褚振华[1]2012年在《SPS制备锆基和铜基块体非晶复合材料及强韧化机理研究》文中指出非晶材料因其具有高强度、高硬度、高耐磨性以及优异的耐蚀和磁性能等，得到了人们广泛的关注，相关研究也不断深入。但是由于非晶材料对成分和冷却速率敏感性很高，使其制备的尺寸受限。此外单相非晶块体材料室温下塑性变形能力差。这严重限制了其作为工程材料的应用。在非晶基体内引入晶体相，可提高塑性。但第二相颗粒的引入会对非晶的形成能力造成影响。因此如何制备大块的高强度高塑性非晶材料已成为把非晶合金应用于工程亟待解决的问题，也是非晶研究工作中的关注焦点。放电等离子烧结(Spark Plasma Sintering, SPS)技术可实现短时快速烧结，可有效避免非晶晶化和增强相影响基体非晶形成能力等诸多问题，非常适合制备大块非晶复合材料。此外，尽管目前很多研究工作集中在利用复合法提高非晶塑性变形能力，但是对其增韧机理，特别是增强相和非晶基体的性能对复合材料力学行为的影响机制的认识尚不够全面。本文利用SPS技术成功制备了大块的TiNb/Zr_(55)Cu_(30)Al_(10)Ni_5、ZrO_2/Zr_(55)Cu_(30)Al_(10)Ni_5和TiNb/Cu_(46)Zr_(42)Al_7Y_5非晶复合材料。系统地研究了增强相(延性TiNb金属颗粒和硬脆ZrO_2陶瓷颗粒)对非晶基体结构和热稳定性的影响；分析研究了增强相与非晶基体界面结合情况；重点考察了叁种非晶基复合材料的力学行为；深入讨论了两种增强相和两种非晶基体性能的差异对非晶基复合材料力学性能的影响；利用有限元模拟的方法并结合复合材料力学性能的结果，研究了复合材料在变形过程中增强相与非晶基体间的应力、应变场的变化。全面地揭示了增强相体积分数、颗粒尺寸和力学性能以及非晶基体的断裂韧性对非晶复合材料力学行为的影响机理。主要研究结果如下：系统地研究了SPS烧结过程中温度对非晶合金致密化程度和强度的影响规律。研究表明烧结温度与烧结非晶试样的致密化程度和强度均呈非线性关系。烧结温度存在一最佳值，当烧结温度在此值以下时，烧结试样的致密化程度和强度随烧结温度的增加而增加；当烧结温度高于此值时，材料的强度会因非晶试样内缺陷浓度的增加和脆性晶体相的析出而急剧降低。Cu_(46)Zr_(42)Al_7Y_5非晶最佳烧结温度为653K，此时能够得到直径为15mm的非晶试样(铜模铸造法得到的最大尺寸为10mm)，且烧结试样的相对密度可达到99.98%，强度达到1803MPa；Zr_(55)Cu_(30)Al_(10)Ni_5非晶的最佳烧结温度为623K。此时相对密度达到99.85%，强度为1677MPa。均达到了与铜模铸造非晶试样相当的压缩强度。使用上述经过优化的工艺条件成功制备了TiNb/Zr_(55)Cu_(30)Al_(10)Ni_5、ZrO_2/Zr_(55)Cu_(30)Al_(10)Ni_5和TiNb/Cu_(46)Zr_(42)Al_7Y_5非晶复合材料。并对复合材料的致密化程度、结构、热力学性能以及增强相和非晶基体结合的界面等进行了系统的评价。研究结果表明，采用SPS烧结的方法可以制得致密的非晶复合材料。添加颗粒对非晶基体的结构和热稳定性没有影响，使其保持了完全的非晶相结构特征。透射电镜和纳米压痕分析表明增强相与非晶基体的界面清晰且结合紧密。全面地考察了增强相的体积分数和颗粒尺寸与复合材料力学性能的关系。