Fe43Cr16Mo16C18B5Y2大块非晶合金的晶化行为及力学性能研究

采用铜模吸铸法制备出Fe43Cr16Mo16C18B5Y2块体非晶合金,并用XRD、SEM、DSC、硬度和压痕实验分别研究了该合金的结构、压缩断口形貌、晶化特征、硬度和断裂韧度.由热分析曲线得到玻璃转变温度(Tg)、晶化起始温度(Tx)和晶化峰值温度(Tp),这些特征温度具有明显的动力学效应.用Kissinger方法计算出不同升温速率下该Fe基块体非晶合金的玻璃转变激活能Eg、晶化激活能Ex、激活能Ep,结果表明该合金具有较高的热稳定性.力学实验结果表明,该块体非晶合金的硬度高达1178kg/mm2,断裂韧度为7.614MPa·m1/2,呈典型的脆性断裂,通过压缩断口形貌的观察发现该块体非晶合金的断裂呈现剪切断裂模式.     

快淬对Mg_(24)Ni_(10)Cu_2和(Mg_(24)Ni_(10)Cu_2)_(85)La_(15)合金吸放氢动力学的影响

用快淬工艺制备了La-Mg-Ni-Cu系Mg_2Ni型Mg_(24)Ni_(10)Cu_2和(Mg_(24)Ni_(10)Cu_2)_(85)La_(15)合金,用XRD及HRTEM分析了铸态及快淬态合金的结构;用全自动Sieverts设备测试了合金的气态吸放氢动力学;用差热分析仪测试了不同加热速率下合金的放氢DSC曲线,并用Kissinger方程计算了合金放氢激活能。结果表明:不含La的铸态合金具有Mg_2Ni单相结构,添加La的合金除含有Mg_2Ni相外,还含有第二相La_2Mg_(17)和LaMg_3相。快淬态合金具有纳米晶、非晶结构。La的加入显著地提高了合金在真空快淬过程中的非晶形成能力。真空快淬后合金的气态吸放氢动力学得到明显改善,这主要归因于纳米晶结构的形成和合金激活能的降低。     

低频脉冲磁场处理非晶Fe78Si9B13合金纳米晶化的DSC研究

用低频脉冲磁场处理非晶Fe78Si9B13合金,采用差示扫描热分析(DSC)的方法测定了不同升温速率下非晶Fe78Si9B13合金的DSC曲线,利用Kissinger方程计算出了晶化过程的激活能.结果表明,晶化激活能由处理前的433.6kJ/mol降到200kJ/mol以下,提高了晶核形核速率,抑制了晶核长大速率,从而实现了非晶合金的低温纳米晶化.     

非晶软磁合金Co_(65)Fe_4Ni_2Si_(15)B_(14)的纳米晶化动力学研究

采用差示扫描量热分析(DSC)和X射线衍射技术(XRD)研究了非晶态合金Co_(65)Fe_4Ni_2Si_(15)B_(14)的非等温晶化动力学.结果表明,初始晶化的晶化峰值温度T_p与升温速率β呈线性关系:T_p=11.49lnβ+795.43.采用Kissinger和Doyle-Ozawa方法计算了表观晶化激活能E_a,分别为471.68kJ/mol和461.50kJ/mol.进一步研究发现,该非晶合金的晶化为多阶段的连续形核直至饱和的过程;当进入稳定晶化阶段时,剩余非晶的局域晶化激活能逐渐下降,非晶基体的热稳定性降低,这是由B原子的高温扩散导致的.同时,局域Avrami指数n(α)也反映了不同晶化阶段的形核长大机制.     

用差示扫描量热法研究Mg65Cu25Gd10块体非晶合金的晶化动力学

通过铜模吸铸法得到Mg65Cu25Gd10块体非晶舍金，用差示扫描量热仪（DSC）研究其晶化动力学和玻璃转变行为，玻璃转变温度Tg，晶化起始温度Tx，晶化峰值温度Tp都与加热速率有关，通过Kissinger方程可以得到表面激活能，发现晶化初始激活能Ex小于峰值激活能Ep，表明形核过程比生长过程容易，讨论了此非晶舍金的玻璃形成能力，根据JMA方程非等温模型研究了晶化动力学，Avrami参数表明在不同温度下的晶化机制是不同的．     

铁基非晶磁致低温纳米晶化的相变动力学机理研究

用低频脉冲磁场处理了非晶Fe78Si9B13合金,利用M6ssbauer谱和LDJ9600震动样品磁强计进行了微结构和磁性分析,通过DSC曲线,借助于Kis-singer公式计算了脉冲磁场处理前后样品的纳米晶化过程激活能,探讨了铁基非晶低温纳米晶化的相变动力学机理.结果表明,用脉冲磁场处理非晶Fe78Si9B13合金的晶化激活能由处理前的433.6kJ/mol降到了200kJ/mol以下,大大提高了α-Fe(Si)的形核速率,只有α-Fe(Si)的单相纳米晶体析出,析出相的晶粒尺寸约为10nm,而且脉冲磁场处理过程中,非晶Fe78Si9B13合金试样温升均<10℃,说明脉冲磁场的处理促进了非晶合金的低温纳米晶化.     

