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.     

Mg65Cu25Y10和Mg60Cu30Y10镁基金属玻璃的形成及其热稳定性

通过水淬法制备出Mg65Cu25Y10和Mg60Cu30Y10金属玻璃,采用差热分析DTA和X射线衍射对其玻璃形成能力、热稳定性能进行了研究;利用显微维氏硬度仪测量硬度.结果显示Mg65Cu25Y10合金比Mg60Cu30Y10合金具有更好的玻璃形成能力,前者的过冷液态区间(△Tx=Tx1-Tg)高出后者7.6 K;经过等温退火后,Mg65Cu25Y10金属玻璃晶化起始温度在433 K～493 K之间,而Mg60Cu30Y10金属玻璃的晶化起始温度在533 K～573 K之间,说明Mg60Cu30Y10金属玻璃的热稳定性高于Mg65Cu25Y10;Mg60Cu30Y10较Mg65Cu25Y10有更高的硬度.     

Mg65Cu25Y10和Mg60Cu30Y10镁基金属玻璃的形成及其热稳定性

通过水淬法制备出Mg65Cu25Y10和Mg60Cu30Y10金属玻璃,采用差热分析DTA和X射线衍射对其玻璃形成能力、热稳定性能进行了研究;利用显微维氏硬度仪测量硬度.结果显示:Mg65Cu25Y10合金比Mg60Cu30Y10合金具有更好的玻璃形成能力,前者的过冷液态区间(△Tx=Tx1-Tg)高出后者7.6 K;经过等温退火后,Mg65Cu25Y10金属玻璃晶化起始温度在433 K～493 K之间,而Mg60Cu30Y10金属玻璃的晶化起始温度在533 K～573 K之间,说明Mg60Cu30Y10金属玻璃的热稳定性高于Mg65Cu25Y10;Mg60Cu30Y10较Mg65Cu25Y10有更高的硬度.     

Mg—Cu—Zn—Y块体金属玻璃的形成

采用Zn元素部分替代易形成玻璃合金Mg65dCu25Y10中的Cu元素,形成Mg65Cu20Zn5Y10合金,添加Zn元素可显著提高合金的玻璃形成能力,通过熔体铜模浇铸可制备出直径为6mm的Mg65Cu20Zn5Y10金属玻璃圆棒,与无Zn合金相比较,Mg65Cu20Zn5Y10四元金属玻璃的晶化转变更为复杂,晶化过程由四步完成,尽管过冷液态温度区间△Tx减小,但约化玻璃转变温度Trg值略有增加。     

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。     

试样尺寸对镁基块体金属玻璃压缩力学行为的影响

研究试样直径和高径比对3种镁基块体金属玻璃Mg65Cu25Gd10、Mg65Cu20Ni5Gd10和Mg75Ni10Gd10压缩变形行为的影响,探讨镁基块体金属玻璃断裂模式的转变机制。压缩应力—应变曲线和断口扫描电镜观察结果表明:镁基块体金属玻璃Mg65Cu25Gd10、Mg65Cu20Ni5Gd10和Mg75Ni10Gd10在压缩条件下可在3个不同的变形阶段发生断裂,第1个是弹性变形阶段,在此变形阶段金属玻璃都以解理方式断裂,无塑性;第2个变形阶段的断裂为解理和剪切混合方式断裂,金属玻璃具有一定的剪切塑性变形;第3个变形阶段为稳定剪切锯齿塑性流变阶段,在此变形阶段金属玻璃都是以剪切方式断裂,具有稳定的塑性变形;镁基块体金属玻璃的断裂模式与尺寸有关,减小试样的直径和高径比都有利于块体金属玻璃由解理断裂向剪切断裂的转变,强度和塑性也相应地得到提高。     

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．     

Mg-Cu-Y合金非晶形成能力及热稳定性分析

利用单辊甩带法快速凝固技术制备Mg65Cu25Y10合金非晶薄带,采用X射线衍射仪、差示扫描量热仪对非晶薄带的玻璃形成能力及其热稳定性进行了分析,通过Kissinger法和Ozawa法计算了Mg65Cu25Y10非晶合金的表观激活能。结果表明,Mg65Cu25Y10非晶合金具有较强的玻璃形成能力,其过冷液相区宽度值在42⁵6 K之间,约化玻璃转变温度为0.52。Mg65Cu25Y10非晶合金的热稳定性较高,其玻璃转变激活能和起始晶化激活能分别为352.0、137.5 kJ/mol,两个晶化峰值激活能分别为61.2 kJ/mol和81.4 kJ/mol。Mg65Cu25Y10非晶合金的玻璃化转变和晶化均具有动力学效应,随着升温速率提高,非晶合金的特征转变温度向高温区移动。     

