非晶态Zr65Cu17.5Ni10Al7.5合金氧化和晶化过程研究

利用X射线衍射（XRD）和差示扫描量热法（DSC）研究了在连续加热条件下非晶态Zr65Cu17.5Ni10Al7.5合金在空气中的氧化和晶化过程。结果表明，在450℃以下，非晶态Zr65Cu17.5Ni10Al7.5合金表面的ZrO2晶粒长大过程服从抛物线规律；当温度超过450℃时，由于非晶基体内部发生晶化过程，阻碍了表面氧化过程的发展，此时ZrO2晶粒大小满足线性规律，并给出了ZrO2晶粒尺寸与温度的函数表达式。非晶态Zr65Cu17.5Ni10Al7.5合金的晶化过程是先形成二十面体相，然后转变为稳定的晶化相。     

不同吸铸电压对Zr63Cu17.5Al7.5Ni10Fe2非晶形成能力和力学性能的影响

对以Zr65Cu17.5Al7.5Ni10为基体的非晶合金中添加微量廉价的Fe元素,采用铜模吸铸法在不同电压下制备出直径 3 mm大块非晶合金.利用X 射线衍射(XRD),扫描电子显微镜(SEM)和微机控制电子式万能试验机等技术手段研究了不同吸铸电压对Zr60Cu17.5Al7.5Ni10Ti5大块非晶合金的微观结构、玻璃形成能力、压缩力学性能以及断口形貌的影响.结果表明非晶材料的性能与吸铸电压有着密切相关的联系.     

激光熔覆Zr65Al7.5Ni10Cu17.5复合涂层组织结构

在钛基体上激光熔覆Zr65Al7.5Ni10Cu17.5合金粉末，得到含非晶、纳米晶复合涂层。涂层由金属间化合物和非晶、纳米晶构成。涂层按组织形貌分为3层：表面枝晶区、中部细晶区和结合区枝晶区。金属间化合物为Al2Zr3,Zr2Cu和Zr2Ni，纳米晶为简单四方Al2Zr3相，晶格常数为：a=b=76．18nm，c=69．85nm。     

摩擦焊焊接块体非晶合金Zr65Cu12.5Al7.5Ni15

采用传统摩擦焊焊接方法连接具有良好非晶形成能力的Zr65Cu12.5Al7.5Ni15(at%)块体非晶合金.微区X射线衍射结果显示,整个焊接接头保持了非晶特性,无晶化反应发生.对摩擦焊焊接方法成功连接块体非晶合金Zr65Cu12.5Al7.5Ni15的原因进行了分析.     

反复熔炼对Zr基大块非晶合金玻璃形成能力的影响

研究了反复熔炼对Zr60Al15Ni25和Zr65Al7.5Ni10Cu17.5合金的玻璃形成能力的影响。DSC分析表明，随着熔炼次数的增多，Zr60Al15Ni25非晶合金的玻璃转变温度和晶化开始温度都提高，而Zr60Al7.5Ni10Cu17.5非晶合金的特征温度基本没有发生变化。Zr60Al15Ni25合金的熔化焓由于反复熔炼而降低，在热力学上有利于非晶相的形成。根据反复熔炼对铸锭凝固组织进而对合金熔体中的短程序的影响，讨论了玻璃形成能力的变化及原子间的结合力对短程序尺寸的影响，分析了2种合金对反复熔炼处理的敏感性的不同。     

轧制对Zr65Al7．5Ni10Cu17．5块体非晶合金硬度的影响

用等速率连续加热退火获得不同驰豫态的Zr65Al7.5Ni10Cu17.5块体非晶合金,在室温下对其进行轧制变形,分析变形后材料的结构.结果发现,最大变形量为95%时,该非晶合金仍然保持单一的非晶结构,不断进行的轧制变形仅是在其中引入了逐渐增多的剪切带,非晶合金的硬度也因此而不断下降.非晶合金在变形前的弛豫程度越高,硬度下降的越快.虽然非晶合金的自由体积在应变量大于80%时达到饱和,但随变形量的提高硬度继续下降.     

Zr65Al7.5Ni10Cu17.5块状非晶晶化过程的电镜研究

用透射电镜对Zr65Al7.5Ni10 Cu17.5块状非晶合金的晶化过程进行了研究。发现晶化过程的不同阶段相的组成是不同的。710K时 ,主要是tI CuZr2 相和tP Al2 Zr3 相 ,两者有固定的取向关系 :[0 10 ]tI∥ [0 10 ]tP,(10- 3) tI∥(2 0 2 ) tP。在 76 0K时 ,除了前面的两个相外 ,又出现了hP2 Al2 NiZr6相和hP3 α Zr相 ,两者也有固定取向关系 :[113]hP2 ∥ [0 0 1]hP3 ,(14- 1) hP2 ∥ (2 1- 0 ) hP3 。根据它们的晶格常数的相似性可以把晶化相归纳为两类 :tI ,oC ,hP3 和tP ,hP1,hP2 。这些相都是Zr基的 ,但前者富Cu和Ni,后者富Al。用电镜得到的结果来标定X射线衍射谱 ,结果吻合很好。     