Zr_(55)Cu_(30)Al_(10)Ni基体中添加第二相颗粒后，断裂强度得到提高。对于TiNb增韧的非晶复合材料，其塑性应变量随TiNb体积分数的增加而增加。当TiNb含量为30vol.%时，TiNb/Zr_(55)Cu_(30)Al_(10)Ni_5复合材料的塑性应变量达到了11%。而ZrO_2颗粒增韧的非晶复合材料的塑性应变量却随ZrO_2颗粒含量的增加呈现先增加后降低的现象，其最佳增韧效果的体积分数为10-15vol.%。此外，研究结果表明非晶复合材料的塑性应变量还与增强相的颗粒尺寸相关，小尺寸的增强相具有更好的增韧非晶的效果。研究了增强相增韧非晶的机理。利用有限元模拟的方法深入研究了非晶复合材料压缩过程中增强相、非晶基体以及两者界面处应力和应变场的变化。并结合TiNb/Zr_(55)Cu_(30)Al_(10)Ni_5复合材料的力学行为，全面地揭示了增强相增韧非晶基复合材料的机理。研究结果表明由于在压缩过程中增强相颗粒与非晶基体间存在应变的不匹配，导致两者界面处产生应力集中，界面处高的应力值可诱发非晶基体内剪切带的萌生。增强相颗粒含量的增加意味着非晶基体中更多的剪切带被开动，因而使非晶复合材料具有了更高的塑性应变值。而增强相体积分数相同的情况下，小的颗粒意味着引入第二相在非晶基体内分布更加均匀，增强相与非晶基体的界面更多。因此小尺寸的增强相具有了更好的增韧效果。比较分析了延性金属颗粒(TiNb)和硬脆陶瓷颗粒(ZrO_2)力学性能对复合材料力学行为的影响。两种颗粒与非晶基体间均存在应变的不匹配，导致界面处应力集中而诱发剪切带产生。只是ZrO_2颗粒只具有弹性变形，它与非晶基体间以弹性应变的不匹配为主。而TiNb颗粒因其具有较强的塑性变形能力，它与非晶基体间除了弹性应变不匹配外，还存在塑性应变的不匹配，可在TiNb与非晶基体间的界面处引入更大的应力集中，从而使非晶基体内剪切带持续增殖，更多的剪切带在TiNb/Zr_(55)Cu_(30)Al_(10)Ni_5复合材料中产生，因此TiNb颗粒有较ZrO_2颗粒更好的增韧效果。非晶基体断裂韧性是影响非晶基复合材料力学行为的重要因素。断裂韧性值较低的Cu_(46)Zr_(42)Al_7Y_5非晶对裂纹较敏感，一旦在非晶基体内产生裂纹便会迅速扩展导致材料的失效，增强相对其塑性和强度的提高作用有限。而对于断裂韧性值较高的Zr_(55)Cu_(30)Al_(10)Ni_5非晶，由于其对裂纹具有较高的抵御能力，且在应力作用下裂纹尖端应力集中可诱发剪切带的萌生，使裂纹能量降低，同时大量剪切带的萌生可导致微裂纹形成，可使主裂纹运动方向发生偏转，从而延缓了裂纹的扩展，添加TiNb颗粒后其塑性与强度均可得到明显改善。总之，本文制备得到了高强度、高塑性的非晶复合材料，并深入研究了增强相和非晶基体性能对非晶基复合材料力学行为的影响机理。为制备高强度高塑性非晶基复合材料提供设计思路和理论指导。
