铜基非晶合金复合材料在NaCl溶液中的腐蚀行为研究

通过差示扫描量热法,设定升温速率为10 K/min,确定了铜基块体非晶合金Cu_(47.5)Zr_(47.5-x)Al_5Hf_x(x=0,9.5)的玻璃转变温度Tg为712～722 K,晶化温度Tx为747～766 K。结果表明,通过退火处理可获得铜基非晶合金或非晶-纳米晶复合材料。退火温度和退火时间影响组织结构和显微硬度。当退火温度高于Tg时,随着退火温度的升高以及退火时间的延长,显微硬度和结晶度逐渐增加然后趋于平缓。通过浸泡法和动电位极化法研究了铸态试样以及不同条件下退火后试样在3.5%(质量分数) NaCl溶液中的腐蚀行为。结果表明,Cu_(47.5)Zr_(47.5-x)Al_5Hf_x(x=0,9.5)试样在3.5%NaCl溶液中发生点蚀。与铸态试样相比,在623 K (即低于Tg)或773 K(即略高于Tx)退火30 min试样的自腐蚀电位升高,腐蚀电流密度略微增加,耐蚀性变化不大。在923 K (即远高于Tx)退火30 min后试样的自腐蚀电位显著降低,腐蚀电流密度变化不大,耐腐蚀性变差。Hf含量对耐腐蚀性的影响较小。     

退火温度对Zr_(56)Cu_(19)Ni_(11)Al_9Nb_5非晶合金电化学性能的影响

通过差示扫描量热法(DSC)、X射线衍射仪(XRD)、扫描电镜(SEM)、动电位极化法和电化学阻抗图谱(EIS),研究了退火温度对Zr_(56)Cu_(19)Ni_(11)Al_9Nb_5非晶合金在3.5%的NaCl溶液中电化学性能的影响。结果表明,升温速率为10K/min时,试样的玻璃化转变温度Tg为689.0K,晶化温度Tx为733.3K。铸态试样以及在623K和723K退火30min的试样具有非晶结构,在823K和923K退火30min试样发生晶化并且随着温度的升高晶化程度逐渐增加。随着退火温度升高,铸态试样以及在623～923K退火30min试样的自腐蚀电位先正移然后负移,腐蚀电流密度先减小然后增加,容抗弧半径先增加然后减小,表明耐腐蚀性先增强然后减弱,且在723K退火后耐腐蚀性最好,在923K退火后耐腐蚀性最差。     

Cu-Zr-Al-Y块体非晶合金复相材料的力学性能

利用铜模喷铸法和等温退火热处理,制备具有不同晶化程度的(Cu_(47)Zr_(45)Al)8)_(98.5)Y_(1.5)块体非晶基复相材料(BMGCs),研究了其显微组织与力学性能的关系。结果表明,随着退火温度增加,(Cu_(47)Zr_(45)Al)8)_(98.5)Y_(1.5)非晶基复相材料的晶化分数(V_f)上升,相转变进程为:非晶→非晶+Cu_(10)Zr_7→非晶+Cu_(10)Zr_7+AlCu_2Zr+Al_2Zr。晶化过程中结晶相的析出强化作用能明显提高合金的显微硬度,760K退火20min后合金最大硬度(HV)可达691。合金断裂强度随退火温度升高先增加后减小。680K等温退火后合金断裂强度达到最高,为1 950MPa。断口SEM显示随着热处理温度提高,非晶基复相材料断裂模式由韧-脆混合断裂模式向解理脆性断裂模式转变。试验结果表明,可以通过控制退火温度、退火时间等参数对Cu基块体非晶基复相材料的力学性能进行调控。     

预退火时间对Pd40Cu30Ni10P20玻璃转变及晶化的影响

采用示差扫描量热(DSC)分析方法,测定了大块非晶合金Pd40Cu30Ni10P20经523 K((Tg-100 K)＜7＜Tg)不同时间(0～64 h)预退火后的玻璃转变温度7g、玻璃转变峰温度TM、起始晶化温度Tx、晶化峰的峰温Tp、晶化焓以及在玻璃转变过程中的比热容增量,并根据Kissinger公式计算了晶化的表观活化能.同时,测量了不同时间预退火后样品的显微硬度.结果表明:在玻璃转变温度以下的预退火处理使Pd40Cu30Ni10P20大块非晶合金的微观原子组态发生变化,从而影响了其随后的玻璃转变行为,但对晶化的影响不大.其显微硬度随预退火时间的延长而逐步增加后趋于稳定.并利用结构弛豫理论分析了预退火对玻璃转变、晶化和显微硬度的影响.     

