Zr57Cu15.4Ni12.6Al10Nb5块体非晶合金晶化行为研究

用示差扫描量热仪（DSC）研究了Zr57Cu15.4Ni12.6Al10Nb5块体非晶合金的匀速升温晶化与等温晶化的晶化行为。在匀速升温晶化方式下，用Kissinger法与Ozawa法获得了块体非晶合金的激活能，对第一晶化峰分别为320．5kJ／mol和316．6kJ／mol，对第二晶化峰分别为324．5kJ／mol和320．5kJ／mol。该非晶合金的晶化表现出明显的动力学效应。在等温晶化方式下，用Johnson-Mehl-Avrami方程获得了晶化的Avrami指数为1．61，表明非晶合金的晶化受原子扩散控制。     

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.     

Zr50Ti5Cu18Ni17Al10块体非晶合金的热稳定性

采用铜模吸铸法制备了Zr50Ti5Cu18Ni17Al10块体非晶合金,并采用差示扫描量热仪(DSC)和X射线分析(XRD)对其热稳定性进行了系统研究.结果表明,随着加热温度的提高,玻璃转变温度Tg、晶化开始温度Tx和峰值温度Tp均向高温区移动,说明该合金的玻璃转变和晶化均为动力学过程.用Kissinger方法计算出玻璃转变激活能(Eg)以及晶化激活能(Ep1和Ep2)分别为438±11、284±8和323±11 kJ/mol.该合金的晶化过程分为纳米晶析出、初生相(ZrAl、ZrCu和Zr2Ni)析出以及稳定相(Zr2Cu、Zr2Ni、ZrCu、ZrAl和一个未知相)析出3个阶段.     

Cu48Zr45Al7块体非晶合金的晶化行为及热力学性能研究

采用水冷铜模吸铸工艺制备出了片状Cu48Zr45Al7,块体非晶合金.X射线衍射(XRD)表明,样品为完全非晶.利用差示扫描量热分析仪(DSC)在不同的升温速率下连续加热测得该片状非晶合金的热稳定性参数值,均随着升温速率的增加而增加,表明其玻璃转变和晶化行为均存在显著的动力学效应.运用Kissinger法计算出其玻璃转变温度激活能(Eg)、晶化温度激活能(Ex)和峰值温度激活能(Ep)分别为424.7 kJ·mol-1,326.3 kJ·mol-1和297.1kJ·mol-1.从热力学模型角度出发,对该合金的非晶形成能力进行了分析,计算出其混合焓ΔHchem=-25.55 kJ.mol-1和归一化错配熵So/kB=0.78.结果表明,该块体非晶合金具有较强的非晶形成能力(AFA)NI良好的热稳定性.     

Cu48Zr4l7块体非晶合金的晶化行为及热力学性能研究

采用水冷铜模吸铸工艺制备出了片状Cu48Zr45Al7,块体非晶合金.X射线衍射(XRD)表明,样品为完全非晶.利用差示扫描量热分析仪(DSC)在不同的升温速率下连续加热测得该片状非晶合金的热稳定性参数值,均随着升温速率的增加而增加,表明其玻璃转变和晶化行为均存在显著的动力学效应.运用Kissinger法计算出其玻璃转变温度激活能(Eg)、晶化温度激活能(Ex)和峰值温度激活能(Ep)分别为424.7 kJ·mol-1,326.3 kJ·mol-1和297.1kJ·mol-1.从热力学模型角度出发,对该合金的非晶形成能力进行了分析,计算出其混合焓ΔHchem=-25.55 kJ.mol-1和归一化错配熵So/kB=0.78.结果表明,该块体非晶合金具有较强的非晶形成能力(AFA)NI良好的热稳定性.     

Ti40Zr25Ni8Cu9Be18非晶合金的晶化行为研究

采用吸铸法制备出直径3mm的Ti40Zr25Ni8Cu9Be18块体非晶合金，并采用X射线衍射（XRD）、差示扫描量热（DSC）和透射电镜（TEM）研究了非晶合金试样的结构，同时，分别采用连续升温晶化方法和等温退火方法研究了该非晶合金的晶化动力学行为和晶化过程中的相转变。结果表明：该非晶合金的结构弛豫和晶化行为均具有显著的动力学特征，且具有较好的热稳定性，其过冷液相区宽度△Tx为54K，一级晶化激活能Ep1为213．04kJ／mol；晶化过程为二级晶化反应，第1阶段晶化对应I相从非晶基体中析出，第2阶段的晶化反应则包括：I相转变为Laves相和Laves相从残余非晶基体中直接析出。     

