块体金属玻璃的连接

块体金属玻璃的连接（精选3篇）

块体金属玻璃的连接 篇1

自20世纪60年代加州理工学院Duwez首次报道Au75-Si25非晶合金以来[1],非晶态合金进入了快速发展时期。它由于具有独特的结构,优异的力学性能及良好的抗腐蚀、抗磨损和磁性能[2,3,4,5,6],因而一直是全世界材料科学和工程领域的研究热点和前沿。然而,大量研究结果表明,块体金属玻璃(BMG)承受载荷时极易发生局域剪切破坏,表现出室温宏观脆性[7,8,9]。为克服BMG的室温脆性,国内外学者做了大量研究,各种非晶合金体系、增强相、复合方式和制备方法大量涌现,具有不同性能、微观结构、增塑机理的BMG复合材料被相继开发出来,如Zr基[10,11,12,13,14,15]、Mg基[16,17,18,19]、La基[20,21,22,23]、Cu基[24]、Ti基[25,26]、Pd基[27]、Fe基[28]等复合材料,颗粒增强[29,30,31,32,33]、纤维增强[14,15,34,35,36,37,38,39,40,41,42,43]、三维金属骨架[44,45,46]、韧塑性相[11,47,48,49,50]、脆性相[10,30]、纳米晶[51,52]以及非晶增强相[53,54,55,56]的复合材料。上述众多复合材料可按增强相的添加方式归结为外加和内生两大类。其中内生增强相在基体内部原位生成长大,可有效解决增强相与基体的润湿性问题,降低增强相与基体的界面能。与外加复合相比,内生复合有更强的结合界面[2,47,57],增强相分布更均匀,力学性能更优异,更为重要的是,内生复合已经实现了真实意义上的塑性,即大尺度试样在拉伸条件下,塑性应变大于5%[58]。

本文结合BMG内生复合发展历程,全面阐述内生相及其形貌、尺寸、制备工艺等因素对力学性能的影响,论证半固态顺序凝固(SSPS)是获得大尺度、无缺陷、具有显著拉伸塑性的BMG内生复合材料的有效手段。

1 内生复合改善压缩塑性

BMG在室温下承受载荷时,极易发生局域剪切破坏而脆断,为克服其室温脆性,人们陆续被开发出各种增韧方法。20世纪90年代,通过非晶晶化法制备出纳米晶增韧BMG复合材料[51,52,59,60,61]。Fan等[51]在Zr基BMG中析出部分纳米晶后,发现其不仅压缩塑性应变增大,而且压缩强度也明显提高,对含有体积分数为16%的纳米晶的BMG复合材料进行分析,发现均匀分布着尺寸为2.5 nm的球状纳米晶,这些纳米晶在基体中作为剪切带形核的潜在核心,在加载过程中产生大量的剪切带,使复合材料表现出一定的室温压缩塑性。Dong 等[62]通过铜模铸造法,在Zr62Cu15.4Ni12.6Al10合金中制备出含有2～5 nm的纳米颗粒增韧BMG复合材料,压缩塑性应变达到14.5%,显著的压缩塑性归因于增强相与BMG之间弹性模量的差异,在纳米颗粒附近形成应力集中,诱发多条剪切带的产生。Qiang等[63]采用铜模吸铸法制备名义成分为Zr65Al7.5Cu27.5的纳米晶/BMG复合材料,纳米晶尺寸为5～10 nm,复合材料压缩塑性应变超过50%,是迄今为止报道的纳米晶增韧BMG复合材料中压缩塑性应变最高的。高压缩塑性产生的原因主要是:一方面富含Zr的面心立方塑性纳米相把基体分割成无数的剪切转变区,在这些小的剪切转变区内,局部塞积易于释放,塑性变形就可以继续进行;当试样处于过度挤压状态时,可通过剪切转变区的塑性变形使塞积状态缓解;另一方面,纳米晶的塑性变形给剪切转变区提供有利于变形的取向。在这两种因素的作用下,塑性纳米晶不仅阻止剪切带的扩展,使其偏转变向,而且还引入大量的新生剪切带,使复合材料的压缩塑性大幅度提高。Hays等[47]通过成分设计,成功制备出Zr基的β-相树枝晶增韧BMG复合材料,其压缩总应变超过8%,这归因于树枝晶为塑性相,其屈服点远低于基体,承受载荷时首先屈服,在附近基体上形成应力集中,诱发形成多条剪切带。 Li等[21]在LaAlCuNi合金中增加La的含量,制备出含有α-La的树枝晶/非晶复合材料,并通过改变La的含量获得不同体积分数的α-La,发现当α-La树枝晶的体积分数超过40%时,韧性大幅度提高,压缩应变达到6%, 塑性提高的主要原因是树枝晶α-La呈网络状分布在基体上,把剪切带限制在许多相对孤立的区域,延迟局部的剪切带贯穿整个试样。Hui等[17]在Mg81Cu9.3Y4.7Zn5合金中制备出含有片状Mg固溶体的Mg基BMG复合材料,其压缩塑性应变达到18%,他们认为材料产生高的压缩塑性是因为Mg固溶体与基体界面处的应力集中诱发多条剪切带,同时内生相阻止剪切带的局域扩展以及内生相自身的塑性变形。姜斐等[12]在Zr41.2Ti13.8-Cu12.5Ni10Be22.5基础上添加Nb元素,通过石英管水淬法制备BMG复合材料,结果表明非晶基体内析出韧性的富Nb树枝晶和颗粒,使复合材料压缩强度和塑性大幅度提高,压缩塑性应变高达23.3%,观察分析压缩后的试样,发现塑性颗粒和枝晶通过自身变形作为新剪切带的形核核心,并阻止剪切带的扩展,形成多条剪切带。