摩擦焊焊接块体非晶体合金Zr65Cu12．5Al7．5Ni15

采用传统摩擦焊焊接方法连接具有良好非晶形成能力的Zr65Cu12．5Al7．5Ni15（at％）块体非晶合金。微区X射线衍射结果显示，整个焊接接头保持了非晶特性，无晶化反应发生。对摩擦焊焊接方法成功连接块体非晶合金Zr65Cu12．5Al7．5Ni15的原因进行了分析。     

半固态处理对Zr_(60)Cu_(17.5)Al_(7.5)Ni_(10)Ti_5非晶形成能力和力学性能的影响

采用铜模吸铸法将Ti元素添加到Zr65Cu17.5Al7.5Ni10非晶合金中,制备得到直径为3 mm的大块非晶合金。采用X射线衍射(XRD)、扫描电子显微镜(SEM)、示差扫描量热仪(DSC)和微机控制电子式万能试验机等研究半固态处理对Zr60Cu17.5Al7.5Ni10Ti5大块非晶合金的微观组织结构、非晶形成能力、压缩力学性能以及断口形貌的影响。结果表明:半固态处理技术对非晶合金材料的组织结构和力学性能有很大的影响,能够提高非晶合金的强度和塑性;半固态下Zr60Cu17.5Al7.5Ni10Ti5表现出较好的非晶形成能力,表征非晶形成能力的参数Trg为0.618 9,过冷液相区△Tx达到40 K;且当吸铸电压为7 kV时试样的塑性最好,为1.94%,强度为1 487.411 MPa。     

Zr65Cu12.5Ni10Al7.5Ag5玻璃合金初期晶化结构的电子显微分析

采用等温差示扫描量热分析(DSC)和透射电镜(TEM)观察相结合的方法,研究了Zr65CU12.5Ni10AI7.5Ag5非晶合金玻璃转变和晶化过程.利用DSC对合金晶化过程实时监控,在加热到不同温度随炉冷却退火后对样品进行TEM分析,观察其不同阶段的微观结构变化,揭示其晶化特征.结果发现:Zr65Cu12.5Ni10Al7.5Ag5急冷合金晶化过程分为3段.初期晶化相为二十面体准晶I相,在I相与非晶基体之间没有明显的成分差异,准晶相相比于非晶基底略富Zr贫Cu;初期二十面体准晶相形核密度高生长迅速,通过消耗非晶相紧密堆积生长:晶化第1阶段结束后仍有残余非晶相存在.     

Zr55Al10Ni5Cu30合金熔体与不锈钢的润湿行为

用座滴法研究了Zr55Al10Ni5Cu30合金熔体与不锈钢基片在连续升温和不同温度下保温20 min的润湿动力学,用扫描电镜观察了润湿冷凝样品的界面形貌,用能谱分析、X射线衍射等研究了界面反应,分析了Zr55-Al10Ni5Cu30与不锈钢基片之间的扩散和界面问题.结果表明:随着温度的升高,Zr55Al10Ni5Cu30与不锈钢基片之间的润湿角减小,润湿半径增大;1 223,1 273 K时等温润湿动力学分3个阶段:孕育阶段、准稳态减小阶段和趋于平衡阶段,温度高于1 323 K时润湿只有趋于平衡阶段;Zr55Al10Ni5Cu30合金与不锈钢之间的润湿为反应控制型润湿,界面处有明显的扩散层和界面反应层;合金熔体一侧含熔体与不锈钢反应生成的Cr2Zr,界面处含反应生成的Al5Cr;在制备Zr55Al10Ni5Cu30/不锈钢非晶复合材料时必须合理选择制备工艺,严格、控制界面反应.     

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。     

ZrAlCuNiNb合金的非晶形成能力及性能

用X射线衍射(XRD)与示差扫描量热仪(DSC)研究了添加Nb元素对Zr57Al15-xCu15.4Ni12.6Nbx合金的非晶形成能力的影响以及冷却速率对非晶形成的影响，同时研究了形成的块体非晶合金以及热处理后的压缩性能。结果表明：当Nb的摩尔分数达到5％时(即Zr57Al15-xCu15.4Ni12.6Nbx5)，合金具有最强的非晶形成能力，该块体非晶合金的压缩强度达1705MPa，相对压缩率约为0．104％。热处理后，当非晶合金中出现分离相或晶化析出相时，压缩强度将急剧下降。     