块体非晶合金Zr45Cu48Al7激光焊接过程中晶化行为的研究

非晶合金作为一种异于晶态合金的金属材料,其受焊行为与晶态材料突出的区别在于非晶材料的晶化问题。采用了激光焊接技术连接块体非晶合金Zr45 Cu48Al7,研究了焊接过程中焊缝和热影响区的晶化行为。基于DSC实验结果,推导了块体非晶合金Zr45Cy48Al7晶化转变温度与加热速率立方根的正比关系,并将此结果应用于激光焊接加热过程中,进行了热影响区(HAZ)晶化体积的研究,分析了焊缝凝固后没有形成枝状晶的原因。     

ZrCuNiAlTi块体非晶合金的变温晶化行为

研究了Zr56．6Cu17．3Ni12.5Al9．6Ti4（at．％）块体非晶合金连续升温过程中的晶化行为。结果表明，随着升温速度的增加，特征温度Tg，Tx，Tp1，Tp2均向高温区移动，特征温度与升温速度的关系可以用一次指数衰减关系拟合。采用Kissinger法和Ozawa法分别计算了特征温度对应的激活能Eg，Ex，Ep1，Ep2。由于不同升温速度下特征温度对应的晶化体积分数几乎不变，因而，采用Kissinger法计算结果与Ozawa法的计算结果呈现一致性。Eg，Ex，Ep1，Ep2之间的大小关系为：Eg≈Ep1≈Ep2〈Ex。     

热膨胀方法研究Zr基块体非晶合金的晶化过程

利用电弧熔炼及铜模快速铸造法制备Zr41.2Ti13.8Cu12.5Ni10Be22.5块体非晶合金,通过热膨胀法测试晶化过程,与差示扫描量热法进行对比。通过高分辨电子显微镜观察晶化初期晶核的形成和长大规律。结果表明,热膨胀系数测试块体非晶合金的结构弛豫、玻璃转变、过冷液相区、晶化开始温度和晶化过程中不同晶化峰温度与差示扫描量热法测试结果完全吻合。在高分辨像中观察到近似球形的纳米晶粒和晶格条纹。然而,在高分辨像中很难辨认出晶化初期微小的晶化区域,只有对其进行快速傅里叶变换才能发现微小区域的晶化基本特征。     

Cu50Zr42Al8块状非晶合金的变温晶化行为研究

研究了Cu50Zr42Al8大块非晶合金在连续升温过程中的晶化行为.结果表明,随升温速度的加快,玻璃转变温度Tg、晶化起始温度Tx、晶化峰值温度Tp都向高温区移动,过冷温度区△Tx扩大;运用Kissinger法分别计算出玻璃转变激活能Eg为417.19 kJ/mol、晶化起始激活能Ex为332.18kJ/mol、晶化峰的激活能Ep为327.70kJ/mol;并运用FWO法计算晶化阶段激活能Ex,随晶化量的增大,阶段激活能呈逐渐减小的趋势,且在最初的阶段(晶化量小于5%),激活能迅速减小.分析表明,Cu50Zr42Al8块体非晶合金具有良好的热稳定性.     

Mg-Cu-Y块体金属玻璃的塑性变形特性

通过对Mg-Cu-Y块体金属玻璃在深过冷液体区间塑性变形特性的研究，探讨了影响其塑性变形的因素及其影响规律。结果表明，加载温度和时间均对其塑性变形有明显的影响，在深过冷液体区间，要达到合适的变形量，加载温度和时间必须适中；Mg-Cu-Y块体金属玻璃在压缩条件下能够发生流变，较好地复制模具表面的显微形貌。同时，在加载条件下，Mg-Cu-Y块体金属玻璃更容易发生晶化。     

ZrCuAlSi大块非晶合金变温晶化行为

利用铜模吸铸法制备Zr46.3Cu43.3Al8.9Si1.5(at%)大块非晶合金,利用示差扫描量热(DSC)仪研究合金连续升温过程中的晶化行为,利用Kissinger方法计算其特征温度表观激活能,利用Doyle方法计算其局域激活能。结果表明,Zr46.3Cu43.3Al8.9Si1.5大块非晶合金具有良好的热稳定性。利用Kissinger方法计算得到其玻璃转变激活能Eg为395.4kJ/mol、晶化起始激活能Ex为343.2kJ/mol、晶化峰的激活能Ep为343.0kJ/mol。Doyle方法计算其局域激活能表明,其晶化过程中,激活能明显越过一能量势垒后,再呈现逐渐减小的趋势。     

Zr50Ti5Cu18Ni17Al10块体金属玻璃的热稳定性和力学性能

采用差示扫描量热仪以连续加热的方式研究了Zr50Ti5Cu18Ni17Al10块体金属玻璃的热稳定性。其玻璃转变激活能(Eg)以及晶化激活能(Ep1和Ep2)分别为438±11,284±8和323±11kJ/mol。采用压缩试验研究了金属玻璃的室温力学性能,初始应变速率为1×10-4s-1。直径为3mm的金属玻璃棒呈现良好的力学性能,最大塑性应变达3%,杨氏模量和断裂强度的最大值分别为90GPa和1968MPa。多条剪切带的交织、分叉和滑移以及宽度为60?m的较大临界剪切台阶是Zr50Ti5Cu18Ni17Al10块体金属玻璃具有较高压缩塑性的主要原因。     