综合上述纳米晶、树枝晶、片状晶体、内生颗粒增韧BMG复合材料的研究成果可以看出,只要在金属玻璃中引入异质点,阻止剪切带局域扩展,形成多条剪切带,就能提高金属玻璃的压缩塑性。同时金属玻璃中存在的缺陷也可能使金属玻璃的压缩塑性提高,图1((b)为(a)中曲线方框处的放大图)、图2为试样底面包含缺陷(气孔)的Zr65Cu15Ni10Al10块体金属玻璃试样的压缩试验结果[64]。因此,BMG复合材料仅仅具有压缩塑性是不够的,与实际应用要求还相差甚远。

2 内生复合提高拉伸塑性

以2008年的文献[50]为标志,BMG复合材料获得拉伸塑性成为复合技术发展的里程碑。Hofmann等制备出室温拉伸总应变高达13.1%的BMG内生复合材料,并提出获得拉伸塑性需要满足的条件:一是在基体中引入软的第二相;二是粗化第二相尺寸,使其匹配裂纹前段塑性区特征尺寸[50]。谈到第二相粗化,就不得不提2006年的文献[49],其报道了采用液固两相区保温的办法,使第二相粗化直至成为球形,开创了BMG内生复合晶体相粗化的先河。

不过,只有软的晶体相才能提高BMG的塑性的观点则是片面甚至不正确的。图3、图4为脆性金属间化合物作为第二相的BMG复合材料的微观结构和室温压缩曲线。据此可认为第二相的尺寸对BMG塑性有重要影响:当尺寸在纳米量级时,能够激发剪切带形核而产生宏观塑性;尺寸不在纳米量级,且没有大到足以有效阻碍剪切带扩展时,不能明显提高宏观塑性;尺寸大到足以阻碍剪切带扩展时,能提高宏观塑性[10]。继而,Wu等[65]采用球状金属间化合物CuZr相增韧BMG,实现了7%的总拉伸塑性应变,并有显著的加工硬化,图5为其研究结果。

一个值得注意的问题是,所有BMG复合材料的拉伸性能都是用小尺寸试样测得的,其最大标距部分直径通常不超过3 mm[25,48,50,65,66]。其原因是复合与制备技术难以获得组织均匀、无缺陷的大尺寸试样,只好选取没有缺陷和组织较理想的区域切取小试样。显然,这远不能满足工程结构材料应用的要求。

3 半固态顺序凝固制备大尺度、高拉伸塑性BMG复合材料

针对现有BMG复合材料制备技术存在的问题,陈光等[58]发明了半固态顺序凝固(SSPS)技术。SSPS技术结合了半固态和顺序凝固技术的优点,在实施第二相粗化的同时消除铸造缺陷。首先将熔体冷却至固液两相区进行等温处理,通过调整保温温度和时间对金属玻璃复合材料中先析出的晶体相尺寸和形态加以控制,从而获得分布均匀的粗大晶体;随后进行顺序凝固,避免缩孔、缩松、气孔等铸造缺陷,从而获得组织均匀、无缺陷的大尺寸金属玻璃复合材料。