Zr-基块体非晶合金近玻璃转变温度热处理后的组织与性能

选择在非晶合金的玻璃转变温度与晶化起始温度间的较低温度对Zr57Cu15.4Ni12.6Al10Nb5块体非晶合金进行了等温热处理，用X射线衍射、扫描电镜、显微硬度计与压缩试验，研究了等温热过程中非晶合金的组织结构变化及其对显微硬度与压缩性能的影响。结果表明，在近晶化温度下，一定时间的热处理会引起非晶合金的晶化。而在近玻璃转变温度下，较长时间的热处理也不会引起非晶合金出现明显的晶化和组织变化；但随着热处理时间的增长，合金的显微硬度有增大趋势，合金的压缩强度明显下降，断口形貌变化显著，断裂方式也逐渐由非晶态的断裂方式向晶态的断裂方式转变。     

In-Sn合金熔体在非晶和晶态Cu46Zr45Al7Gd2合金上的润湿性及界面特性

用座滴法研究了In—Sn合金熔体在非晶和晶态Cu46Zr45Al7Gd2合金上的润湿性,利用扫描电镜（SEM）、电子探针（EPMA）、X射线衍射（XRD）分析了In—Sn／Cu46Zr45Al7Gd2界面特性．结果表明：In—Sn合金熔体在非晶合金上的润湿性优于在晶态合金上的润湿性;In—Sn合金熔体在非晶基片上的反应扩散层宽度要小于在晶态基片上的反应扩散层宽度;In—Sn合金熔体在非晶基片上的反应扩散区中出现晶化反应．     

稀土Gd掺杂对锆基块体非晶合金玻璃形成能力及力学性能的影响

适量的Gd掺杂可提高Zr50.7Cu28Ni9Al12.3块体非晶合金的玻璃形成能力,当Gd元素掺杂量(原子分数)为1%时,即(Zrs0.7Cu28Ni9Al12.3)99Gd1,柱状非晶合金直径可达16 mm(不掺杂时为14 mm).稀土Gd掺杂降低了锆基块体非晶合金的断裂强度与塑性变形能力.随着Gd含量的增加,其断裂方式由单一的剪切断裂转变为剪切断裂与破碎断裂的复合形式,且含Gd元素掺杂的非晶合金断口呈现了脉状纹络与纳米周期性条纹共存的特征.     

Cu50Zr42Al8合金的铸态组织及硬度的研究

采用铜模吸铸法制备了Cu50Zr42Al8的圆锥形块状非晶试样,利用X射线衍射（XRD）、金相显微镜（MeF3）、显微硬度计等分析手法表征材料的结构特点,观察试样的微观组织变化,测量试样的硬度.研究表明,冷却速率对Cu50Zr42Al8合金的铸态组织有很大的影响.由于冷却速率的不同,圆锥形试样的显微组织由表面到中心依次形成了表面非晶区、非晶-晶体过渡区和中心晶体区.晶体的尺寸和体积分数由表面到中心逐渐增加,具有梯度变化的特征.冷却速率不同,试样的显微硬度也不同,在晶体区内,中心部位的硬度高;非晶区中,中心部位的硬度较高;而介于晶体-非晶体之间的过渡区,硬度却较低.     

Zr65Al10Ni10Cu15非晶合金电阻率的研究

在不同加热速率下利用恒流四电极法研究了非晶合金Zr65Al10Ni10Cu15的电阻率随温度的变化情况,根据电阻率随温度的变化情况可以把晶化前的温度区间分为3个阶段,第一和第二阶段分别对应于低温结构弛豫和高温度结构弛豫发生的温度区间,而第三阶段的变化情况与前二个阶段明显不同,并在晶化前出现电阻率极大值峰。研究表明,利用电阻率随温度的变化情况,可以反映出非晶更多的结构转变的信息。     

Hydrogen diffusion in Zr35Ni55V10 amorphous alloy

Hydrogen diffusion in Zr35Ni55V10 amorphous alloy was measured by chronopotentiometry. The results show that at lower molar ratio of hydrogen （x〈0.06, x=n（H）/n（M））, the diffusivity of hydrogen increases rapidly with increasing the molar ratio of hydrogen. However, when x（H）〉0.1, the diffusivity of hydrogen decreases slightly with increasing the molar ratio of hydrogen, which is similar to the change in crystalline alloy. It is proposed that hydrogen atoms mainly occupy the sites corresponding to tetrahedra with 4 Zr atoms at lower molar ratio of hydrogen. When the molar ratio of hydrogen is higher, the additional hydrogen atoms are in sites with higher energy and these sites in amorphous state are similar to these in crystalline states.     

Zr44Ti11Ni10Cu10Be25块体非晶合金与金属铝箔的扩散连接

采用铜模吹铸法制备出Zr44Ti11Ni10Cu10Be25块体非晶合金,并在真空扩散焊设备中与铝箔进行扩散焊接,研究了锆基非晶合金与Al箔进行超塑性扩散焊连接工艺及其连接界面的原子扩散情况。结果表明,元素的扩散情况与试样的变形量有关,但变形量又不完全影响元素的扩散,而是当变形量达到一定值时,温度越高,元素扩散程度越高。当温度达到713K、变形量达到26%时,元素的扩散程度最高。