TiC对Fe_(55)Nb_(15)Ti_(15)Ta_(15)合金非晶形成能力、微观组织及热稳定性的影响

铁基非晶合金存在非晶形成能力低、室温塑性差等问题,极大地限制了其在工程中的应用。基于“近混合焓+有效原子尺寸差”非晶合金成分设计理念设计了Fe_(55)Nb_(15)Ti_(15)Ta_(15)全金属组元粉末,采用机械合金化球磨工艺成功制备出非晶态合金粉末,并研究了TiC陶瓷粉末的加入对Fe_(55)Nb_(15)Ti_(15)Ta_(15)合金粉末非晶形成能力、微观形貌和热稳定性的影响。结果表明:Fe_(55)Nb_(15)Ti_(15)Ta_(15)合金粉末具有较好的非晶形成能力和热稳定性,TiC陶瓷粉末均匀稳定的分布于Fe_(55)Nb_(15)Ti_(15)Ta_(15)非晶合金粉末中。添加质量分数15%TiC陶瓷粉末延缓了球磨过程中Fe_(55)Nb_(15)Ti_(15)Ta_(15)合金粉末的合金化和非晶化进程,降低了热稳定性,使得球磨后粉末粒度变小,分布范围变宽。该项工艺可制备出具有较大室温塑性的大块铁基非晶合金原始粉末。

Ti元素对Zr_(55)Cu_(30)Al_(10)Ni_(5)非晶合金性能的影响

以Zr_(55)Cu_(30)Al_(10)Ni_(5)为基础合金,研究了Ti元素添加对合金热稳定性和力学性能的影响。研究结果表明,添加适量的Ti元素能提高Zr_(55)Cu_(30)Al_(10)Ni_(5)合金的热稳定性和非晶形成能力,随着Ti元素含量(x=0,0.5,1,1.5,2,2.5)的增加,Zr_(55)Cu_(30)Al_(10)Ni_(5)非晶合金热稳定先增大后减小,当x=2时,非晶合金的非晶形成能力最强。Ti的适量添加也有利于提高Zr_(55)Cu_(30)Al_(10)Ni_(5)试样硬度、压缩断裂强度和塑性变形能力;当x=2时,非晶合金的硬度达到533.56,随Ti元素含量的增加,非晶合金强度、塑性先增大后减小;当x=0.5时,非晶合金的断裂强度为2111 MPa,塑性为5.02%,是不添加Ti元素的非晶合金塑性的1.8倍。

Ti和Nb微合金化对CuZr基相变增韧非晶复合材料组织性能的影响

以典型B2相增韧非晶复合材料形成合金Zr_(48)Cu_(48)Al_(4)为基础,分别研究了Ti、Nb微合金化添加对其凝固组织和性能的影响规律。研究发现,与基础合金相比,微合金化显著改变了B2相的组织形貌(包括大小、数量、形状),其中Ti微合金化降低了B2晶体相的形核能力,提高了非晶和非晶复合材料的形成能力;而Nb微合金化则提高了B2相的稳定性,并大幅提高了非晶相与B2相的硬度以及非晶复合材料的强度和压缩塑性(分别达到了1470 MPa和21.5%)。本研究为非晶复合材料的成分设计与制备提供了实验依据,对开发高性能相变增韧非晶复合材料具有参考价值。

WFeNiMo高熵合金弹丸高速撞击钢靶的数值模拟研究

随着现代武器装备防护能力的日益增强,提高穿甲弹侵彻能力的需求越发强烈,对穿甲弹的高效毁伤能力提出了更高的要求,常规的穿甲弹材料已不能满足现今侵彻毁伤目标的需求。由于高熵合金因其成分设计灵活和优异的力学性能,有望作为穿甲弹芯材料取代贫铀和钨合金等。利用二级轻气炮开展了WFeNiMo高熵合金弹丸高速撞击钢靶实验,利用弹丸撞击铜网产生的电压信号,同步触发高速摄像机。利用高速摄像机采集的弹丸高速碰撞过程,确定撞击速度分别为1072m/s和1346m/s。靶板厚度分别为4mm和10mm,WFeNiMo高熵合金弹丸对钢靶的毁伤模式分别为成坑和穿透。同时,利用物质点法(MPM)对WFeNiMo高熵合金弹丸撞击钢靶过程进行数值模拟。分别从扩孔直径、侵彻深度、剩余弹丸长度和翻唇高度等方面,对比WFeNiMo高熵合金弹丸高速撞击钢靶实验结果和MPM数值模拟结果。研究结果表明:MPM数值模拟结果与实验结果数值上的平均误差约为2%,且MPM弹靶毁伤形貌与实验毁伤形貌吻合MPM适用于高速冲击的数值模拟,能够较好地模拟弹丸侵彻靶板过程,且具有较高的仿真精度,计算所需时间少。

激光增材制备Zr_(41.2)Ti_(13.8)Cu_(12.5)Ni_(10)Be_(22.5)非晶合金的微观组织与力学性能研究

铜模铸造作为制备非晶合金的主流技术,是一种简单、易于操作、使用广泛的技术。由于尺寸大小的影响,限制了非晶合金的应用。激光增材制造作为一种新的制备非晶合金技术,可以突破尺寸的限制。本文利用激光增材制造技术制备了10mm×10mm×3mm的块体Zr_(41.2)Ti_(13.8)Cu_(12.5)Ni_(10)Be_(22.5)非晶合金,对其微观组织和力学性能进行分析,与铸态的Zr_(41.2)Ti_(13.8)Cu_(12.5)Ni_(10)Be_(22.5)非晶合金形成对比。研究结果表明,成形试样非晶率可以达到96.95%,存在少量晶体相,抗压强度为992 MPa,在力学性能上低于铸态的非晶合金,但为辅助铜模铸造制备非晶合金突破尺寸限制提供了一个新思路。

