论文部分内容阅读
对传统及块体非晶合金的成分分析表明，各个组元之间共晶成分对适当地按比例搭配能够用来设计块体非晶合金成分。基于此，本文利用该方法在Zr-Cu-Ni-Al四元体系中设计了一种新型的Zr基块体非晶合金Zr51Cu20.7Ni12Al16.3。研究表明，该合金具有极高的玻璃形成能力参数，其约化玻璃转变温度Trg为0.638，γ判据值为0.431，在众多的Zr基块体非晶合金中处于领先地位。与此同时，该合金优异的力学性能(σf=2.14GPa)以及极高的玻璃转变温度(Tg=722K)使得该合金具有十分诱人的应用前景。 然而研究发现，在现有制备设备及原材料的实验条件下，Zr51Cu20.7Ni12Al16.3合金仅能在Φ3mm棒状试样中取得完全的非晶态组织，这与该合金所具有的高玻璃形成能力参数相悖。为了阐明这一现象进而挖掘该合金的玻璃形成能力，利用透射电镜、扫描电镜等技术对Φ3mm、Φ5mm及Φ10mm Zr51Cu20.7Ni12Al16.3合金的凝固微观组织进行了系统的研究。对Φ5mm Zr51Cu20.7Ni12Al16.3合金的微观组织分析表明，由不纯物氧所诱发的面心立方晶态相NiZr2(a=1.02nm)作为唯一的原位晶化产物在该合金中少量生成。对Φ10mm Zr51Cu20.7Ni12Al16.3合金的微观组织分析既而表明，该类晶态相同样存在于此缓冷状态下的Zr51Cu20.7Ni12Al16.3合金中。作为原位晶化产物同时存在的还有：面心立方结构的Al1.7Ni0.3Zr类晶态相(a=0.74nm)，四方结构的Zr3Al2类晶态相(a=0.74nm，c=0.66nm)，以及两种由透射电镜电子衍射技术确定的新的晶态相：一种为菱形结构晶态相(a=0.54nm，c=2.91nm)，该晶态相可能的点群类型为R3m, R3 m, R32, R3或是R3；另一种为单斜结构晶态相(a=0.95nm，b=0.55nm，c=1.02nm，β=72o)，其可能的点群类型为C2、Cm、Cc、C2/m或是C2/c。由于氧促进/稳定的NiZr2晶态相在较高的冷速条件下(Φ5mm合金中)作为唯一的晶态相在凝固过程中析出，故不纯物氧诱导原位晶化是造成Zr51Cu20.7Ni12Al16.3合金的实际玻璃形成能力下降的根本原因。 基于对Zr51Cu20.7Ni12Al16.3合金凝固组织及玻璃形成能力的上述研究结果，一种除氧剂—钇(Y)—被引入到Zr51Cu20.7Ni12Al16.3合金中来，从而构成(Zr0.51Cu0.207Ni0.12Al0.163)99.5Y0.5合金。对(Zr0.51Cu0.207Ni0.12Al0.163)99.5Y0.5合金微观组织分析结果表明，体心立方结构的α-Y2O3在体系中的形成消除了不纯物氧对母合金Zr51Cu20.7Ni12Al16.3玻璃形成能力的负面影响，从而极大地提高了合金的实际玻璃形成能力，使得该合金可以获得不小于Φ10mm的非晶态组织。与此同时，如若继续提高体系中的Y含量，过量的Y将改变体系的起始成分，并使得原位晶化相又在体系中出现，其中包括一种新确定的单胞参数为a=0.69nm，b=0.75nm，c=0.74nm的正交结构晶态相，因此其对提高合金的实际玻璃形成能力方面的作用有所下降。与此同时，研究发现，体系的力学性能也将随着Y含量的增加发生一定程度的降低。 由于(Zr0.51Cu0.207Ni0.12Al0.163)99.5Y0.5合金呈现出优异的玻璃形成能力以及良好的力学性能，有必要对其热稳定性及晶化行为进行研究。对该合金在亚玻璃转变温度、（近）玻璃转变温度、过冷液相区间温度、超晶化点温度以及超固态相变点温度上的连续升温退火及等温退火的微观组织分析表明，该合金在退火温度773K以下呈现出纳米级初始晶化现象，其初晶相为一四方结构晶态相(a=0.96nm，c=2.82nm)。该阶段晶化生核激活能与生长激活能分别为～357.6kJ/mol及～265.4kJ/mol。随着退火温度的提高，正交结构的晶态相(a=0.69nm，b=0.75nm，c=0.74nm)以及两种四方结构晶态相(a=1.59nm，c=1.13nm; a=0.322nm，c=1.118nm)相继在合金中析出。与此同时，研究表明，上述两种稳定的四方结构晶态相由亚稳的正交结构晶态相转变而来，即合金(Zr0.51Cu0.207Ni0.12Al0.163)99.5Y0.5在退火过程中存在着一个固态相变过程。最终，合金(Zr0.51Cu0.207Ni0.12Al0.163)99.5Y0.5的退火晶化过程可以总结为：非晶态相→非晶态相+初晶相→初晶相+（亚稳正交结构晶态相+初晶相）→初晶相+（两种稳定的四方结构相）。