大块非晶合金玻璃形成能力与力学性能

采用"二元共晶混合"法设计富Ti基Ti-Cu-Ni-Zr合金成分,通过水冷铜模铸造法制备出不同直径Ti-Cu-Ni-Zr合金棒材。利用X射线衍射仪(XRD)、差示扫描量热仪(DSC)、万能试验机和扫描电镜(SEM)研究合金的玻璃形成能力和力学性能。结果表明,Ti-Cu-Ni-Zr合金具有较高玻璃形成能力,其中Ti_(38)Cu_(45.26)Ni_(9.14)Zr_(7.6)合金最大临界直径为3 mm;Ti-Cu-Ni-Zr合金玻璃形成能力与Trg值关系较大,而与ΔTx、γ值关系较小。通过对合金力学性能进行研究,结果表明,Ti_(38)Cu_(45.26)Ni_(9.14)Zr_(7.6)非晶合金具有屈服强度1 937 MPa,断裂强度2 071 MPa,且具有0.6%的塑性,而Ti_(39)Cu_(43.8)Ni_(9.6)Zr_(7.6)非晶合金断裂机制为完全脆性断裂;对于完全脆性断裂的Ti_(39)Cu_(43.8)Ni_(9.6)Zr_(7.6)非晶合金,主剪切面和次剪切带可能同时发生。     

Cu基大块金属玻璃组分设计与热力学行为

采用"二元共晶混合"法设计Cu基Cu_(51.31)Ni_(6.48)Ti_(27.77)Zr_(14.44)、Cu_(51.93)Ni_(6.25)Ti_(27)Zr_(14.82)、Cu_(52.55)Ni_6Ti_(26.25)Zr_(15.2)和Cu_(53.17)Ni_(5.76)Ti_(25.49)Zr_(15.58)合金组分,用水冷铜模铸造法制备出直径为3 mm的合金棒。采用X射线衍射仪表征该合金的微结构,采用DSC和DTA测试热力学数据。结果表明,富Cu基大块金属玻璃具有较高的玻璃形成能力,其临界直径可达3 mm,其过冷液态区ΔT_x最大值和参数γ最大值分别为49 K和0.400。由于4个合金的玻璃形成能力差别不大,故表征玻璃形成能力的热力学参数ΔG值也差别不大,且最低的ΔG值对应着具有较好玻璃形成能力的合金。     

含Be非晶复合材料中Be元素的分布（英文）

采用XRD、SEM、EBSD、TEM、EDS以及三维组织重构方法系统研究原位Be元素的Ti基非晶复合材料Ti_(47)Zr_(19)Cu_5V_(12)Be_(17)(摩尔分数,%)中晶体相的形态、尺寸、成分和体积分数,并采用STEM-EELS证明Be元素仅仅分布在非晶基体中。在此基础上,准确地得到了晶体相和非晶基体的化学成分分别为Ti_(62.4)Zr_(18.4)Cu_(2.6)V_(16.6)和Ti_(28.3)Zr_(19.7)Cu_8V_(6.4)Be_(37.6)(摩尔分数,%),相应的体积分数分别为61.5%和38.5%,该结果对设计原位含Be非晶复合材料具有重要的指导意义。     

应变速率和晶体包裹体对大块非晶和部分结晶的Zr_(52.5)Cu_(17.9)Ni_(14.6)Al_(10)Ti_5合金力学性能的影响（英文）

研究Zr_(52.5)Cu_(17.9)Ni_(14.6)Al_(10)Ti_5合金的力学性能,着重研究应变速率和晶体包裹体对合金变形和断裂机制的影响。X射线衍射分析表明,低氧含量时形成完全非晶态的合金组织,而当氧含量较高时,形成部分晶化组织;但是观察到完全不同的压缩变形行为。单轴压缩试验表明,全非晶合金具有弹性变形、屈服、明显塑性变形和锯齿流变行为。当应变速率从1×10~(-4) s~(-1)增加到1×10~(-2) s~(-1)时,屈服强度没有变化,然而,压缩断裂强度和塑性应力均降低。扫描电镜(SEM)和能谱(EDS)分析表明,即使在低氧含量的合金中,依然存在金属间化合物相CuZr_2,从而降低了合金的断裂强度和韧性。结果还证实在高氧含量的样品中存在枝晶状的Zr_(51)Cu_(28)Al_(21)相,会进一步降低其断裂强度。在断口表面可观察到韧性试样和脆性试样之间的差异。塑性应变越大,变形过程中形成的剪切带的密度越高,表现为应力-应变曲线上的锯齿流变行为。     