ZrCuAlNi非晶合金的弹性性能及结构弛豫

利用动态机械分析法(DMA)研究了锆基非晶合金Zr_(60.6)Cu_(18.6)Ni_(11.7)Al_(9.1)和Zr_(54.45)Cu_(29.7)Al_(9.9)Ni_(4.95)Y_1的弹性性能随温度的变化以及与结构弛豫有关的弹性异常和能量衰减。通过差示扫描量热法(DSC)确定了玻璃转变温度T_g分别为689K和654K,晶化温度T_x分别为733K和724K。X射线衍射(XRD)分析表明结构均为非晶结构。DMA结果表明,储能模量在T_g附近出现拐点或谷。损耗模量和损耗因子在T_g附近出现峰值,且随着频率的升高,峰值幅度减小,峰值温度基本不变。β弛豫表现为额外的翼。     

晶化对CoFeBSiNb非晶合金组织及磁性能的影响

采用铜模吸铸法制备直径为2 mm的Co_(47.6)Fe_(20.4)B_(21.9)Si_(5.1)Nb_5非晶合金。利用X射线衍射仪(XRD)、差示扫描量热仪(DSC)、振动样品磁强计(VSM)和显微硬度计研究了晶化对合金相结构、磁性能及显微硬度的影响。结果表明:Co_(47.6)Fe_(20.4)B_(21.9)Si_(5.1)Nb_5非晶合金退火后的晶化过程为非晶相→非晶相+Fe_(23)B_6相→Fe_2B+Fe_3Si+Co_7Fe_3+未知相。该合金的饱和磁化强度随退火温度的升高先降后升,在1123 K退火后最高达到93.14 A·m~2·kg~(-1)。合金晶化后具有极高的显微硬度,在1073 K退火后显微硬度高达1721 HV。     

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.     

等温退火对Fe_(60)Co_8Zr_(10)Mo_5W_2B_(15)大块非晶合金力学性能的影响

通过铜模真空吸铸法制备出直径为2 mm的Fe60Co8Zr10Mo5W2B15非晶合金棒,采用X射线衍射仪、示差扫描量热仪、显微硬度仪及万能试验机,研究了该非晶合金的结构和热稳定性及等温退火对其力学性能的影响。结果表明,该非晶合金的显微硬度、抗压强度和相对应变率分别为1343 HV、972.6 MPa和0.059%;在过冷液相区内退火,合金的显微硬度有所下降,而高于晶化温度退火,合金的显微硬度增大,显微硬度整体表现为随退火温度的升高逐渐增大的变化趋势;压缩变形过程中合金只表现出弹性变形,随退火温度的升高,合金抗压强度和相对应变率均逐渐下降。     

铝含量对(Zr_(0.761)Cu_(0.147)Ni_(0.092))_(93-x)Al_(7+x)非晶合金的热稳定性及其力学性能的影响

采用铜模吸铸法制备(Zr_(0.761)Cu_(0.147)Ni_(0.092))_(93-x)Al_(7+x)(x=0,1,2,3,5,7(摩尔分数,%))块体非晶合金,采用同步示差扫描量热仪(DSC)、万能试验机和显微硬度计测试各试样的过冷液相区、压缩塑性和显微硬度,利用X射线衍射(XRD)和扫描电镜(SEM)等手段对其微观结构和力学性能的关系进行分析。结果表明:随着Al含量的增加,(Zr_(0.761)Cu_(0.147)Ni_(0.092))_(93-x)Al_(7+x)非晶合金的玻璃转变温度T_g、初始晶化温度T_x均呈现增大的趋势,而过冷液相区ΔT_x先增大后减小,在x=3时达到最大的94 K。合金塑性变形ε_p随着Al含量的增加先增大后减小,在x=3时达到最大值为15.82%;合金屈服强度σ_s和显微硬度HV都呈现增强的趋势,在x=7时取得最大值,分别为1713和4095 MPa。     

退火温度对Mg61Cu28Gd11块体非晶结构与性能的影响

对Mg61Cu28Gd11块体非晶在其玻璃转变温度以下温度(325、350、375和400 K)等温退火1 h,用X射线衍射仪(XRD)、差热扫描量热仪(DSC)、纳米压痕仪、扫描电子显微镜(SEM)、显微维氏硬度计等分析研究了低温退火对其热稳定性、微区力学性能及变形的影响,并分析了塑性变形机理.结果表明,低温退火后非晶原子的短程有序性增加,非晶结构的稳定性变差,并在400K发生部分晶化.同时,在325～375 K范围内,显微硬度和弹性模量E随退火温度的升高而增大,塑性变形量Dn和最大压入深度Dmax减小;400 K退火后,由于少量析出的晶体相与压头下新产生的自由体积相互作用,合金抵抗变形能力减弱,显微硬度和弹性模量E降低,Dn和Dmax提高.     

