CuZrTiIn系非晶合金的性能研究

合金和化合物期刊期刊:www.elsevier.com/locate/jallcom微合金对CuZrAl块体非晶合金力学性能的影响华中科技大学材料加工及模具技术国家重点实验室，430074，中国武汉工业系统和工程处，中国，香港，香港理工大学文章信息文章历史：

收稿日期：2009年7月6日收到日期：2010年1月9日接纳：2010年2月10日在线提供：2010年2月18日关键词：块体非晶合金微合金塑性相分离摘要微量Ta和Fe对CuZrAl非晶合晶力学性能的影响。结果发现，添加后显着提高室温塑性。Cu46Zr47Al7非晶的压缩塑性应变从0.59％分别提高到Cu46Zr45Al7Ta2非晶的2.62％和Cu44Zr47Al7Fe2非晶的4.81％。通过透射电镜对Cu44Zr47Al7Fe2非晶的微观块体非晶合金结构进行了进一步分析，揭示了由于微量Fe的加入形成了富铜相和富铁相。非晶相的不均匀结构的形成，从而激活了多重剪切带，可以改善非晶机体的塑性。目前的结果提供一个有前途的方法，以提高非晶合金的塑性，通过成分和结构以微观的设计。1.简介相比传统晶体金属材料大部分金属玻璃（非晶合金）原子无定形结构表现出独特的机械性能，包括高断裂，强度和硬度，优良的耐腐蚀性和抗疲劳耐用性，但只有有限的室温塑性前断裂。许多方法已进行调查提高塑性的非晶合金，如引进微米级大小的韧性晶相，形成纳米结构非均质性，并提高合金的泊松比。除了次要的，已被广泛用于控制各种晶体材料制造，结构和属性，现已应用于非晶合金，以提高它们的可塑性。兴报道，扩展的的可塑性，可以在含有轻微的难熔金属锆基非晶合金钽，由于强大的短程排序非晶相结构的形成。类似的结果也被报道在Cu47Ti33Zr11Ni8Si1非晶区。另一方面，陈发现，Cu45Zr46Al7Ti2非晶的32.5％，具有优异的压缩塑性应变，除了少量的钛非晶合金中大量的自由体积的创建归功于出色的的可塑性。在本文中，基于对Cu46Zr47Al7非晶制度的，我们试图通过除了微量的钽，铁，其中有一个正热基合金中的主要成分混合发展新的非晶与扩展的的可塑性。2.实验元素金属电弧熔炼（纯度>99.5％），钛吸气Ar气氛下制备的Cu46Zr47Al7，Cu46Zr45Al7Ta2和Cu44Zr47Al7Fe2的名义组成的合金锭。从母合金，直径为2毫米和70毫米的长度样品棒生产铜铸造模具的每个成分。准备铸合金的非晶结构进行了检查，X射线衍射（XRD，飞利浦鈥PERT）与铜的Kɚ辐射和差示扫描量热（DSC，在Perkin-ElmerDSC-7）在加热率20K/min的。铸态样品详细的微观结构进行了进一步研究传输纳米梁谐振能谱电子显微镜（TEM，乔尔-2010）。透射电镜箔制备了一系列细化的过程，即抛光机械，压痕，最后离子铣。单轴压缩试验与兹维克/Roell020测试机在应变速率为1×10-4S-1。每个测试至少有五个标本组成，得到的统计结果。一个直径压缩标本2毫米，4毫米的长度被切断从铸棒，两端被打磨小心，以确保并行。裂缝和横向的表面形态骨折后的样品进行了检查与扫描电子显微镜（扫描电镜，FEIQuanta200型）。3.结果与讨论图1（a）显示了一个直径为2毫米的铸态合金的XRD图谱。无明显晶体峰值检测到在X射线衍射谱，表示所有的合金基本上是非晶态。与铸造合金的DSC曲线（图1（b））是明显的玻璃化转变（Tg）和之前的结晶全过冷液相区（Tx）十分相似。从DSC分析所产生的各种热力参数列于表1。它可以看到轻微的元素除此之外提高玻璃化转变温度，但略有降低过冷的地区。图2显示室温下设计各种块体非晶合金单轴压缩下应力-应变曲线，应变率在1×10-4S-1，屈服强度，（σy），断裂强度（σf），弹性应变（Ɛy）和塑性应变（Ɛp）得出如表2所示。可以看出，有合金相比，在断裂强度具有钽和铁此外没有太大的差别，但塑性显着增强。