块体非晶合金Gd_（36）La_（20）Al_（24）Co_（20）晶化行为的研究

为深入理解非晶合金的晶化行为,有效控制合金的微观结构和性能,本文利用铜模铸造法制备了Gd36La20Al24Co20块体非晶合金,通过X射线衍射和差示扫描量热法对该非晶合金的热稳定性和晶化行为进行了研究.结果表明：Gd36La20Al24Co20块体非晶合金的晶化激活能为282.5 kJ/mol;与轻稀土基非晶合金相比...     

Fe45Co7Cr15Mo10Y2B6C15大块非晶合金的晶化动力学研究

为了明确Fe基块体非晶材料的晶化过程,通过铜模吸铸法制备了Fe45Co7Cr15Mo10Y2B6C15块体非晶合金,采用连续和等温差热扫描量热法对非晶合金在1 000 K以下的晶化动力过程进行了研究.研究表明:在973 K时效后的晶化产物为铁的碳化物;晶化过程的激活能达到了555.9 kJ/mol,非晶热稳定性良好;Avrami常数n值接近2,随着退火温度的变化,n值没有明显的变化,非晶晶化机理没有发生改变,而放热峰宽随着退火温度的降低明显宽化,说明非晶晶化过程是一个二维扩散控制的形核与长大过程.     

低频脉冲磁场对非晶合金Fe78Si9B13稳定性的影响

对非晶合金Fe78Si9B13进行了低频脉冲磁场处理,用Mossbauer谱仪、透射电镜等方法,观察处理试样的微观结构变化,用DTA方法研究了低频脉冲磁场对非晶合金Fe78Si9B13稳定性的影响;结果表明低频脉冲磁场可促进非晶合金发生纳米晶化,且处理后的试样与制备态相比其表观激活能有所提高,从而改善了原始非晶合金的稳定性.     

非晶Fe_(52)Co_(34)Hf_7B_6Cu_1合金的形成与热稳定性研究

采用熔体单辊急冷法制备了非晶合金Fe52Co34Hf7B6Cu1薄带,在非晶合金制备过程中,铜辊表面线速度分别为49,45m/s,合金中的元素B分别以纯B和FeB形式加入。研究表明,在同一冷速(49m/s)的情况下,加入纯B制备的非晶态合金的晶化激活能较加入FeB略高,其热稳定性较好;而同样加入FeB制备的非晶合金,冷速较快时(49m/s)制备的非晶态合金晶化激活能较高,其热稳定性较好。     

铜模吸铸法制备的Fe74Al4Sn2P10Si4B4C2块体非晶与块体纳米晶合金

利用铜模吸铸法制备了直径φ1.0mm和2.0mm的Fe74Al4Sn2P10Si4B4C2块体非晶合金和直径2.0mm的Fe74Al4Sn2P10Si4B4C2块体纳米晶合金圆棒.利用X射线衍射、差示扫描量热仪(DSC)和差热分析仪(DTA)对Fe74Al4Sn2P10Si4B4C2块体非晶合金的结构和热性质进行了测定.该非晶合金的超冷液相区△Tx为16.7K,约化玻璃转变温度Tg/Tm和Tg/T1分别为0.60和0.57.Fe74Al4Sn2P10Si4B4C2合金接近共晶成分,在10K/min的冷却速率下其过冷度可达86.7K.利用透射电子显微镜(TEM)观察了制备态的Fe74Al4Sn2P10Si4B4C2纳米晶合金圆棒的结构,为非晶基体上均匀分布的尺寸10～20nm的α-Fe晶粒.Fe74Al4Sn2P10Si4B4C2合金能达到较大的过冷度,具有较高的约化玻璃转变温度(接近共晶合金成分)和过冷合金熔体的二步相析出有利于块体非晶合金和块体纳米晶合金的形成.铜模吸铸法既可制备块体非晶合金,也可制备块体纳米晶合金,是一种很有吸引力的制备块体非晶合金和块体纳米晶合金的方法,并进一步证实利用快速凝固法可以直接制备块体纳米晶合金.     