退火对(Nd,Pr)_(12.8)Dy_(0.2)Fe_(77.4)Co_(4.0)B_(5.6)快淬薄带晶化行为的影响

采用高真空高纯氩DSC测量了(Nd,Pr)12.8Dy0.2Fe77.4Co4.0B5.6非晶快淬薄带以及不同温度退火薄带的连续加热曲线,计算了晶化激活能、频率因子、晶化体积分数、晶化速率,研究了预退火前后薄带的晶化动力学和晶化过程。结果表明(Nd,Pr)12.8Dy0.2Fe77.4Co4.0B5.6快淬薄带在30 K/min加热速度时DSC曲线起始晶化温度865.8 K、峰值晶化温度877.2 K、晶化结束温度901.7 K,居里温度转折点581.2 K,富稀土相的初始熔化点1003.6 K。在高于峰值晶化温度或晶化结束温度退火10 min的薄带非晶完全晶化,居里温度处形成吸热峰,而低于803.0 K退火处理的薄带以及快淬薄带在相近温度处只有DSC转折点。相对于快淬薄带直接晶化的特征,在低于起始晶化温度的693.0~743.0 K退火处理的薄带晶化峰形相近;803.0 K退火处理后薄带的晶化峰的温度范围增宽:在10~40 K/min相同加热速度下其起始晶化温度均降低1.4%,晶化结束温度在加热速度20~40 K/min时达到、甚至高于快淬薄带直接晶化结束温度;在低于快淬薄带直接晶化的峰值晶化温度之前存在一个具有相同晶化速率的临界温度,在低于该临界温度时,退火薄带比快淬薄带具有较高的晶化速率、更不稳定;而在高于该临界温度,退火薄带比快淬薄带具有较低的晶化速率。     

7A04表面纳米化组织的热稳定性

用旋转辊压塑性变形方法在7A04铝合金表层获得纳米晶组织,用DSC和透射电镜研究了表面纳米晶组织的热稳定性.DSC测试结果表明7A04铝合金表面纳米晶的再结晶温度在473K左右,透射电镜分析表明表面纳米化样品473K退火后晶粒没有明显长大,平均晶粒尺寸约100nm.旋转辊压变形160min,表面层显微硬度由160HV升高到335HV,473K退火后显微硬度下降至250HV,但仍高于基体,573K退火后从表层到基体的显微硬度均明显下降.结果表明7A04表面纳米化组织的使用温度在473K以下.     

深冷预处理对铁基非晶合金晶化过程的影响

采用XRD、DSC研究了深冷预处理对Fe_(67.5)Ni_1Al_5Ga_2P_(9.65)C_(6.75)B_(4.6)Si_3Sn_(0.5)铁基非晶合结构和晶化过程的影响。结果发现:经深冷预处理,铁基非晶合金内部中程有序的原子结构发生改变;晶化退火处理之后,样品晶粒的平均尺寸增大,晶化面积减少;晶化样品的T_g、T_x及T_p增大,混合焓ΔH减小。研究表明:深冷预处理能抑制非晶合金在晶化过程中的形核,降低非晶合金的形核率;晶化后热稳定性提高。     

Nd56Fe30Al10Dy4大块非晶合金晶化过程中磁性及微观结构的研究

采用铜模吸铸法制备Nd56Fe30Al10Dy4大块非晶合金,利用差示扫描量热仪(DSC)、振动样品磁强计(VSM)、X射线衍射仪(XRD)和扫描电镜(SEM)研究了该合金晶化过程中磁性及微观结构的变化。结果表明,铸态下合金表现为明显的硬磁性,在765 K退火后,合金中有少量晶态相产生,内禀矫顽力和饱和磁化强度略有下降。随着退火温度升高,合金中晶态相的相对含量逐渐增加,非晶相的相对含量逐渐减少,饱和磁化强度逐渐降低,但其内禀矫顽力变化不大。810 K退火后,合金完全晶化,铁磁性消失。结合合金的磁性能、微观结构、铁磁交换耦合作用的结果分析,Nd基大块非晶合金的矫顽力来源于合金中非晶相,但非晶相的相对含量却对矫顽力影响不大,这可以用强钉扎机制进行解释。     

7A04表面纳米化组织的热稳定性

用旋转辊压塑性变形方法在7A04铝合金表层获得纳米晶组织，用DSC和透射电镜研究了表面纳米晶组织的热稳定性。DSC测试结果表明7A04铝合金表面纳米晶的再结晶温度在473K左右，透射电镜分析表明表面纳米化样品473K退火后晶粒没有明显长大，平均晶粒尺寸约100nm。旋转辊压变形160min，表面层显微硬度由160HV升高到335HV，473K退火后显微硬度下降至250HV，但仍高于基体，573K退火后从表层到基体的显微硬度均明显下降。结果表明7A04表面纳米化组织的使用温度在473K以下。     