(Cu50Zr50)92Al8非晶合金在过冷液相区的超塑扩散连接

(Cu50Zr50)92Al8非晶合金在过冷液相区表现出优异的超塑性,并且成功的进行了超塑扩散连接(SPF/DB)。根据DSC曲线确定了非晶合金的过冷液相区范围为68℃,并且根据非晶合金在过冷液相区的压缩真实应力-应变曲线,选取了超塑扩散连接实验的连接压力为200MPa,连接温度为470~490℃。XRD图谱显示经过超塑扩散连接后的非晶合金发生了部分晶化,显微硬度提高。将经过超塑扩散连接的样品置于万能拉升机上进行三点弯曲实验至发生断裂,通过对断口形貌的观察分析和界面处的力学分析考察了连接质量。在保持连接压力200MPa不变的情况下,非晶合金获得最好连接效果的工艺参数是:连接温度480℃,连接时间3h。     

原子有序度对Zr55Al10Ni5Cu30非晶合金等温晶化过程的影响

通过改变母合金铸锭的重熔次数和熔体冷却速率获得3种具有不同原子有序度的Zr55Al10Ni5Cu30块体非晶合金,并采用差示扫描量热仪研究了原子有序度对该合金等温晶化过程的影响。结果表明,在等温晶化条件下,原子有序度的增加使Zr55Al10Ni5Cu30块体非晶合金孕育期明显减小;对晶化相的形核和长大机制几乎没有影响,均为形核速率随时间增加的扩散控制的三维长大;使Avrami指数出现一定程度的减小。     

钨颗粒增强大块非晶复合材料

利用不锈钢管水淬法制备出直径为10mm、钨颗粒体积分数达60％的非晶基复合材料。RXD分析表明，除元素W峰外，没有发现其它晶态相的析出。单轴压缩实验表明，复合材料能大幅度提高非晶合金的塑性应变。对非晶复合材料塑性变形机理进行了讨论。     

熔体过热水平对Cu36Zr48Ag8Al8块体非晶合金热稳定性和力学性能的影响

熔体过热度对Cu36Zr48Ag8Al8块体非晶合金的热稳定性和力学行为有显著影响。高的过热水平制备非晶合金的比热容大,初始缺陷密度小,热稳定性高。过热度越小,压缩塑性越小;抗压强度和维氏硬度随着过热度的减小先增加后下降。自由体积和残余应力共同影响不同吸铸电压制得非晶合金的力学性能     

Nd60Al10Fe20Co10金属玻璃的变形行为

利用材料测试系统(MTS)、X-Ray衍射(XRD)和扫描电镜(SEM)等手段研究了Nd基大块金属玻璃的变形行为和断裂特征.Nd基大块金属玻璃样品在室温下是脆性断裂,大约在500 K时变形模式从非均匀变形转变为均匀变形,在523 K以上表现出显著的塑性变形.在5×10-4 m/s的应变速率下,这种Nd基大块金属玻璃材料在523 K～600 K之间出现明显的屈服应力下降现象,随后进入1种稳定的粘性流动状态,而且这种屈服下降现象与温度和应变速率有关.这种在过冷液相区的变形行为与其他大块金属玻璃变形特征相似.合金的这种塑性变形行为表明了其存在稳定的过冷液相区,同时对其变形行为的研究有助于进一步了解Nd基大块金属玻璃的反常热稳定性.     

加压退火对 (La0.6Ce0.4)65Al10Cu25块体非晶合金晶化行为和热稳定性的影响

利用铜模铸造法制备了(La0.6Ce0.4)65Al10Cu25块体非晶合金,并在其过冷液相区内不同温度下,采用不同压力对该非晶合金进行加压退火处理,通过X射线衍射仪和差示扫描量热法研究了加压退火处理对该非晶合金晶化行为及热稳定性的影响。结果表明,加压退火促进了(La0.6Ce0.4)65Al10Cu25非晶合金的晶化过程,使得晶化初始温度Tx降低(dTx/dP=-5.17K/GPa),晶化激活能Ep随退火压力的增加而增大,并从能量和化学短程序畴的角度解释了加压退火对(La0.6Ce0.4)65Al10Cu25非晶合金晶化过程的影响机理。     

块体非晶合金(La0.6Ce0.4)65Al10Cu25晶化行为的研究

利用铜模铸造法制备(La0.6Ce0.4)65Al10Cu25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研究。利用J-M-A方程对其等温晶化动力学进行分析,该合金平均Avrami指数在2.39～3.38之间。区域Avrami指数n(x)分析表明,晶化初期n(x)趋于3;晶化中期阶段,n(x)由2.5变化到3.5,在此过程中,当2.5相似文献