邹辉[2]2004年在《锆基大块非晶基复合材料的制备及性能研究》文中指出本文采用铜模吸铸法成功地制备了直径3 mm的Zr(65-x)HfxCu17.5Ni10Al7.5(原子比)大块非晶合金及非晶基复合材料。利用X射线衍射(XRD)、光学显微镜(OM)、示差扫描量热仪(DSC)、差热分析仪(DTA)、电液伺服万能试验机(MTS)和扫描电子显微镜(SEM)等技术手段,研究了不同含量的Hf替代Zr后对淬火态Zr(65-x)HfxCu17..5Ni10Al7.5(x=1-65)合金的微观结构、玻璃形成能力、热稳定性、晶化动力学、压缩力学性能以及断口形貌的影响。XRD和OM实验结果表明,1 %的Hf替代Zr后形成了大块非晶合金。而2-10 %的Hf替代Zr后形成了大块非晶基复合材料。该复合材料是由微米级的树枝晶弥散均匀分布在非晶基体上组成的,且枝晶尺寸随Hf含量的增加而增大。DSC和DTA的实验结果表明,淬火态Zr(65-x)HfxCu17.5Ni10Al7.5合金在x=15-65时,其玻璃转变现象已不明显;在x=1-10时,随着Hf含量的增加,非晶基体的热稳定性逐渐提高,故Zr55Hf10Cu17.5Ni10Al7.5非晶复合材料具有最高的热稳定性,但合金系玻璃形成能力随Hf含量的增加呈下降趋势。Hf完全替代Zr后合金结构为完全晶态。另外,热分析结果还表明,淬态结晶相的体积分数随Hf含量增加而增大。非等温晶化动力学实验结果表明,大块非晶复合材料具有和单相大块非晶合金相同的动力学特征,即玻璃转变和晶化都具有显着的动力学效应。与淬火态Zr64Hf1Cu17.5Ni10Al7.5大块非晶合金相比,Zr60Hf5Cu17.5Ni10Al7.5非晶复合材料的晶化表观激活能稍大。进一步证实了大块非晶复合材料的热稳定性要高于单相非晶合金。压缩力学性能及断口形貌分析表明,淬态结晶相的晶粒尺寸和体积分数对非晶复合材料的力学性能起着至关重要的作用。相对于完全非晶合金Zr64Hf1Cu17.5Ni10Al7.5而言,大块非晶基复合材料Zr63Hf2Cu17.5Ni10Al7.5和Zr60Hf5Cu17.5Ni10Al7.5中枝晶相的存在,阻止了单一剪切带的扩展,诱发了更多剪切带的形成,从而使得材料的塑性变形能力有了较大的提高。而复合材料Zr55Hf10Cu17.5Ni10Al7.5的枝晶相体积分数较高且晶粒尺寸较大,从而导致其脆性断裂。
田慧芬[3]2016年在《内生锆基非晶复合材料在不同溶液中的腐蚀行为》文中研究表明块体非晶合金的出现打破了一直以来工程建设中以晶体材料为主体的格局。由于其结构的特殊性,致使无数研究者将注意力集中在块体非晶合金制备、性能等的探索上。迄今为止,块体非晶合金的制备已经可以通过很多方法获得,其在尺寸上也有了极大的突破,目前报道的Pd42.5Cu30Ni7.5P20非晶合金的最大尺寸可达到80 mm。由于非晶合金具有传统晶体材料所不具有的特殊结构,内部不存在位错、界面等结构缺陷,致使非晶合金拥有晶态合金所无法达到的优异性能,如高强度、高硬度、超高抗腐蚀能力以及优异的磁学性能等。这些优异性能的呈现使非晶合金成为了当今最具潜力的工程材料。尽管非晶合金具有很多优异的性能,但其在室温下的脆性断裂导致其在许多领域的应用受到了约束。为了克服这一缺点,提高非晶合金的室温韧性。本文通过向非晶合金中添加第二相制取两相共存的非晶复合材料,将强度和塑性进行完美结合,从而扩大非晶合金的应用范围。本文通过铜模吸铸法获得了强度高且具有较好室温塑性的非晶复合材料Zr58.5Ti14.3Nb5.2Cu6.1Ni4.9Be11.0,采用X射线衍射仪(XRD)和扫描电子显微仪(SEM)等技术手段对该非晶复合材料的结构进行分析确认。通过电化学测试方法,如动电位极化曲线、交流阻抗谱等对非晶试样在不同环境下的抗腐蚀能力进行分析讨论,同时还使用化学浸泡实验对腐蚀结果进行进一步的确认。