玻璃态Cu_(29)Zr_(32)Ti_(15)Al_5Ni_(19)在纳米压入过程中的压痕尺寸效应及应变硬化现象（英文）

利用纳米压痕技术对高熵非晶合金Cu_(29)Zr_(32)Ti_(15)Al_5Ni_(19)分别在载荷控制模式、连续刚度模式和循环加载模式下进行了研究。该合金在纳米压入过程中会发生pop-in现象,且载荷大小比加载速率对pop-in现象的影响更大。当载荷超过40 mN时,即使采用高达5 mN/s的加载速率仍然可以观察到pop-in现象。该合金存在压痕尺寸效应,其测试纳米硬度随载荷的增大而下降,其Meyer指数(n)小于2。压入过程中的能量耗散分数(E_d)在54%～60%之间变化。循环加载测试结果显示该合金加工硬化效应明显。     

Ti-Cu-Ni-Zr合金的玻璃形成能力与力学性能

采用"二元共晶混合"法设计出富Ti的Ti_(41.5)Cu_(40.1)Ni_(10.8)Zr_(7.6)、Ti_(40.7)Cu_(40.8)Ni_(10.5)Zr_8和Ti_(39.2)Cu_(42)Ni_(10.1)Zr_(8.7)合金成分,用水冷铜模铸造法制备出直径为2 mm合金棒。采用X射线衍射仪表征合金微结构,采用示差扫描量热仪(DSC)和差热分析仪(DTA)测试热力学数据。结果表明,富Ti的Ti_(39.2)Cu_(42)Ni_(10.1)Zr_(8.7)合金具有较高的玻璃形成能力,其临界直径可达2 mm,其过冷液态区ΔTx,参数γ值分别为39 K和0.385,高于其它两种合金;而临界尺寸小于2 mm的Ti_(40.7)Cu_(40.8)Ni_(10.5)Zr_8合金的约化玻璃转变温度Trg值却最大。通过吉布斯自由能(ΔG)计算,发现Ti_(39.2)Cu_(42)Ni_(10.1)Zr_(8.7)合金ΔG值小于其它两种合金。玻璃形成能力较好的Ti_(39.2)Cu_(42)Ni_(10.1)Zr_(8.7)合金具有0.4%塑性形变,屈服强度高达1901 MPa,抗压强度高达2025 MPa。     

粉末冶金制备Fe_(28)Ni_(28)Mn_(28)Cr_8Cu_8与Fe_(28)Ni_(28)Mn_(28)Cr_8Al_8高熵合金的微观组织与力学性能

采用"机械合金化(MA)+放电等离子烧结(SPS)"的方法制备出Fe_(28)Ni_(28)Mn_(28)Cr_8Cu_8和Fe_(28)Ni_(28)Mn_(28)Cr_8Al_8两种高熵合金块体,并研究其微观组织和力学性能。结果表明:两种高熵合金均在机械合金化后形成了FCC+BCC相的合金粉末。与Fe_(28)Ni_(28)Mn_(28)Cr_8Cu_8合金相比较,当Cu元素被Al元素取代之后,Fe_(28)Ni_(28)Mn_(28)Cr_8Al_8高熵合金粉末中BCC结构的固溶体相含量明显增加。经SPS烧结后,Fe_(28)Ni_(28)Mn_(28)Cr_8Cu_8由单相FCC和少量富Cr相组成;Fe_(28)Ni_(28)Mn_(28)Cr_8Al_8则形成双相FCC结构。同时,两种高熵合金在室温下均表现出良好的压缩性能;相较于Fe_(28)Ni_(28)Mn_(28)Cr_8Cu_8,Fe_(28)Ni_(28)Mn_(28)Cr_8Al_8的屈服强度由716 MPa提高到1181 MPa,抗压强度由1908 MPa提高为2111 MPa,硬度也由267 HV上升到482 HV,但塑性却由38.6%降至26.1%。     