采用SSPS技术在1173 K保温40 min,随后在4 mm/s抽拉速率下冷却,图6为制备的直径为11 mm的锆基BMG复合材料的金相图片((a)为试样表面,(b)为试样芯部),图7为其XRD谱和DSC曲线[67]。从图6可以看出,粗化的β-Zr晶体相从试样表面到芯部分布均匀,且没有缩松、气孔等铸造缺陷。XRD谱(图7(a))中只有3个尖锐的晶体衍射峰,分别对应着β-Zr的(110)、(200)和(211)晶面,没有发现其他任何晶体相。DSC曲线(图7(b))显示材料有明显的玻璃转变和晶化行为,进一步证实复合材料基体的非晶特性。图8为直径11 mm的锆基BMG复合材料的拉伸应力-应变曲线,其标距部分直径为6 mm,是迄今为止BMG拉伸试样中最大的[67]。从图8中可以看出,复合材料不仅具有高的拉伸塑性(δ>6%),还展现出显著的加工硬化行为,表明SSPS技术是获得大尺度、无缺陷及高拉伸塑性BMG复合材料的有效手段,对BMG复合材料的工程化应用具有重要意义。

4 结语

随着研究的不断深入,针对块体金属玻璃(BMG)的室温脆性发展了一系列BMG复合技术,其历经压缩小-尺寸试样拉伸-大尺寸试样拉伸,逐步使块体金属玻璃由脆向塑发展。通过复合技术的改进来控制内生相的形貌、尺寸、分布和消除缺陷是块体金属玻璃由脆向塑发展的关键,已有的研究表明,半固态顺序凝固(SSPS)技术是获得具有显著拉伸塑性的大尺度、无缺陷BMG内生复合材料的有效手段。

摘要：针对块体金属玻璃(BMG)的室温脆性问题,结合内生复合技术的发展历程,全面阐述内生相及其形貌、尺寸、制备工艺等因素对力学性能的影响。对块体金属玻璃历经压缩-小尺寸试样拉伸-大尺寸试样拉伸,逐步由脆向塑发展。指出半固态顺序凝固(SSPS)是获得大尺度、无缺陷、具有显著拉伸塑性的BMG内生复合材料的有效手段。

关键词：块体金属玻璃,内生复合,半固态顺序凝固,拉伸塑性

超高比强度铝基块体金属玻璃面世 篇2

近日, 沈阳材料科学国家 (联合) 实验室王建强与美国约翰霍普金斯大学教授马恩合作, 通过熔体直接浇铸制备出单一非晶相的铝基块体材料。通过压缩实验获得了块体材料的断裂强度数据 (比强度可达3.3×105N·m/kg) , 并观察到了单一剪切带控制的形变与断裂机制。相关工作在国际上属首次报道并将发表在《材料快报》上。

20世纪80年代, 美国弗吉尼亚大学Poon研究组和日本东北大学Inoue研究组分别发现Al基合金可通过快速凝固技术形成非晶态结构。Al基非晶态合金及其部分结晶后形成的纳米复合薄带材料表现出超高的比强度 (5.2×105N·m/kg) 及良好的塑性, 被认为是极具应用前景的新一代超高强度轻质合金。然而, 与Pd、Mg、Zr、Fe等合金相比, Al基合金的玻璃形成能力较低, 无法通过熔体浇铸直接形成尺度大于1mm的块体材料。Al基金属玻璃块体材料的获得主要依赖于粉末固结的途径。探索具有高玻璃形成能力、通过熔体直接浇铸形成块体材料的合金体系始终是人们追求的目标。王建强研究组与马恩教授合作, 在Al基金属玻璃的结构和玻璃形成能力等方面进行了多年的研究探索。他们在Al-TM (过渡金属) -RE (稀土) 为基础的三元合金系中计算出两种分别以TM和RE作为溶质中心的原子团簇结构, 通过团簇致密堆垛结构的耦合进行了合金的成分设计, 在Al-Ni-Co-Y-La五元合金体系中获得了1mm直径的铝基金属玻璃棒材 (铝含量达86% (原子分数) ) 。这些工作对于铝基非晶态金属材料的应用具有重要的推进作用。该项研究工作获得了科技部“973”计划和国家自然科学基金的资助。

块体金属玻璃的连接 篇3

1 实验材料和方法

采用电弧熔炼法, 在高纯氩气的保护下, 把确定配比的高纯金属Zr (99.98%) 、Ti (99.9%) 、Cu (99.99%) 、Ni (99.99%) 、Be (99.99%) 熔化成成分均匀的合金铸锭, 然后再通过铜模浇铸法制备成尺寸为2mm×14mm×80mm 的Zr44Ti11Ni10Cu10Be25板状试样。经XRD检测, 试样为全非晶结构。DSC分析得到试样的玻璃转变温度Tg为386℃, 晶化温度Tx为473℃, 过冷液相区ΔTx为87℃。