对于非晶复合材料腐蚀后的表面破坏情况可以通过SEM检测方法进行观察,结合以上分析手段对该非晶复合材料的腐蚀机理进行归纳总结。本文通过将Zr58.5Ti14.3Nb5.2Cu6.1Ni4.9Be11.0非晶复合材料放入不同浓度的NaCl溶液中进行抗腐蚀行为的研究,结果发现该非晶合金在不同含量的NaCl溶液中抵抗腐蚀的能力与NaCl的增加量不呈对应关系,而是呈抛物线趋势。在中间值5%NaCl含量的时候,非晶复合材料的抗腐蚀能力最差,而在最低浓度1%和最高浓度15%时的抗腐蚀能力表现最优异。通过对溶液中电介质的分析可得出,该非晶复合材料在NaCl溶液中的抗腐蚀能力不仅与溶液中氧的含量有关,还与溶液中氯离子的浓度有关。比较pH值不同的情况下该锆基非晶复合材料的抗腐蚀行为,结果发现在NaOH溶液中材料的抗腐蚀分析结果出现了分歧,即极化曲线判断结果与表面腐蚀破坏程度不一致。并且可以发现氯离子不仅对晶体材料具有很强侵蚀能力,对非晶合金及其复合材料的腐蚀也有很强的破坏能力。从含氯离子溶液中的表面腐蚀形貌可以观察到,和晶态树枝晶的抗腐蚀能力相比,非晶基体的抗腐蚀能力较差,在合金中其将优先发生腐蚀溶解,这一差异的出现主要与Zr和Be等金属元素在非晶基体和树枝晶上的分布有关。
王萌[4]2015年在《TiZr基非晶复合材料的制备及其组织与力学性能》文中研究指明本文以Ti32.8Zr30.2Ni5.3Cu9Be22.7非晶合金成分作为基体,结合伪叁元相图,通过改变基体合金中元素含量以及添加不同含量的Nb元素,设计了叁种TiZr基非晶复合材料,这叁种TiZr基非晶复合材料的原子组成分别为Ti32.8Zr34.8Cu6.2Be16.2Nb10、Ti45Zr22.6Cu6.2Be16.2Nb10和Ti50Zr22.6Cu6.2Be16.2Nb5(以下分别将这叁种成分简称为TZ1、TZ2、TZ3)。用非自耗真空电弧炉制备了叁种非晶复合材料的铸棒,通过XRD衍射仪和差示扫描量热分析(DSC)对复合材料的相组成和热物性特征值进行了分析和表征。用扫描电子显微镜(SEM)和能谱分析仪(EDS)分析复合材料的组织形貌以及元素分布规律,用透射电子显微镜(TEM)分析复合材料的塑性变形机制。用Instron万能材料试验机测试了叁种复合材料的力学性能。实验结果显示,通过将Ti32.8Zr30.2Ni5.3Cu9Be22.7非晶合金中镍元素替换成Nb元素和调整基体合金的Ti/Zr比,可以获得由β-(Ti,Zr,Nb)相树枝晶和非晶基体组成的复合材料。由于β相稳定元素Nb的加入,使合金熔体在凝固过程中诱发β相的形核和长大,从而在非晶基体中形成树枝晶。随着基体合金Ti/Zr比和元素Nb含量的变化,β-(Ti,Zr,Nb)相树枝晶形貌和尺寸也有所变化,其中Nb的原子百分比为5时,树枝晶的尺寸相对较小且呈等轴晶状态。力学实验结果显示,叁种TiZr基非晶复合材料的应力应变曲线都不同程度的显示了塑性变形能力,其中TZ1复合材料的塑性应变高达23.3%,并且强度仍然保持在2543 MPa,表现出了非常好的力学性能。分析认为非晶复合材料塑性是由于树枝晶的变形以及阻碍剪切带的扩展和诱发多重剪切带的协同效应所致。