例如，Cu46Zr47Al7非晶表现出故障前的约0.59％的可塑性非常有限，但是，Cu46Zr45Al7Ta2和Cu44Zr47Al7Fe2块体非晶合金分别展示为2.61％的显着提高塑性应变和4.81％。所有的块体非晶合金没有沿主剪切带剪切断裂角（θf）大约40°显示，在本研究中的块体非晶合金的变形机制如下莫尔库仑准则，请参阅表2），这是小于45°侧面剪切带和断裂故障样本模式如图3所示。只有少数剪切带的发现Cu46Zr47Al7非晶（图3（a）），而可以观察Cu46Zr45Al7Ta2和Cu44Zr47Al7Fe2块体非晶合金的多重剪切带（图3（c）和（e））。由于大块金属玻璃所取得的塑性变形几乎完全局限于狭窄的剪切带，高密度和剪切带的分布广泛的地区应占的提高可塑性。另一方面，断口的Cu46Zr47Al7和Cu46Zr47Al7Ta2的非晶显示脉状图案，这是用于非晶合金的典型特征。但Cu44Zr47Al7Fe2非晶表现出独特的骨折形态组成的脉状和河流一样的模式，这可能导致在不断变化的剪切带的传播方向。类似的断口形貌中也观察到一些其他的块体非晶合金具有良好的室温可塑性。要了解基底非晶可塑性改善轻微的添加的影响在Cu46Zr47Al7和Cu44Zr47Al7Fe2的块体非晶合金的微结构比较研究用透射电镜。铸态的透射电镜明场图像Cu46Zr47Al7非晶，呈现出均匀扩散的电子衍射图样（见图4（a）项）对比，表明同源均相非晶态合金结构。相比之下，亮场图像显示在Cu44Zr47Al7Fe2非晶显然存在两个不同的阶段，光明和黑暗的对比（图4（b））。电子衍射图样不展示任何衍射斑点，这意味着认为光明与黑暗的对比阶段都是非晶态。能谱分析显示纳米梁，暗相富含铁，而铜丰富在光矩阵。的黑暗阶段的特征尺度为10-20纳米。这意味着认为非晶纳米级的相分离发生在Cu44Zr47Al7Fe2体系。微合金化已经被证明是一种有效的方式，以提高块体非晶合金的塑性，尤其是当合金元素，具有积极与基合金，这可能导致相分离的铸态的主要成分混合生成焓。在现行制度下，混合热量的构成要素之间的关系如图。5。钽具有大量铝混合负热，同时积极与Zr和Cu（+3kJ/mol的钽锆和钽铜+2kJ/mol时）的混合热量。因此，Zr的部分替代钽通过在CuZrAl系统可能会导致不均匀结构的形成，如在非晶相，它可以提高的Cu46Zr45Al7Ta2非晶的塑料性强的短程或中程有序集群。类似的结果先前也由Hufnagel报告了。另一方面，铁，铜表现出积极+13kJ/mol的，这是远远比锆和钽混合热量，而铁具有较大的负热三铜，Zr和Al其余元素的混合。在这种情况下，相分离，最有可能发生由于有力的好感度，这实际上是在这项研究中实现。Cu44Zr47Al7Fe2非晶有两个不同的化学成分的非晶相，因而应该有不同的模量和临界剪切应力（CSSS）在非晶变形后，优先启动时，剪切带，其传播可能会阻碍其他玻璃领域具有较高的CSS。然后，剪切带的传播将是迟缓，在新的剪切带的萌生和增殖，这最终导致可塑性增强，人们普遍认为，除了合金元素混合组成元素可能提供原子尺度的局部化学不均匀或在当地的自由体积分布的波动较小正热，而除了合金元素大量正热的一个组成部分的混合可能会导致相分离。这两种方法都可以影响剪切带的传播，并造成提高非晶的可塑性。图1。XRD图谱（a）和DSC曲线（b）有2毫米直径度计铸造合金。图2。各种非晶合金在室温下的压缩应力染色曲线表1玻璃化转变温度Tg，起效结晶温度TX过冷液相区的宽度各种非晶合金结晶焓ΔH，ΔTX表2

力学性能，屈服强度（σy），断裂强度（σf），弹性应变（Ɛy），塑性应变（Ɛp），剪切断裂角的各种非晶合金（θf）根据单轴压缩。