Nd_9Fe_(85.5-x)Co_xB_(5.5)快淬薄带晶化动力学研究

采用真空再充Ar保护的DSC测量了Nd9Fe85.5-x Cox B5.5(x=3%,5%(原子分数))非晶薄带的升温曲线,计算了两种非晶薄带的晶化激活能E、频率因子Z、反应速率常数K、Avrami指数n。实验证实了Co从3%(原子分数)增大到5%(原子分数)时晶化过程从一步改变为两步晶化;计算结果表明晶化起始温度Tx及晶化峰值温度Tp的晶化激活能、晶化反应速率常数均随Co的增加而增大,其主要原因是增大的频率因子起了关键作用;分析计算结果认为Nd9Fe82.5Co3B5.5在升温速度10K/min时局域Avrami指数n随着晶化体积分数x的增加先急剧降低而后缓慢降低、90%之后又有所升高,表明晶化形核在x12%以三维形核方式为主,在x为12%~36%时晶化以二维形核方式为主,之后直到晶化结束以一维形核方式为主。     

Fe_(73.5)Si_(13.5-x)Ge_xB_9Cu_1Nb_3(x=3,6)非晶合金的结晶动力学

用标准单辊甩带技术在大气环境下制备Fe73.5Si13.5-x Gex B9Cu1Nb3(x=3,6)非晶条带,分别在470℃、510℃、550℃和590℃对非晶条带进行真空等温退火1 h后,在非晶基体中形成了纳米晶相。用X射线衍射(XRD),透射电镜(TEM)和差示扫描量热法(DSC)测量研究了快淬态和热处理后样品的结构和结晶动力学。基于差热分析的数据,使用Kissinger,Ozawa和AugisBennett模型计算了非晶条带的结晶激活能,利用Johnson-Mehl-Avrami(JMA)方程计算了非晶条带初始结晶的局域Avrami因子n。局域Avrami因子n随晶化体积分数α的显著变化说明,非晶条带非等温初始结晶的机理在不同的晶化阶段是不同的。晶化初期的机理是扩散控制的三维形核和晶粒生长的整体晶化,形核速率逐渐减小;晶化中后期为一维形核和生长的表面晶化过程,形核速率近似为零。基于XRD和TEM测量结果,分别在510℃、550℃和590℃真空等温退火1 h后,在Fe73.5Si13.5-x Gex B9Cu1Nb3(x=3,6)非晶条带中析出的α-Fe(Si,Ge)相的平均晶粒尺寸D小于15 nm。     

Mg-Zn-Ca-Ti非晶合金的非等温晶化动力学

采用机械合金化的方法制备Mg_(48)Zn_(40)Ca_5Ti_7和Mg_(58)Zn_(30)Ca_5Ti_7非晶合金。利用X射线衍射仪(XRD)对其物相进行检测;结合差示扫描量热分析方法(DSC),对试样在不同升温速率下的非等温晶化进行研究。结果表明:Mg_(48)Zn_(40)Ca_5Ti_7和Mg_(58)Zn_(30)Ca_5Ti_7基本形成非晶;随着加热速率的增加,合金结晶峰均向更高温度的方向移动;用Kissinger、Ozawa和Augis-Bennett方法分别计算出Mg_(48)Zn_(40)Ca_5Ti_7和Mg_(58)Zn_(30)Ca_5Ti_7非晶合金的表观激活能Eα,发现Mg_(48)Zn_(40)Ca_5Ti_7非晶合金的Eα在250kJ·mol~(-1)~270kJ·mol~(-1)范围内,Mg_(58)Zn_(30)Ca_5Ti_7非晶合金的Eα在180kJ·mol~(-1)~200kJ·mol~(-1)范围内;Mg_(48)Zn_(40)Ca_5Ti_7非晶合金的Avrami指数n在不同升温速率下均在1左右;Mg_(58)Zn_(30)Ca_5Ti_7非晶合金的Avrami指数n随着升温速率的增加,由2.7减小到1.9。     

预退火对Sm5 Fe74.3Nb1.5Si11.7 B4.5C2.5Cu0.5非晶合金晶化动力学的影响

研究了预退火对Sm5Fe74.3Nb1.5Si11.7B4.5C2.5Cu0.5非晶合金晶化动力学的影响。结果表明，预退火处理使非晶合金晶化相α-Fe和Sm2Fe17Cx的晶化温度（Tp）和晶化表观激活能（Ec）值降低，且改变晶化相α-Fe在晶化过程中晶化激活能的变化趋势，有助于该合金在晶化退火中形成晶粒尺寸较小的α-Fe相。     

Mg65Cu25Gd10大块非晶合金热稳定性研究

Mg65 Cu25 Gd10非晶合金的热稳定性关系到其作为结构材料的实用性及发展前景.利用差示扫描量热法(DSC)研究了预先弛豫退火处理后Mg65 Cu25 Gd10非晶的特征转变温度和晶化激活能变化,分析了弛豫退火对其热稳定性的影响.通过kissinger方程计算其晶化激活能、频率因子、反应速率系数进一步说明此非晶的晶化过程,并通过X射线衍射分析退火非晶的析晶过程,结果表明低温弛豫提高了非晶的热稳定性.     