冷却速率对Zr基非晶合金热力学参数的影响

为了研究熔体冷却速率对Zr65Cu17.5Ni10Al7.5非晶合金热力学参数的影响,采用真空电弧熔炼及水冷铜模吸铸法,制备了厚度分别为1 mm、2 mm、3 mm的片状非晶合金试样,并分别用X射线衍射仪(XRD)和差示扫描量热仪(DSC)对样品的结构和热稳定性进行了表征。结果表明,随着冷却速率的降低,晶化开始温度T_x、晶化峰值温度T_p先降低再升高,而玻璃转变温度T_g却先升高再降低,导致过冷液相区Δ_T先降低再升高。1 mm和2 mm试样的表观晶化激活能(E_x和E_p)相差不大,而3 mm的表观晶化激活能略微增大;3个试样的玻璃转变激活能Eg几乎相同。     

退火处理对FeNiAIGaPBSiC非晶合金热力学参数的影响

利用XRD和DSC测定了Fe68NilA15Ga2P9.65B4.6Si3C6.75非晶在淬火态和高低温结构弛豫后的热力学参数,并计算出相关的混合焓△H值.研究结果发现:随着弛豫退火温度的升高,玻璃转变温度Tx和晶化初始温度Tx呈升高的趋势,晶化峰值温度变化不明显;经673 K高温弛豫后,合金的晶化焓值高于573 K低温弛豫后的值.实验证明:退火后的两种合金的热稳定性都有所增强,经573 K低温退火处理后的非晶合金更加稳定.     

预退火时间与Fe68Ni1Al5Ga2P9.65B4.6Si3C6.75玻璃转变热力学参数的关系

采用DSC、XRD 检测方法,分析了经673 K((Tg-100 K)＜T＜Tg)不同时间(20,40,60 min)预退火处理后,Fe68Ni1Al5GazP9.65B4.6Si3C6.75非晶合金的玻璃转变温度Tg、起始晶化温度Tx、晶化峰温度Tp、玻璃转变过程中的比热容增量△Cp,g的变化以及经823 K晶化反应后的XRD图谱.结果表明:Fe68Ni1Al5Ga2P9.65B4.6Si3C6.75非晶合金的玻璃转变温度Tg和比热容增量△Cp,g随预退火时间的延长而逐步增加;起始晶化温度Tx和第一晶化峰温度Tp1随预退火时间呈现出逐渐减小的趋势;其晶化后样品衍射峰形貌相似,衍射峰的强度略有不同.利用结构弛豫理论对实验结果进行了分析.     

电沉积纳米晶Ni-Co-Fe合金镀层的热稳定性

用脉冲电沉积方法制备表面平整光亮的纳米晶Ni-Co-Fe合金镀层.采用XRD、TEM、EDS、DSC和显微硬度计分别研究纳米晶Ni-Co-Fe合金镀层的微观结构、化学成分、热稳定性及其硬度.结果表明:纳米晶Ni-Co-Fe合金镀层的晶体结构为单相的面心立方结构,其晶粒尺寸随镀层Co含量的增加而减小;合金镀层的显微硬度随退火温度的升高而提高,在300～375℃时达最大值,存在明显的退火再强化,之后,随着退火温度的继续升高明显下降;当镀层在低于375℃退火时,晶粒长大速度较慢;而当镀层在高于450℃退火时,晶粒迅速长大,并呈现较强的(111)织构.升温速率为20℃/min时,纳米晶Ni-Co-Fe合金镀层的DSC结果显示,晶粒长大的峰值温度随镀层Co含量的增加而升高.由Kissinger方程求得纳米晶Ni-Co-Fe合金的晶粒长大激活能随镀层Co含量的增加而增大.     

Ni_(60)Nb_(40)与Ni_(40)Nb_(60)非晶合金的低温晶化行为

采用X射线衍射(XRD)、差热分析(DTA)和电子显微镜研究Ni60Nb40和Ni40Nb60快淬非晶的晶化行为。结果表明,在10 K/min加热速率下采用差热分析测得Ni60Nb40和Ni40Nb60的非晶初始晶化温度分别为913和917K,且两种非晶样品在低于各自初始晶化温度退火时均发生了晶化。其中,Ni60Nb40样品经763 K退火48 h后仍保持非晶态,而经873 K退火1 h后,则析出面心立方纳米晶颗粒;对于Ni40Nb60非晶合金,在763 K温度下退火48 h就发生晶化,析出面心立方纳米相。晶化样品中均发生明显的成分偏聚现象。结合金属玻璃中的微结构与动力学不均匀性以及β弛豫过程,初步探讨Ni60Nb40和Ni40Nb60快淬非晶相关低温纳米晶化行为的内在机制。