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。     

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。     

合金系掺杂对FeCoCrMoCBY非晶合金热导率的影响

以Fe_(41)Co_7Cr_(15)Mo_(14)C_(15)B_6Y_2非晶合金为基体,通过掺杂Co_(65)Cr_(15)Zr_(10)W_(10)非晶合金成功获得了低热导率的Fe基大块非晶合金。利用四探针电阻率测试仪和激光闪射热导率测试仪分别测量合金的室温电阻率和25~150℃下的热导率。研究Co_(65)Cr_(15)Zr_(10)W_(10)非晶合金掺杂对电阻率和热导率的影响以及热导率随温度的变化关系。结果表明:在25~150℃范围内,Fe基大块非晶合金热导率随温度升高呈线性增加。Co_(65)Cr_(15)Zr_(10)W_(10)非晶合金的掺杂导致Fe基大块非晶合金的热导率和电阻率降低,当掺杂含量高于10 at%后,热导率趋于稳定。掺杂主要引起常温下声子热导率的变化,对电子热导率影响很小。提出了通过晶化温度Tx推算Fe基大块非晶合金常温下热导率的公式,声子热导率与Tx之间的关系符合Y=0.06756X-37.31568,总热导率与Tx之间的关系符合Y=0.06228X-30.58814。     

合金系掺杂对FeCoCrMoCBY非晶合金热导率的影响北大核心CSCD

以Fe_(41)Co_7Cr_(15)Mo_(14)C_(15)B_6Y_2非晶合金为基体,通过掺杂Co_(65)Cr_(15)Zr_(10)W_(10)非晶合金成功获得了低热导率的Fe基大块非晶合金。利用四探针电阻率测试仪和激光闪射热导率测试仪分别测量合金的室温电阻率和25~150℃下的热导率。研究Co_(65)Cr_(15)Zr_(10)W_(10)非晶合金掺杂对电阻率和热导率的影响以及热导率随温度的变化关系。结果表明:在25~150℃范围内,Fe基大块非晶合金热导率随温度升高呈线性增加。Co_(65)Cr_(15)Zr_(10)W_(10)非晶合金的掺杂导致Fe基大块非晶合金的热导率和电阻率降低,当掺杂含量高于10 at%后,热导率趋于稳定。掺杂主要引起常温下声子热导率的变化,对电子热导率影响很小。提出了通过晶化温度Tx推算Fe基大块非晶合金常温下热导率的公式,声子热导率与Tx之间的关系符合Y=0.06756X-37.31568,总热导率与Tx之间的关系符合Y=0.06228X-30.58814。     

Zr基非晶合金在拉伸条件下流变特征与本构方程

非晶合金的本构方程是其微小元器件成形的基础,由于压缩实验容易实现,因此目前多数研究是以这种方法建立非晶合金本构方程的,而系统地以拉伸实验确立非晶合金的本构方程还未见报道。文中采用铜模铸造法制备了(Zr_(33.2)Ti_(36.1)Ni_(5.8)Be_(24.9))_(91)Cu_9大块非晶合金,分别在不同温度和应变速率下,在非晶合金的过冷液相区对其进行拉伸实验。通过模型和数据分析,建立了非晶合金在拉伸条件下的Maxwell-Pulse本构方程。分析表明,在应变速率为0.5×10~(-3)s~(-1),温度高于622 K,或在622 K,应变速率低于0.5×10~(-3)s~(-1)时,非晶合金具有牛顿流变特征,反之为非牛顿流变。以样品在拉伸时的缩颈规律为基础,通过引入几何修正因子,考虑了缩颈对应力-应变关系的影响,使得Maxwell-Pulse本构方程可以较好的描述(Zr_(33.2)Ti_(36.1)Ni_(5.8)Be_(24.9))_(91)Cu_9非晶合金在过冷液相区的拉伸变形行为。     

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。     

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。     

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。     

通过制备非晶涂覆钢丝提高钢丝抗腐蚀性能（英文）

为了提高钢丝的耐腐蚀性能,使用连续涂覆工艺制备一系列锆基非晶合金(Zr_(41.2)Ti_(13.8)Cu_(12.5)Ni_(10)Be_(22.5))_(100-x)Nb_x(x=0,3,5,8,at%)涂覆Q195钢丝。相分析结果表明,涂层主要由非晶基体和一些金属间化合物组成;阳极极化实验发现所有非晶涂覆钢丝表现钝化行为,具有高的点蚀破钝电位和低的腐蚀电流。随着非晶涂层中铌含量增加,非晶涂覆钢丝的钝化区宽度增加,点蚀破钝电位升高。电子能谱分析发现,非晶涂覆钢丝抗点蚀性能提升可能与金属铌元素容易钝化,形成稳定钝化膜,同时能够稳定锆、钛,降低相分离有关。     

