块体Pd82Si18非晶合金的制备及晶化行为研究

采用玻璃包覆 水淬技术制备了块体Pd82Si18非晶合金．实验结果表明，净化对该熔体的非晶形成能力有很大的影响．通过对深过冷Pd82Si18合金的凝固行为研究发现，当过冷度大于190K时，过冷熔体会出现液相分离现象，热力学分析表明这将降低该过冷熔体的非晶形成能力．该非晶的晶化实验结果显示，与旋铸法制备的Pd82Si18非晶条带不同，块体非晶的晶化过程中出现两个放热峰，同时玻璃转变温度、晶化温度、过冷液相区都有相应的变化．通过分析可知Pd82Si18非晶合金的晶化过程与制备过程中的冷却速率有很重要的联系．     

Fe-Nd-Al系块状非晶合金的形成

采用铜模铸造法研究了Fe-Nd-Al系合金块状非晶的成分范围、合金元素对非晶形成能力的影响、Fe-Nd-Al系块状非晶的形成能力与约化晶化温度的关系.研究结果表明,Fe-Nd-Al系合金的非晶形成能力很强,成分在Fe50~42.5NdyAl7.5~17.5范围内能制得直径达2~3 mm的非晶棒材;添加B,Ni,Co,Y,Zr,Si,Ti替代部分Al可以提高合金的GFA;合金的Tx/Tm值愈高,非晶形成能力越强.     

Ti42．5Zr7．5Cu40Ni5Sn5块体非晶合金的形成热稳定性与力学行为

采用铜模铸造方法制备了临界尺寸达4mm的Ti42．5Zr7．5Cu40Ni5Sn5块体非晶合金．该合金的过冷液相区△Tx,约化玻璃转变温度Trg,γ判据以及δ判据分别为63．9K,0．561,0．393以及1．400,这表明该合金具有优异的玻璃形成能力．这种Ti基块体非晶合金具有高达2162MPa的压缩强度,同时还有明显的塑性．     

铜模吸铸法制备的Fe_(74)Al_4Sn_2(PSiBC)_(20)块体非晶与块体纳米晶合金

利用铜模吸铸法制备了直径Φ1.0mm和2.0mm的Fe74Al4Sn2(PSiBC)20块体非晶合金和直径2.0mm的Fe74Al4Sn2P10Si4B4C2块体纳米晶合金圆棒.利用X射线衍射、差示扫描量热仪(DSC)和差热分析仪(DTA)对Fe74Al4Sn2(PSiBC)20块体非晶合金的结构和热性质进行了测定.该非晶合金系在凝固前能够获得较大的过冷度,并具有较高的约化玻璃转变温度Tg/Tm(Tg/T1).利用透射电子显微镜(TEM)观察了制备态的Fe74Al4Sn2P10Si4B4C2纳米晶合金圆棒的结构,为非晶基体上均匀分布的尺寸10-20nm的α-Fe晶粒.合金凝固前获得较大的过冷度,较高的约化玻璃转变温度和多步晶相析出过程有利于获得块体纳米晶材料.铜模吸铸法既可制备块体非晶合金,也可制备块体纳米晶合金,是一种很有吸引力的制备块体非晶合金和块体纳米晶合金的方法,并进一步证实利用快速凝固法可以直接制备块体纳米材料.     

Zr对Al-Ni-Y-(Zr,Cu)合金系非晶形成能力及热稳定性的影响

通过Zr部分取代Al80Ni10YsCu5中的Y,获得了Al80Ni10Y5-xZrxCus（x=0、1、2、3、4）铝基非晶合金．用XRD和DSC等测试手段1分析了单辊旋淬法制备的该合金非晶条带,研究了Zr对合金体系非晶形成能力和热稳定性的影响．结果表明,x=2或x=3的合金的衍射峰较为宽化;当x从0增加到2时,合金的晶化温度增加,此后,随x的进一步增加,合金的晶化温度先降低后又有所回升．Al80Ni10Y3Zr2Cu5合金既具有相对较好的非晶形成能力,又具有较高的热稳定性．     

Co基非晶合金薄带的非等温晶化动力学效应

采用非等温差示扫描量热法（DSC）研究了Co基非晶合金的晶化动力学.结果显示：随着升温速率的增加,特征温度Tg,Tx,Tp向高温区移动,且玻璃转变逐渐明显,过冷液相区逐渐加宽,表明该系列合金的玻璃化转变和晶化均具有动力学效应.用Kissinger方程计算了合金系的玻璃转变和晶化的表观激活能,发现与常规Co基非晶合金相比,具有强玻璃形成能力的Co基非晶合金的晶化激活能明显增大,由此说明该类非晶合金具有更高的非晶稳定性.     