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。     

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。     

变质处理对铸造ZL205合金组织演变及力学性能的影响

研究了Zr_(55)Cu_(30)Al_(10)Ni_5非晶合金孕育剂对铸造ZL205合金显微组织、纳米级析出相和力学性能的影响规律,揭示了非晶合金孕育剂对ZL205合金的晶粒细化和力学性能提高的作用机理。结果表明:随着保温时间的延长,Zr_(55)Cu_(30)Al_(10)Ni_5含量分别为0.1%、0.2%和0.5%的变质ZL205合金的平均晶粒尺寸呈现先减小而后增加的趋势,在保温时间为45 s时取得晶粒尺寸最小值,且0.2%Zr_(55)Cu_(30)Al_(10)Ni_5变质处理ZL205合金在保温45 s时的细化效果最好;Zr_(55)Cu_(30)Al_(10)Ni_5变质处理不会使ZL205合金中形成新的物相;0.2%Zr_(55)Cu_(30)Al_(10)Ni_5变质处理可以使得ZL205合金中纳米级θ'析出相的数量增多、尺寸变小且分布更加均匀;不同含量Zr_(55)Cu_(30)Al_(10)Ni_5变质处理ZL205合金的抗拉强度、屈服强度和断后伸长率都要高于未变质ZL205合金;0.2%Zr_(55)Cu_(30)Al_(10)Ni_5变质处理ZL205合金的抗拉强度、屈服强度和断后伸长率在保温时间为45 s时取得最大值;Zr_(55)Cu_(30)Al_(10)Ni_5变质处理ZL205合金的强化机制主要为细晶强化和第二相强化。     

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。     

Y对Zr基非晶合金在3.5%NaCl溶液中腐蚀行为的影响

采用真空单辊甩带法制备出成分为(Zr_(56)Al_(16)CO_(28))100-xYx(x=0,2,4)的合金试样,利用X射线衍射(XRD)、电化学极化曲线和扫描电镜(SEM)研究了该合金在3.5%NaCl溶液中腐蚀行为的影响。结果表明,在3.5%NaCl溶液中,该合金耐腐蚀性优于不锈钢1Cr_(18)Ni_9Ti和(Cu_(47)Zr_(11)Ti_(34)Ni_(8))_(99)Cr_1,且适量的添加Y显著提高了该合金的耐腐蚀性。     

具有高非晶形成能力的高熵合金Cu29Zr32Ti15Al5Ni19

用铜模吸铸法成功地合成了由两个固溶体相构成的高熵合金(HEA) Cu₂₉Zr₃₂Ti₁₅Al₅Ni₁₉和相同成分的非晶态合金(HE-BMG)。实验结果表明该成分的高熵合金具有高的非晶形成能力。铸态高熵合金Cu₂₉Zr₃₂Ti₁₅Al₅Ni₁₉的抗压强度为1127MPa。在750℃保温2小时后的Cu₂₉Zr₃₂Ti₁₅Al₅Ni₁₉高熵合金的硬度仍高达826HV。     

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。     

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_(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。     

Ti对(Zr_(0.55)Al_(0.1)Ni_(0.05)Cu_(0.3))_(100-x)Ti_x块体金属玻璃显微组织、力学及腐蚀性能的影响（英文）

采用铜模吸铸法制备(Zr_(0.55)Al_(0.1)Ni_(0.05)Cu_(0.3))_(100-x)Ti_x合金,利用X射线衍射、扫描电镜、压缩实验及腐蚀测试等手段研究Ti对合金显微组织、力学和腐蚀性能的影响。结果表明,当Ti含量高于4%(摩尔分数)时,合金中出现大量晶化相;而当Ti含量为1%~3%Ti时,合金的压缩应力-应变曲线上出现屈服现象。添加适量的Ti元素能提高合金的强度及韧性。在1 mol/L NaOH溶液中浸泡144 h后,(Zr_(0.55)Al_(0.1)Ni_(0.05)Cu_(0.3))_(100-x)Ti_x合金质量无明显变化,表现出良好的耐腐蚀性能;而在1 mol/L HCl溶液中则会发生腐蚀,但适量的Ti元素添加可显著提高合金在盐酸溶液中的耐腐蚀性能。     