一种Zr基非晶合金/纯铜焊接组织研究

以玻璃形成能力较强的Zr基非晶合金作为研究对象,对Zr_(41.2)Ti_(13.8)Ni_(12.5)Cu_(10)Be_(22.5)非晶合金初始显微结构进行分析,采用热压法对Zr基非晶合金/纯铜的进行了焊接。研究结果表明:通过氩气保护热压法可成功实现Zr基非晶合金/纯铜的焊接,并达到原子级别的冶金结合。当扩散温度为653 K时,在界面附近非晶基体处基本保持非晶态,但是当温度为663 K时,在靠近非晶侧有大量纳米晶形成。因此,扩散温度是影响Zr基非晶合金/纯铜界面微结构的关键因素。     

Zr基非晶合金与铜的扩散连接研究（英文）

利用Gleeble 3500热模拟试验机在添加和未添加扩散连接中间层条件下对Zr_(41.25)Ti_(13.75)Cu_(12.5)Ni_(10)Be_(22.5)块体非晶合金与纯铜的扩散连接性进行了研究。实验结果表明,在2种条件下均获得了无裂纹和空洞的良好的连接界面。通过能谱分析和电子探针分析,在连接界面处观察到明显的原子扩散,但原子扩散距离较窄。非晶合金中晶化相的出现促进了界面处原子的扩散。     

具有高非晶形成能力的高熵合金Cu_(29)Zr_(32)Ti_(15)Al_5Ni_(19)（英文）

用铜模吸铸法成功地合成了由2个固溶体相构成的高熵合金(HEA)Cu_(29)Zr_(32)Ti_(15)Al_5Ni_(19)和相同成分的非晶态合金(HE-BMG)。实验结果表明该成分的高熵合金具有高的非晶形成能力。铸态高熵合金Cu_(29)Zr_(32)Ti_(15)Al_5Ni_(19)的抗压强度为1127 MPa。该合金表现出良好的抗回火性能,经750°C处理2 h后,该合金硬度保持在8260 MPa。     

轻质钛基非晶合金热塑性成形性能研究

以轻质Ti_(41)Zr_(25)Be_(34)非晶合金为研究对象,采用Fe合金化的方法改善钛基非晶合金的热塑性成形性能。结果表明采用Fe替换Be能有效提高Ti-Zr-Be非晶合金的热塑性成形性能,最佳Fe添加量为6 at.%。系统研究了基于热力学特征温度的参数与钛基非晶合金热塑性成形性能之间的关系,发现S参数是最有效的基于特征温度的钛基非晶合金热塑性成形性能判据。Ti_(41)Zr_(25)Be_(28)Fe_6非晶合金具有123 K的宽广过冷液相温度区间和较大的S参数值(0. 238),其热塑性成形性能明显优于已开发的钛基非晶合金,可与热塑性成形常用合金Vit-4相媲美。采用润滑油辅助纳米模压技术,可以成功在大气环境下制备出钛基非晶合金纳米结构。     

Ti_3Al基合金的热变形行为及本构方程

采用DDL50高温电子万能试验机对Ti_3Al基合金进行等温恒应变速率拉伸试验,研究了该合金在热变形温度900~1020℃,应变速率2×10~(-4)~2×10~(-2)s~(-1)范围内的高温热变形行为。结果表明:Ti_3Al基合金的流变应力在应变速率一定时,随温度的升高而减小,在温度一定时,随应变速率的升高而增大,流变应力在达到峰值后开始逐渐降低,呈软化现象;应变速率越高,Ti_3Al基合金的软化越明显。依据高温拉伸试验得到的真应力-真应变曲线关系,计算得出了Ti_3Al基合金热变形激活能为472.7992 k J·mol~(-1)。建立了Ti_3Al基合金热变形的双曲正弦形式的本构方程和Zener-Hollomon参数方程。     