Mg-Cu-Y合金非晶形成能力及热稳定性分析

利用单辊甩带法快速凝固技术制备Mg65Cu25Y10合金非晶薄带,采用X射线衍射仪、差示扫描量热仪对非晶薄带的玻璃形成能力及其热稳定性进行了分析,通过Kissinger法和Ozawa法计算了Mg65Cu25Y10非晶合金的表观激活能。结果表明,Mg65Cu25Y10非晶合金具有较强的玻璃形成能力,其过冷液相区宽度值在42~56 K之间,约化玻璃转变温度为0.52。Mg65Cu25Y10非晶合金的热稳定性较高,其玻璃转变激活能和起始晶化激活能分别为352.0、137.5 kJ/mol,两个晶化峰值激活能分别为61.2 kJ/mol和81.4 kJ/mol。Mg65Cu25Y10非晶合金的玻璃化转变和晶化均具有动力学效应,随着升温速率提高,非晶合金的特征转变温度向高温区移动。     

Y和Tb对Mg65Cu25Y10-xTbx块体非晶合金玻璃形成能力的影响

用真空吹铸法制备了直径为2 mm的Mg65Cu25Y10-xTbx（x=0,2,4,6,8,10）块体非晶合金棒,采用X射线衍射分析（XRD）、差热分析（DTA）分别对非晶合金的结构和形成能力进行了研究.结果表明：Mg65Cu25Y10-xTbx合金均能形成非晶合金;随着合金元素Tb含量的增加其玻璃形成能力逐渐增强,当x=8时,合金的玻璃形成能力最强,随后当x=10时,有所下降.通过对Mg65Cu25Y10-xTbx合金系的电负性差与原子尺寸参数的计算,合理地解释了产生这一现象的原因可能是由于Mg65Cu25Y10-xTbx合金的电负性差的变化所引起的;当x=6,8时,合金的玻璃形成能力较强,DTA图显示其成分可能属于共晶点成分,同时通过计算得出此两种非晶合金的λ值与由原子团族模型推导出的λ=0.18相差较大.     

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。     

Mg_(65)Cu_(25)Y_(10)块体非晶合金的晶化组织(英文)

将普通铜模浇铸法制得的Mg65Cu25Y10块体非晶合金试样置于200°C进行保温处理,对处理后的试样的相组成和显微组织进行研究。XRD分析结果表明,该块体非晶的晶化随保温时间的延长趋于完全,在此过程中有Mg2Cu、Mg24Y5和HCP-Mg等晶体相析出。通过SEM观察到雪花状组织,EDS结果表明该雪花状组织的成分接近于铸态合金的成分,TEM分析表明其为层片状结构。电子衍射花样分析表明,雪花状组织由Mg24Y5晶体和非晶相组成。在保温过程中,基体中的FCC-Mg会转变为HCP-Mg。     

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     

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。     

钕含量对Mg-Cu-Nd非晶合金贮氢性能的影响

通过溶体快淬成功制备了（Mg65Cu25）100-xNdx（x=2，5，7，10）非晶／纳米晶贮氢合金，利用透射电镜、x射线衍射仪和差热分析仪研究了合金的微观组织结构及其热性能，采用ARBINBTW-2000型电池测试仪研究了合金的贮氢性能。结果表明：随着钕含量的增高，合金的贮氢量呈现上升趋势。非晶（Mg65Cu25）93Nd7合金具有最好的贮氢动力学性能和贮氢容量，最高贮氢量达到3．O％（质量分数），而纳米晶（Mg65Cu25）98Nd2具有最低的贮氢动力学性能和贮氢容量。研究还表明，随着钕含量的增高，合金的非晶形成能力增强，非晶的这种独特的短程有序结构是提高贮氢性能的主要因素。     

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。     

Mg65Cu25Gd10非晶合金的腐蚀行为

采用电化学方法研究了块体Mg65Cu25Gd10非晶合金在0.01 mol/L,pH=13的NaCl溶液及0.1 mol/L,pH=13的NaOH溶液中的腐蚀行为.在2种电解质溶液中,非晶合金样品的极化曲线具有明显的钝化区和较低的钝化电流密度.浸蚀样品的表面形貌和腐蚀产物采用SEM和EDS来表征.恒电位钝化后样品表面层化学信息运用DP-XPS来考察.结果表明,样品在NaOH溶液中形成致密少孔的钝化膜,而在含Cl离子的溶液中,样品表面钝化膜疏松且多孔,导致合金在含Cl离子的溶液中具有较低的耐蚀性.     

纳米晶(FeCo)78Nb6B15Cu1合金晶化过程及其磁特性研究

采用熔体快淬法制备(FeCo)78Nb6B15Cu1非晶薄带,通过DSC测试薄带的晶化特性,并据此在400,500,700和750℃进行1h退火处理。用XRD和SEM分析薄带在不同退火温度下的晶化行为,并用VSM测试薄带与粉体的静态磁参数。结果表明:对于固定成分的Hitperm合金,选择合适的退火温度,可控制晶粒大小和晶相比例。由于晶粒表面无序磁矩含量的变化,导致材料比饱和磁化强度发生变化,同时更小的纳米晶粒对降低矫顽力有利。由于淬态引入的微量结晶,薄带存在表面晶化现象,这在一定程度上会恶化材料的静态磁特性。     

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。