NiTiZrAlCuSiB块体非晶合金等温晶化动力学

利用铜模铸造法制备了Ni42Cu5Ti20Zr21Al8Si3.5B0.5块体非晶合金,采用示差扫描量热计（DSC）对此块体非晶合金的等温晶化动力学进行了研究。应用函数z（φ）证明了JMA模型能够用于描述所研究的Ni基非晶合金的等温晶化动力学。结果表明：该合金的等温晶化行为始于一维界面控制地形核及长大,等温晶化的主要阶段为Avrami指数大于3.0的三维形核及长大过程。等温局部晶化激活能Um0.50为561.95kJ/mol,表明该Ni基非晶合金具有很高的热稳定性。     

Fe73.5Si13.5B9Cu1Nb3-xMox(x=1,2,3)非晶合金的晶化动力学研究

采用单辊熔体快淬法在大气环境中制备Fe73.5Si13.5B9Cu1Nb3-xMox(x=1,2,3)非晶合金薄带,利用差示扫描量热分析和X射线衍射分析进行非晶合金的晶化动力学研究,计算出Fe73.5Si13.5B9Cu1Nb3-xMox(x=1,2,3)非晶薄带的晶化激活能分别为349、262、332 kJ/mol,其Avrami指数分别为1.95、2.14和2.00.结果表明,随着升温速率的提高,Fe73.5Si13.5B9Cu1Nb3-xMox(x=1,2,3)非晶薄带的起始晶化温度和晶化峰值温度相应升高;以Mo部分替代Nb降低了非晶合金的晶化激活能;α-Fe(Si)软磁相具有扩散控制的低维形核和生长的晶化机制,且形核率逐渐减小.     

Ti_42.5Zr_7.5Cu_40Ni_5Sn_5块体非晶合金的形成、热稳定性与力学行为

采用铜模铸造方法制备了临界尺寸达4mm的Ti_42.5Zr_7.5Cu_40Ni_5Sn_5块体非晶合金.该合金的过冷液相区ΔT_x,约化玻璃转变温度T_rg,γ判据以及δ判据分别为63.9K,0.561,0.393以及1.400,这表明该合金具有优异的玻璃形成能力.这种Ti基块体非晶合金具有高达2162MPa的压缩强度,同时还有明显的塑性.     

Fe65．5Cr4Mo4Ga4P12C5B5．5块体非晶合金不同介质中的腐蚀行为

研究了Fe65．5Cr4Mo4Ga4P12C5B5．5块体非晶合金的铸态、结构弛豫以及晶化态在NaCl,HCl和NaOH溶液中的腐蚀行为．并利用X射线光电子分光光谱分析了浸入介质之前和之后的合金表面元素变化．结果表明：在实验所选溶液中,非晶态Fe65．5Cr4Mo4Ga4P12C5B5．5合金耐腐蚀能力高于其结构弛豫、晶化态以及不锈钢和碳钢．Fe65．5Cr4Mo4Ga4P12C5B5．5块体非晶合金高的耐腐蚀能力来源于表面形成的富Fe-,Cr-和Mo-保护膜．     