非晶Fe_(52)Co_(34)Hf_7B_6Cu_1在中频磁脉冲处理下的正电子湮没研究

对Fe52Co34Hf7B6Cu1非晶试样进行了中频磁脉冲处理,脉冲磁场频率、作用时间保持恒定:1 500Hz、10min,脉冲磁场强度分别为15.92,19.9和23.88kA/m。用穆斯堡尔谱(MS)和正电子湮没寿命谱(PAS)方法研究了该试样在中频磁脉冲处理前后的结构及结构缺陷变化。结果表明,在非晶合金的制备态,正电子主要在自由体积中湮没,经中频磁脉冲处理后,非晶合金发生不可逆的结构弛豫,导致湮没寿命τ1下降。随着脉冲磁场强度的增加,非晶合金发生晶化,产生新的正电子俘获中心,导致强度I2急剧增加,I1急剧降低。     

FeCoNbSiBCu大块非晶合金的热稳定性与晶化过程研究

用差示扫描量热分析和原位高温X射线衍射研究了(Fe36Co36Nb4Si4.8B19.2)100-xCux(x=0, 0.5, 0.6, 0.7)大块非晶合金的热稳定性及其晶化过程.结果表明,微量Cu显著改变了Fe36Co36Nb4Si4.8B19.2大块非晶合金的晶化过程,无铜合金表现出单一尖锐晶化峰,而含铜量原子分数为0.5%,0.6%和0.7%的晶化过程分为四个阶段,Cu的加入提高了非晶合金纳米析出相的热稳定性.原位X射线衍射研究表明,FeCoNbSiBCu大块非晶合金初始晶化相为bcc-FeCo并于930K转变为bcc-Co7Fe3相.Cu添加后bcc-Co7Fe3的晶化表观激活能由460.41kJ/mol升高至545.69kJ/mol.用谢乐公式计算样品在840K保温17.5min的平均晶粒尺寸为22.3nm.     

激光3D打印非晶合金晶化体积分数的理论预测

采用一种有效的方法预测激光3D打印块状非晶合金的晶化程度,对于激光3D工艺参数的选择与优化至关重要。本工作从非晶合金的晶化动力学入手,通过测试不同加热速率下非晶合金的特征温度,获得非晶合金发生晶化所要克服的晶化激活能和Arrhenius指前因子,并结合有限元模拟技术,提出了一种预测激光3D打印非晶合金晶化体积分数的方法。以Zr_(50)Ti_5Cu_(27)Ni_(10)Al_8(Zr50)非晶合金为模型体系,验证了该方法的有效性。结果表明:利用该方法获得的激光3D打印单道Zr50非晶合金晶化相体积分数为1.23%,与实验得到的晶化相体积分数1.65%较接近,这有力地证明了提出的激光3D打印非晶合金晶化体积分数的理论预测方法是可行的。     

块体非晶合金压缩变形研究进展

在约化压缩变形温度t r=T/T g为77 K/T g≤t rt rc1、t rc1≤t rt rc2和t rc2≤t rT x/T g时,一般块体非晶合金的压缩变形行为分别对应不均匀脆性断裂、非牛顿流变和牛顿流变;当应变速率约为10-4s-1时,临界约化压缩变形温度t rc1在0.839~0.920之间,t rc2=1.011;随着应变速率的降低,块体非晶合金由不均匀的脆性断裂转变为非牛顿流变的t rc1、由非牛顿流变转变为牛顿流变的t rc2均降低。低t r压缩变形试样表面的剪切带特征明显,但高t r压缩变形由于均匀变形和热影响作用使剪切带不明显,且块体非晶合金的塑性随剪切带数量的增加而提高;随着t r的升高,块体非晶合金的断口显微组织演化过程分别为复杂不均匀的脉状纹络、较均匀的脉状纹络、熔滴状和岩浆流状组织。另外在极低约化压缩温度t r下Ni60Pd20P17B3和Ti40Zr25Ni3Cu12Be20块体非晶合金表现出非牛顿流变行为。非晶在一定温度的压缩变形会导致部分或所有非晶纳米晶化。