王神赐[5]2010年在《Zr基非晶基复合材料的制备及性能研究》文中指出块体非晶合金具有优良的力学、磁学性能,但是单相块体非晶合金在超过极限载荷后表现为无宏观塑性变形的灾难性脆断,极大限制了非晶合金的应用范围。非晶基复合材料是改善非晶合金室温脆性的有效手段之一。本论文通过在ZrAlNiCu非晶合金中添加Nb或Ti制备了非晶基复合材料,并研究了Nb和Ti对合金结构、热稳定性、压缩力学性能和耐腐蚀性的影响。使用真空电弧熔炼-铜模吸铸的方法制备了直径为5mm的Zr51Cu24.7Ni14.34Al9.96、Zr55Al10Ni5Cu30、Zr65Al75Ni10Cu17.5合金棒。研究表明,在现有实验条件下,只有Zr55Al10Ni5Cu30合金可以形成单一非晶合金,因此选择Zr55Al10Ni5Cu30作为非晶基复合材料的基体材料。并以同样的方法制备出直径为5mm的(Zr0.55Al0.1Ni0.05Cu0.3)100-xTix(x=1、2、3、4、5at.%)和(Zr0.55Al0.1Ni0.05Cu0.3)100-xNbx(x=1、2.5、3、4、5at.%)等非晶基复合材料。XRD分析表明,当加入1%的Ti原子时合金体系中出现NiZr晶化相,当Ti原子的含量超过3%后,晶化相愈加复杂；DSC分析表明,(Zr0.55Al0.1Ni0.05Cu0.3)100-xTix中,起始晶化温度Tx随着x的增加表现出下降趋势,过冷液相区宽度△Tx随着x的增大直线下降；小于3%的Ti原子的加入能提高材料的抗压强度,相应的复合材料表现出一定的塑性,通过SEM可观察到剪切带发生打折、弯曲。超过3%后强度下降,并表现为脆断。复合材料的断口形貌中观察到比非晶合金更密的脉状纹络和熔滴状物质；Ti元素的加入对非晶合金的维氏硬度影响不大。在(Zr0.55Al0.1Ni0.05Cu0.3)100-xNbx合金中,x=1时合金中就有少量Cu8Zr3晶化相的析出,当x≥2.5时Nb元素也以单质或化合物的形式析出。DSC分析表明,x=1时较x=0时的Tx略有上升,x继续增大时其Tx则缓慢下降。△Tx在x=1时出现了最大值111.88K,x继续增大时,△Tx显着减小。x=1和x=2.5时抗压强度显着提高,并表现出一定塑性,x继续增大时强度下降,并且变现为脆断。(Zr0.55Al0.1Ni0.05Cuo.3)97.5Nb2.5中出现的多重脊状形貌的脉络；该体系复合材料与非晶合金相比维氏硬度变化不大。非晶合金及其复合材料在碱性溶液中表现出很好的耐腐蚀性。在酸性溶液中,Ti或Nb的加入都能显着增强非晶合金的耐腐蚀性,Nb元素的增强效果更为明显。在1NHCl中,Zr55Al10Ni5Cu30的腐蚀速率为4.57μg/(cm2·h),而(Zr0.55Al0.1Ni0.05Cu0.3)95Nb5则只有0.071μg/(cm2·h)。
孙宪虎[6]2016年在《钛基内生非晶复合材料的室温变形行为及机理》文中认为非晶合金在加载过程中因为局域化剪切带的形成,导致非晶合金室温下没有宏观塑性。为了提高室温塑性,内生树枝晶增韧的非晶基复合材料被相继开发出来。该类合金具有塑性大、强度高和制备工艺简单等特点。但是,室温拉伸变形屈服后,非晶复合材料主要表现为应变软化,导致该类复合材料在服役过程中过早失效。为了解决这一问题,典型的内生树枝晶非晶复合材料(Ti48Zr18V12Cu5Be17,原子比,%)被开发出来。应用纳米压痕技术结合有限元模拟的方法反演出了树枝晶的拉伸应力-应变曲线。