晶化分数对Zr基块体非晶基复相材料力学性能的影响

采用脉冲电流预处理外加等温退火,制备得到了具有不同晶化分数的Zr41Ti14Cu12.5Ni10Be22.5块体非晶基复相材料,并通过x射线衍射法和差示扫描量热法分析材料析出的物相及其晶化分数,通过显微硬度、单轴压缩实验和扫描电子显微镜（SEM）研究材料的力学性能演变．结果表明：经处理后的合金首先析出准晶相,然后析出Be2Zr,Zr2Cu和FCC等物相;在晶化初期,合金的断裂强度和塑性应变量随晶化分数的增加而增加,当晶化分数为8．2％时,塑性变形量达6．3％．当晶化分数进一步增加时,断裂强度和塑性变形量均快速降低．扫描电子显微镜观察分析结果表明,随晶化分数的增加,合金的断裂模式则由剪切断裂转变为劈裂和解理脆性断裂．实验结果表明通过控制退火时间等参数可优化块体非晶基复相材料的力学性能．     

ZrCuAlMo大块非晶的制备及热稳定性研究

通过铜模吸铸法制备（Zr47Cu44Al9）100-xMox（x=0,1,2,3）大块非晶合金.利用X射线衍射、差热分析等,研究分析添加Mo对Zr47Cu44Al9合金非晶形成能力及热稳定性的影响.结果表明,Mo的添加量为2%时,合金具有最大的非晶形成能力,纯非晶试样的临界尺寸从4mm增大到6mm以上,8mm的样品只有微弱的衍射峰.Mo提高非晶形成能力的原因主要是抑制引起异质形核的CuZr相的析出与长大.利用Kissinger方法计算得到的其玻璃转变激活能Eg为278.57kJmol-1、晶化激活能Ex为392.46kJmol-1、晶化峰值的激活能Ep为376.97kJmol-1.与原合金相比,晶化激活能与晶化峰值激活能的数据都增大,说明Mo的添加不仅提高了原合金的非晶形成能力,同时也增强了合金的热稳定性.     

Ni-Fe-Si-B非晶合金的形成和热稳定性

Ni基合金被广泛地用作软磁材料，具有高磁导率、低矫顽力和高的饱和磁化强度的特点，因此研究和开发具有好的非晶形成能力和热稳定性特点的镍基非晶软磁合金有很大的科研和实用价值．本实验采用旋铸急冷工艺在大气环境中制备出了（Ni0.75Fe0.25）78SixB22-x（x=3、5、8、10、12）非晶合金带材．X射线衍射分析表明样品为完全非晶态．采用Diamond TG／DTA差热分析仪对非晶簿带的热稳定性及其相关参数Tg、Tx、Tm等进行了测量分析．其中（Ni0.75Fe0.25）78Si10B12的过冷液相区温度范围△Tx达54K，约化玻璃转变温度Trg约为0．560．研究表明，该合金具有较高的非晶形成能力和热稳定性，随着叫（Si）的增加合金的△t先增后减，在ω（Si）为10％时，△Tx达到最大值（54K）；Trg呈增长趋势，但从x=8开始增长缓慢．     

Fe_(73.5)Cu_1Nb_2Si_(13.5)B_9Ni_1非晶合金的晶化动力学研究

利用差示扫描量热法(DSC)研究了Fe73.5Cu1Nb2Si13.5B9Ni1非晶的纳米晶化动力学。结果表明,晶化过程分为两步完成,晶化初生相为Fe3Si.第一晶化过程的晶化开始温度Tx1、峰值温度Tp1与扫描速度β的对数之间存在着线性关系,分别为:Tx1=736.52+8.67lnβ和Tp1=743.9+12.7lnβ.采用Kissinger方法和Ozawa方法计算Fe73.5Cu1Nb2Si13.5B9Ni1非晶合金晶化的表观激活能Eа分别为435.2kJ/mol和441.1 kJ/mol,而成分为Fe73.5Cu1Nb3Si13.5B9的表观激活能大约为410 kJ/mol,表明Ni部分替代Nb后合金的热稳定性提高。第一晶化反应的局域激活能Ec(α)随晶化体积分数α不断下降,Avrami指数表明该非晶合金的晶化为扩散控制的三维晶粒长大过程。探讨了用Ni元素部分替代Finemet合金中Nb元素后非晶合金热稳定性提高的原因。     