图3。外观和断口形貌Cu46Zr47Al7（a和b），Cu46Zr45Al7Ta2（C和D）和Cu44Zr47Al7Fe2（E和F）非晶合金压缩断裂后的扫描电镜图像。图4。透射电镜明场图像与选定区域的衍射图案插图Cu46Zr47Al7（a）和Cu44Zr47Al7Fe2（b）非晶合金。图5。热混合在CuZrAlM构成要素之间的关系（M=Ta和Fe）合金系统。4.结论CuZrAl非晶可塑性通过微元素钽，铁得到强化。Cu46Zr47Al7非晶压缩塑性应变从0.59％提高到2.62％和4.81％分别为Cu46Zr45Al7Ta2和Cu44Zr47Al7Fe2非晶。无论是在强烈的形式生成不均匀结构短/中程排序或非晶态金属相分离的形式，由于添加元素Cu46Zr45Al7Ta2和Cu44Zr47Al7Fe2非晶的可塑性增强。目前工作提供了提示微合金化，尤其是加热有积极作用的元素，由于纳米尺度的相分离，形成混合非晶合金的力学性能得到改善。致谢这项工作是由国家自然科学财政支持中国基金会批准号：50871042和50828101。这由研究资助局的工作也部分支持香港特别行政区（下项目代码PolyU5111/08E）。作者感谢的分析和测试华中科技大学为技术中心援助。参考文献[1]W.H.Wang,C.Dong,C.H.Shek,Mater.Sci.Eng.R44(2004)45.[2]A.Inoue,ActaMater.48(2000)279.[3]W.L.Johnson,MRSBull.24(1999)42.[4]Z.F.Zhang,G.He,J.Eckert,L.Schultz,Phys.Rev.Lett.91(2003)045505.[5]A.Inoue,B.L.Shen,H.Koshiba,H.Kato,A.R.Yavari,NatureMater.2(2003)661.[6]Y.Zhang,A.L.Greer,Appl.Phys.Lett.89(2006)071907.[7]C.C.Hays,C.P.Kim,W.L.Johnson,Phys.Rev.Lett.84(2000)2901.[8]J.Das,M.B.Tang,K.B.Kim,R.Theissmann,F.Baier,W.H.Wang,J.Eckert,Phys.Rev.Lett.94(2005)205501.[9]K.B.Kim,J.Das,F.Baier,M.B.Tang,W.H.Wang,J.Eckert,Appl.Phys.Lett.88(2006)051911.[10]J.Schroers,W.L.Johnson,Phys.Rev.Lett.93(2004)25506.[11]W.H.Wang,Prog.Mater.Sci.52(2007)540.[12]L.Q.Xing,Y.Li,K.T.Ramesh,J.Li,T.C.Hufnagel,Phy.Rev.B64(2001)180201.[13]E.S.Park,D.H.Kim,T.Ohkubo,K.Hono,J.Non-Cryst.Solids351(2005)1232.[14]L.Y.Chen,Z.D.Fu,G.Q.Zhang,X.P.Hao,Q.K.Jiang,X.D.Wang,Q.P.Cao,H.Franz,Y.G.Liu,H.S.Xie,S.L.Zhang,B.Y.Wang,Y.W.Zeng,J.Z.Jiang,Phys.Rev.Lett.100(2008)075501.[15]L.Liu,C.L.Qiu,M.Sun,Q.Chen,K.C.Chan,K.H.Geoffrey,Pang,Mater.Sci.Eng.A449–451(2007)193.[16]N.Chen,D.V.Louzguine-Luzgin,G.Q.Xie,T.Wada,A.Inoue,ActaMater.57(2009)2780.[17]A.A.Kündig,M.Ohnuma,D.H.Ping,T.Ohkubo,K.Hono,ActaMater.52(2004)2441.[18]J.C.Oh,T.Ohku