激光快速成形Ti_(64.52)Fe_(29.32)Zr_(5.86)Y_(0.30)医用合金组织与性能

利用"团簇+连接原子"结构模型构建了Ti-Fe-Zr-Y合金化双团簇模型,由此设计出成分为Ti_(64.52)Fe_(29.32)Zr_(5.86)Y_(0.30)的四元共晶合金,并利用激光快速成形技术在纯钛板上制备了该合金的成形体。利用X射线衍射仪、扫描电镜、电子探针、3D表面轮廓仪、显微硬度计、纳米压痕仪和电化学工作站,系统研究合金成形体的显微组织、表面粗糙度、硬度、弹性模量和耐蚀性能,并与Ti_(70.60)Fe_(29.40)二元共晶合金成形体进行了对比分析。结果表明:Ti_(64.52)Fe_(29.32)Zr_(5.86)Y_(0.30)合金呈现出细小的树枝状共晶组织形貌特征。钇的添加有效地抑制了Ti_4Fe_2O氧化物的形成,并增加了合金的成形性。Ti_(64.52)Fe_(29.32)Zr_(5.86)Y_(0.30)合金的硬度较Ti_(70.60)Fe_(29.40)合金的硬度提高了14%,弹性模量降低了32%,且该四元合金在Hank’s溶液中的耐蚀性明显优于Ti_(70.60)Fe_(29.40)二元共晶合金。     

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。     

退火对Ti_(35)Zr_(30)Be_(24)Cu_(7.5)Co_(3.5)块体非晶合金耐磨性的影响

采用销-盘法研究了直径?3 mm Ti_(35)Zr_(30)Be_(24)Cu_(7.5)Co_(3.5)块体非晶合金及其经623 K和653 K退火1 h后的耐磨性,利用SEM分析了磨损形貌。结果表明,经磨损后,试样磨损面显微硬度略有提高,有加工硬化现象出现;623 K温度下退火1 h后,相组成与铸态同为非晶相,试样磨损以局部剪切的塑性流变为主,磨损机制为疲劳磨损;随着温度提高到653 K退火1 h后,合金由部分非晶相及纳米相组成,显微硬度突升到1 042 HV,磨损以碎片剥落及犁沟为主,磨损机制为磨粒磨损。     

Ti_(35)Zr_(30)Be_(24)Cu_(7.5)Co_(3.5)块体非晶合金的摩擦磨损行为

利用铜模铸造法制备了直径为3mm的Ti_(35)Zr_(30)Be_(24)Cu_(7.5)Co_(3.5)块状非晶合金。在销-盘磨擦磨损试验机上测试了该非晶合金的磨擦磨损行为,采用扫描电镜(SEM)观察了非晶合金的磨损表面形貌,分析了该非晶合金的磨损机理。结果表明,随着载荷由10N增加到40N,非晶试样的磨损量增大,摩擦因数先增大后减小;磨损形貌由犁沟和部分剥落转变为以局部剪切为特征的塑性流变;磨损机理由磨粒磨损逐步转变为疲劳磨损。     

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。     

非晶合金复合材料的热塑性成形研究进展

非晶合金复合材料可以解决非晶合金室温脆性的问题,但其具有的高硬度、高强度的特点使之难以采用常规的机械加工手段进行成形,热塑性成形技术是制造非晶合金复合材料零件或构件的有效成形手段。基于非晶合金复合材料的热塑性成形,介绍了非晶合金复合材料在过冷液相区的热塑性变形行为,探讨了增强相形态、第二相体积分数、温度和应变速率对非晶合金复合材料热变形行为的影响,总结了常见的非晶合金复合材料的热塑性本构模型,介绍了非晶合金复合材料热塑性成形的典型工艺与方法,最后,展望了未来非晶合金复合材料热塑性成形研究的发展方向。     

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。     

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。     

Ni_(49)Ti_(51-x)Zr_x合金冷轧板相变温度及记忆性能研究

系统地研究了Ni_(49)Ti_(51-x)Zr_x合金冷轧板的相变温度及记忆性能。随着Zr含量的增加,Ni_(49)Ti_(51-x)Zr_x合金铸锭相变温度Af升高,在15%Zr(原子分数)时达到228℃,Mf先降低后升高。Ni_(49)Ti_(51-x)Zr_x合金板材的硬度随冷轧变形量增加而增加,随退火温度升高而降低。对于Ni_(49)Ti_(51-x)Zr_x合金25%冷轧变形量板材,随退火温度升高,锆的原子分数低于5%时合金板材的Af先降低再升高,Ni_(49)Ti_(41)Zr_(10)、Ni_(49)Ti_(36)Zr_(15)合金板材Af持续升高。随退火温度升高,冷轧板材记忆恢复应变先升高后降低,在500℃时具有最高值,双程可恢复应变升高;随Zr含量增加,可恢复应变降低,双程记忆恢复应变减小。     

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。     

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。