激光脉冲加热条件下Zr基非晶合金晶化及热疲劳行为

采用激光脉冲为热源,对Zr41Ti14Cu12.5Ni10Be22.5大块非晶合金进行晶化和热疲劳实验．结果表明,晶化可以在低于Tx的温度发生,晶化前和晶化后均可出现热疲劳裂纹;随着加热温度提高和循环次数的增加,样品加热区晶化严重,变形量增加,且疲劳裂纹数量增多．     

Fe基块体非晶合金在纳米压入过程中的变形行为

摘要Fe基块体非晶合金具有极高的强度但通常表现出显著的宏观脆性,因此用常规拉伸、压缩等方法对这类合金的塑性变形行为和机理的研究具有很大困难．利用纳米压入和单轴压缩方法研究了Fe52Cr15Mo9Er3C15B6块体非晶合金的变形行为,考查了不同加载速率和不同晶化程度对变形行为和力学性能的影响,结果表明铸态和不同晶化程度样品在所研究的加载速率范围内的塑性变形过程中均未出现锯齿流变现象．用剪切带的时间和空间特性探讨了这种Fe基块体非晶合金在纳米压入过程中的特殊变形行为及其形成机制．     

Mg80-xCu10+xY10非晶态合金的DSC研究

利用单辊甩带法制备了Mg80-xCu10 xY10(x=0，5，10，15)非晶态合金薄带，用XRD分析和DSC分析显示薄带形成了非晶态结构．根据DSC曲线，确定了表示非晶形成能力的Tg、Tx、T1、Trg和△Tx等温度参数，同时提出了以晶化放热值和熔化吸热值的比值作为表示非晶形成能力的新参数——约化玻璃转变焓．定量DSC分析结果显示，新旧参数在表示该非晶薄带的非晶形成能力时，结果基本一致．     

轧制对Zr60Al15Ni25块体非晶合金晶化动力学的影响

通过线性DSC实验研究了轧制对Zr60Al15Ni25大块非晶合金晶化动力学的影响。实验结果表明,Zr60Al15Ni25非晶合金在轧制塑性变形过程中,随着变形量的增加,热稳定性降低。Zr60Al15Ni25块体非晶合金轧制后原子组态的变化主要影响晶化的形核阶段,变形量较低时(20%)合金原子组态向无序方向发展,导致晶化速率变慢,晶化变得比较困难。随着轧制的进一步增加,合金原子的无序性降低,晶化速率又逐渐提高,从而使其在随后加热过程中的晶化变得比较容易。     

放电等离子烧结参数对Fe76Si9B10P5非晶合金致密化及晶化的影响

采用放电等离子烧结(Spark Plasma Sintering, SPS)方法,在不同的烧结温度、保温时间、升温速率和烧结压力下,固结Fe76Si9B10P5非晶粉末.用差式扫描量热仪测定了非晶粉末的过冷液相温区,用X-ray衍射方法分析了放电等离子烧结前后样品的相结构,研究了SPS法烧结参数对Fe76Si9B10P5非晶样品致密化及结晶化的影响,并在非晶粉末的玻璃转变温度以下快速烧结制备了尺寸为Ф15×3 mm的块体非晶合金,致密度达98.7%.     

Co基非晶合金形成能力与磁学性能研究

采用单辊快凝法制备出了Co73Si1OB17非晶材料,研究了其非晶形成能力与磁学性能,应用X射线衍射（XRD）、透射电子显微镜（TEM）对条带的显微结构及非晶化程度进行了分析,用示差热分析法（DTA）测量了台金的玻璃转变温度和晶化温度,用振动样品磁强计（VSM）测量了合金的静态磁学性能,实验结果表明,在所研究的合金成分范围内和单辊快淬工艺条件下,钴基合金的非晶态形成能力大,制备非晶薄带较容易,Co73Si10817非晶态合金具有较高的热稳定性,DTA曲线上有一个明显的吸热峰和两个明显的放热峰,合金的玻璃转变温度（Tg）为715K,合金的初始晶化温度（Tx1）为753K,第二个晶化温度（Tx2）为823K,因而合金的过冷液相区△T=Tx1-Tg=38K。Co73Si10817非晶合金具有优异的软磁性能,饱和磁感应强度（Bs）为1.04T,功率损耗（W）、剩磁（Bt）与矫顽力（Hc）为零。