采用FSW-3LM-015型搅拌摩擦焊机进行焊接, 实验中采用小摩擦头、大轴肩尺寸的圆柱形搅拌焊针, 因为小的摩擦头直径有利用焊缝成型, 大的轴肩直径更有利于金属塑性流动。焊接选用参数为:旋转速度为600r/min, 摩擦头直径为2mm, 焊接速度为40mm/min, 轴肩直径为12mm, 压入量为0.1mm。采用XRD、DSC、SEM以及显微硬度仪对焊后试样进行检测分析。

2 实验结果与分析

2.1 宏观形貌观察

图1所示为Zr44Ti11Ni10Cu10Be25金属玻璃和紫铜的焊接接头宏观形貌, 可以看出接头成型良好, 且焊缝表面平整, 无飞边、裂缝、沟槽等缺陷。

2.2 形貌观察

图2 (a) 为Zr44Ti11Ni10Cu10Be25金属玻璃与紫铜焊接接头横截面经过抛光、腐蚀后的金相照片。可以看出:在焊缝区没有可见的缺陷、裂纹或气孔存在, 说明接头处的结合较为成功, 在焊核区材料呈弧状的流动状态且混合较为均匀。图2 (b) 显示焊缝上表面受轴肩影响金属流动范围较宽, 并且可以看见清晰的金属流动迹线。

2.3 结构分析

图3为试验焊缝区的X射线衍射结果, 衍射峰完全对应纯铜的峰值, 没有其他晶相的衍射峰出现, 这说明在Zr44Ti11Ni10Cu10Be25金属玻璃与紫铜的搅拌摩擦焊焊接过程中, 金属玻璃仍保持非晶结构, 在焊接过程中没有出现晶化现象, 金属玻璃与紫铜的搅拌摩擦焊接是成功的。

2.4 显微硬度

采用HVS—1000型图像处理显微维氏硬度仪对焊接接头紫铜一侧进行显微硬度测试。测试时取平行于试样表面并沿横截面中心每隔一定距离取点的方法, 测得的显微硬度值结果, 如图4所示。从图中可看出, 搅拌摩擦焊接完成后, 整个接头的平均显微硬度值比紫铜 (97HV) 要高, 但是低于金属玻璃的显微硬度。焊接区内各点的硬度值变化范围在120～160HV之间。而热影响区内各点的硬度值变化范围在60～100HV之间。局部区域内硬度值下降到62HV, 分布不均匀。这是因为热输入量大小决定了接头软化程度的高低。紫铜的供货状态是硬态, 在焊前母材已经过挤压变形, 存在加工硬化现象, 焊接过程中的加热使接头出现了软化。

2.5 搅拌摩擦焊过程中金属塑性流动行为分析

在金属玻璃与紫铜的搅拌摩擦焊接过程中, 金属玻璃一侧在温度达到过冷液相区时, 原子跃迁能足以使原子“挤入”较小的空位内从而产生新的自由体积, 以支持原子的跃迁。此时金属玻璃处于粘流状态。紫铜一侧在搅拌摩擦焊接时极易发生动态再结晶, 而不是发生回复。搅拌针持续的旋转挤压被焊材料, 使材料能够多次反复的动态再结晶, 从而降低了材料的变形抗力, 促使金属软化, 易于变形, 在温度达到两边同时要求的有良好流动性的情况下焊接成功。

3 结论

Zr44Ti11Ni10Cu10Be25金属玻璃与紫铜的最佳焊接参数为:摩擦头旋转速度600r/min、摩擦头直径2mm、焊接速度40mm/min、轴肩直径12mm、压入量0.10mm。横截面经过抛光、腐蚀后的金相照片显示在焊缝区没有可见的缺陷、裂纹或气孔存在, 说明接头处的结合较为成功, 在焊核区材料呈弧状的流动状态且混合较为均匀。试验焊缝区的X射线衍射结果, 衍射峰完全对应纯铜的峰值, 没有其他晶相的衍射峰出现, 说明在焊接过程中金属玻璃仍保持为非晶态, 在焊接过程中没有出现晶化现象, 焊接是成功的。显微硬度测试结果显示在焊接区显微硬度值介于金属玻璃和紫铜之间。

参考文献

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