锆基块体非晶合金剪切带扩展过程的“应变硬化现象”

选择典型的锆基块体非晶合金Vit.105(Zr_(52.5)Cu_(17.9)Ni_(14.6)Al_(10)Ti_5),采用小高径比准静态压缩试验,对合金进行两种不同方式的加载。通过对不同变形模式试样自由体积及维氏硬度的测定,研究了非晶合金的应变诱发体积扩张特性;讨论了剪切带空间增殖的微观机制。结果表明,非晶合金中应变诱发体积扩张过程发生于剪切带外部仅经受弹性应变的区域;剪切带扩展是一个"软化-硬化"的动态过程,这为剪切带的空间增殖创造条件。     

高应变速率下钨丝增强锆基块体非晶合金复合材料的变形行为

利用压力浸渗制备出钨丝增强Zr_(41．25)Ti_(13．75)Ni_(10)CU_(12．5)Be_(22．5)块体非晶合金复合材料,采用应变速率为1×10~(-4) s~(-1)的准静态压缩实验及应变速率为2×10~3s~(-1)的动态压缩实验的方法,研究了在动载荷作用下该复合材料的力学性能．结果表明,准静态压缩时,复合材料的强度约为1980 MPa,与单一块体非晶合金相比并无显著提高．而塑性提高约5倍,达到11．5%；动态压缩时,复合材料的最大抗压强度升至约2648 MPa,塑性则在1．8%—7．5%之间,复合材料的应变速率敏感指数为0．022．在准静态压缩下,复合材料的抗压强度受到残余热应力及钨丝失稳弯曲极限压应力的影响；在动态压缩下,除了热应力的影响外,还受到钨丝剪切断裂以及复合材料正弦型弯曲行为的影响．后两者使复合材料的抗压强度在动态加载条件下升高．     

Ni_(55)Ti_(45)形状记忆合金高温变形特性及机制

采用Gleeble-3500热模拟试验机对锻态Ni_(55)Ti_(45)合金进行等温恒应变速率压缩实验,研究了该合金在变形温度为650~850℃、应变速率为0.01~1 s~(-1)范围内的高温变形特性,并分析其变形机制。结果表明,应力-应变曲线呈"应变软化"型,热变形激活能为317.304 k J/mol,根据双曲正弦函数建立了峰值流变应力本构方程。微观组织观察表明,在650℃、1 s~(-1)和700℃、1 s~(-1)时发生了局部塑性流动的失稳变形,主要由变形热效应导致。高温、低应变速率利于动态再结晶的发生,但动态再结晶晶粒尺寸更大。动态再结晶形核机制以晶界弓出机制为主,同时伴随有少量的PSN机制。     

(Ti_(0.361)Zr_(0.332)Ni_(0.058)Be_(0.249))_(91)Cu_9非晶合金浇注尺寸对力学性能的影响

使用铜模铸造法制备了不同直径的(Ti_(0.361)Zr_(0.332)Ni_(0.058)Be_(0.249))_(91)Cu_9非晶合金。分别采用X射线衍射仪、扫描电镜、力学性能试验机和差示扫描量热仪对合金的相组成、断口、力学性能以及热物性进行了研究。结果表明:所制备的样品均为单一的非晶结构,压缩断口的脉状纹密度随浇注直径的降低而增加。在屈服强度和断裂强度变化不大的情况下,材料的塑性应变由浇注直径为4 mm时的0.33%增加至浇注直径为2 mm时的1.21%。计算和推断了三种浇注直径下的放热焓和自由体积数量,并通过自由体积理论解释了浇注尺寸对材料塑性的影响。