另外,根据内生树枝晶/非晶复合材料的拉伸行为,拉伸变形曲线可分为四个阶段:(1)弹性-弹性,(2)弹性-塑性,(3)塑性-塑性(加工硬化)和(4)塑性-塑性(应变软化)阶段。每个阶段的本构方程均被构建出来,理论计算结果和实验结果相一致。因此,该拉伸模型能够用来解释和预测非晶复合材料的拉伸变形行为。根据拉伸变形模型,发现在变形过程中,两相的弹性模量对非晶复合材料的力学行为有重要影响。通过冷轧实验,研究了树枝晶/非晶复合材料在变形过程中模量和硬度演变规律。研究表明,树枝晶/非晶复合材料中非晶相的杨氏模量和硬度随着冷轧变形量增加而减小。然而,树枝晶相的杨氏模量保持不变,硬度先增加,随后保持不变。因为在塑性变形过程中非晶基体有自由体积的产生,所以非晶相的杨氏模量降低。树枝晶在变形前后原子间间距不会发生改变,导致杨氏模量基本保持不变。通过拉伸变形模型的理论预测,发现当非晶相和树枝晶相的杨氏模量相匹配时,非晶复合材料的塑性达到最大。为验证理论的正确性,设计了拉伸预变形实验。该实验能够保证两相模量趋于相近。研究表明预变形能够显着地增加非晶复合材料的塑性,并且,强度也略微增加。预变形后导致非晶相中的自由体积增加,而自由体积的增加将进一步引发非晶相的杨氏模量降低,从而使非晶相和树枝晶相间的应力集中增加,最终,激发多重剪切带。剪切带的密度与非晶复合材料的塑性大小成正相关。所以,多重剪切带使得非晶复合材料塑性增加。杨氏模量的匹配为设计两相非晶复合材料提供了一个新的思路。利用该方法,我们能够设计出室温塑性优异,加工硬化能力强的内生非晶复合材料。
谌祺, 柳林, K.C.Chan[7]2008年在《锆基块体非晶及非晶基复合材料在过冷液态区的形变行为》文中认为利用电弧熔炼/水冷铜模吸铸技术制备了块体非晶合金(Zr_75-Cu_25)_78.5Ta_4Ni_10A_l7.5和第二相形态为颗粒状的块体非晶基复合材料(Zr_75Cu_25)_74.5Ta_8Ni_10A_l7.5.利用Instron力学性能实验机研究了块体非晶和复合材料在过冷液态区内的单向压缩变形行为.结果表明:两种材料在过冷液态区内的形变行为都强烈依赖于温度和变形速率.随着应变速率的增加,两种材料的流变特征都由牛顿流变转变为非牛顿流变.用基于自由体积模型的过渡态理论(transition state theory)对两种材料的压缩形变行为进行了阐释和比较.
参考文献：
[1]. SPS制备锆基和铜基块体非晶复合材料及强韧化机理研究[D]. 褚振华. 上海交通大学. 2012
[2]. 锆基大块非晶基复合材料的制备及性能研究[D]. 邹辉. 华中科技大学. 2004
[3]. 内生锆基非晶复合材料在不同溶液中的腐蚀行为[D]. 田慧芬. 太原理工大学. 2016
[4]. TiZr基非晶复合材料的制备及其组织与力学性能[D]. 王萌. 燕山大学. 2015
[5]. Zr基非晶基复合材料的制备及性能研究[D]. 王神赐. 东北大学. 2010
[6]. 钛基内生非晶复合材料的室温变形行为及机理[D]. 孙宪虎. 太原理工大学. 2016
[7]. 锆基块体非晶及非晶基复合材料在过冷液态区的形变行为[J]. 谌祺, 柳林, K.C.Chan. 中国科学(G辑:物理学 力学 天文学). 2008
标签：材料科学论文; 复合材料论文; 非晶合金论文; 剪切带论文; 放电等离子烧结论文; 剪切应变论文; 应变速率论文; 剪切变形论文; 剪切强度论文; 金属腐蚀论文;