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。     

Ni50Ti30Zr20与Ni50Ti50合金摩擦磨损性能对比研究

目的以Ni_(50)Ti_(50)合金为参照物,研究Ni_(50)Ti_(30)Zr_(20)合金的摩擦磨损性能。方法采用非自耗真空电弧熔炼炉炼制Ni_(50)Ti_(30)Zr_(20)合金,在合金铸锭上切取样品,以Ni_(50)Ti_(50)合金为对比样品,通过能谱测试(EDS)、X射线衍射(XRD)、显微硬度(HV)测试、摩擦磨损测试、扫描电镜测试(SEM)和3D形貌测试,分别评价Ni_(50)Ti_(30)Zr_(20)合金与Ni_(50)Ti_(50)合金的成分、相组成、显微硬度、耐磨性、磨痕形貌和磨损体积。结果XRD结果显示,Ni_(50)Ti_(50)和Ni_(50)Ti_(30)Zr_(20)合金室温分别由B2奥氏体和B19’马氏体相组成。显微硬度测试结果表明,Ni_(50)Ti_(30)Zr_(20)和Ni_(50)Ti_(50)合金的显微硬度值分别为(381.64±7.32)HV和(230.58±6.74)HV。从形貌图可以看出,两种合金磨损后,磨痕形貌主要由剥层组成。从磨痕能谱分析得出,摩擦实验后,样品表面O和Si元素含量明显增加。根据摩擦系数曲线和磨痕三维形貌图发现,同样载荷下,Ni_(50)Ti_(30)Zr_(20)合金的摩擦系数和磨损体积均小于Ni_(50)Ti_(50)合金,在载荷为20 N时,Ni_(50)Ti_(30)Zr_(20)合金的磨损体积为0.078 mm~3,Ni_(50)Ti_(50)合金的磨损体积为0.084 mm~3。结论Ni_(50)Ti_(30)Zr_(20)与Ni_(50)Ti_(50)合金的磨损机制均为疲劳磨损,两种合金在摩擦实验过程中均会发生氧化,同时磨球会有部分剥落到合金磨痕剥层中。Ni_(50)Ti_(30)Zr_(20)合金的耐磨性优于Ni_(50)Ti_(50)合金。     

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。     

铜模铸造Cu_(99)Zr_(0.5)Al_(0.5)合金微观组织及时效工艺

采用铜模铸造制备了直径为20mm的Cu_(99)Zr_(0.5)Al_(0.5)合金棒,研究了其铸态和冷轧态组织以及时效温度和时间对其电导率及力学性能的影响。结果表明,Cu_(99)Zr_(0.5)Al_(0.5)铸态合金由细小的等轴晶粒组成,晶界处存在少量共晶组织,冷轧后晶粒在轧制方向上被压扁、拉长,形成条带状变形组织。在不同时效温度下,合金硬度(HV)随时效时间的延长先增加后减小,而电导率随时效时间的延长先迅速增大后趋于稳定,经过450℃×1h时效后,硬度(HV)达到172,抗拉强度为460MPa,电导率为34.86 MS/m。     

Ti_(15.5)Ni_(49.5)Zr_(35)合金粉体的晶化过程

利用机械合金化技术制备了Ti_(15.5)Ni_(49.5)Zr_(35)合金粉体,发现球磨后的合金粉末颗粒直径大致在微米量级。球磨时间越长,非晶化程度越高,合金化现象更明显。退火态的合金粉末中出现了NiTi、Ni_2Zr和ZrO_2等相,证明退火使得Ti_(15.5)Ni_(49.5)Zr_(35)粉末实现了从非晶态向晶态转变的晶化过程。     

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。     

钛元素取代对Cu_(46)Zr_(46)(Al_(1-x)Ti_x)_8非晶合金腐蚀性能的影响

采用电化学方法结合扫描电子显微镜研究了钛元素取代对Cu_(46)Zr_(46)(Al_(1-x)Ti_x)_8(0≤x≤1)块体非晶合金腐蚀性能的影响。试验结果表明,对于基体Cu_(46)Zr_(46)Al_8非晶合金,浸泡处理降低了其抗腐蚀能力,在3. 5%Na Cl溶液中其开路电位和腐蚀电流密度分别由浸泡前的-428 m V和4. 31×10-6A/cm~2变为浸泡后的-439 m V和2. 75×10-5A/cm~2。钛元素取代对Cu_(46)Zr_(46)(Al_(1-x)Ti_x)_8块体非晶合金在中性溶液中的腐蚀性能并没有起到明显的改善作用。然而,Cu_(46)Zr_(46)(Al_(1-x)Ti_x)_8块体非晶合金在碱性Na OH溶液中却具有较好的抗腐蚀能力,这与其发生钝化现象有关。