深冷循环热处理下锆基金属玻璃的回春行为调控

研究Zr_(55)Cu_(30)Ni_(5)Al_(10)(摩尔分数,%)金属玻璃在深冷循环处理过程中的回春行为。实验发现,随着循环次数的增加,样品的回春程度更高,表现为更高的弛豫焓与更低的密度。回春程度经200次循环后逐渐饱和,这可能与非晶结构中有限的自由体积含量有关。同时,高循环次数下的样品硬度更低,塑性更好,这与其剪切转变区体积增大有关。此时,更低的剪切面形成能有利于多重剪切带的形成。此外,还发现自由体积含量与样品塑性应变及剪切转变区体积呈线性关系。分子动力学模拟结果还表明,在高冷速下回春程度高的样品会发生原子体积的饱和。

高压下快凝Pd_(82)Si_(18)非晶合金中二十面体结构分析

采用分子动力学方法对6种不同压强下Pd_(82)Si_(18)高温熔体快速凝固形成非晶固体的过程进行模拟,并采用团簇类型指数法和逆向追踪法对其进行微结构特征和遗传演化分析.研究结果表明:加压能够提高体系的玻璃转变温度,在高压条件下,凝固形成的结构中存在大量的二十面体,中心原子为Pd的二十面体与中心原子为Si的二十面体更易形成嵌套共享联结中程序.遗传分析结果表明加压有利于提高团簇的遗传起始温度和遗传分数,以Si原子为中心的团簇比以Pd为中心的团簇具有更强的遗传能力,对玻璃形成能力的影响更大.

高屈强比Ti-Nb-Cr-V-Zr系难熔高熵合金的组织与力学性能

通过真空电弧熔炼法制备了Ti_(47-x)Nb_(23)Cr_(18)V_(12)Zr_(x)(x=0、4、8、12 at%)系难熔高熵合金,随后在1200℃下保温12 h对合金进行均匀化热处理。利用X射线衍射(XRD)、扫描电镜(SEM)、万能力学试验机和显微硬度仪等研究了铸态与均匀化热处理态合金的相组成、微观组织及力学性能。结果表明:Zr元素的添加使铸态合金在枝晶间析出C15结构的Cr_(2)(Ti,Nb,V,Zr)-Laves相,同时,Zr元素含量的增加增强了合金的压缩屈服强度和硬度,但使其塑性降低。均匀化热处理并未改变合金的相组成,但使合金的组织形貌发生了明显改变,并大大增加了析出相的体积分数。经过均匀化热处理后,合金的强度和硬度有所降低,但塑性得到改善。其中,Ti_(43)Cr_(18)Nb_(23)V_(12)Zr_(4)合金的压缩塑性由铸态时的29%提升至超过50%,同时具有1110 MPa的屈服强度和高达180 MPa·cm^(3)·g^(-1)的屈强比,表现出优异的强度-塑性匹配。此外,得益于细小弥散的Laves相,均匀化热处理后Ti_(39)Cr_(18)Nb_(23)V_(12)Zr_(8)合金的屈服强度和塑性均有小幅度增强。

AlCrCuFeNb_(x)NiTi高熵合金的摩擦磨损及高温氧化性能

采用真空电弧熔炼方法制备了AlCrCuFeNb_(x)NiTi高熵合金,并研究了铸态合金的组织、摩擦磨损性能和高温氧化性能。结果表明:Nb元素的添加促进了Laves相的形成,使AlCrCuFeNiTi合金的相结构由L2_(1)相、BCC相和FCC相转变为AlCrCuFeNb_(0.5)NiTi合金的L2_(1)相、Laves相和FCC相。Nb元素的添加会降低AlCrCuFeNiTi合金的耐磨性能,磨损速率从AlCrCuFeNiTi合金的1.572×10^(-5) mm^(3)/(N·m)提高到AlCrCuFeNb_(0.5)NiTi合金的4.483×10^(-5) mm^(3)/(N·m),合金的室温磨损机制均为粘着磨损。合金的氧化动力学遵循抛物线速率定律,Nb元素对AlCrCuFeNb_(x)NiTi合金高温氧化性能的影响随着温度的改变而改变,800和900℃时能提高其高温氧化性能,但1000℃时Laves相的内氧化现象严重导致其高温氧化性能恶化。

纳米晶Al_(x)CrCoNi高熵合金薄膜的组织结构及耐腐蚀性能

选用高纯Al靶和CrCoNi靶,采用磁控溅射共沉积的方法制备了不同Al含量的Al_(x)CrCoNi(x=0.08、0.3和0.7)高熵合金薄膜。对薄膜的表面形貌、成分及内部微观结构进行了表征,并采用纳米压痕及电化学测试分析了薄膜的力学性能和腐蚀性能。结果表明:Al_(x)CrCoNi薄膜均表现出较好的均匀性和致密性,且随着Al含量的增加,薄膜的微观结构由纳米晶结构逐渐转变成纳米晶和非晶混合的双相结构;在相同的纳米压痕测试条件下,Al-0.3薄膜的硬度值最高。电化学测试结果表明,Al-0.7薄膜的腐蚀电流密度最低,拟合电路的总电阻最高,表现出较为优异的耐腐蚀性能。理论分析可知,一定体积分数的非晶可以有效提高薄膜的硬度,且非晶的存在可以有效阻碍腐蚀离子的扩散,因此显著改善薄膜的耐腐蚀性能。

基于融合策略的块体金属玻璃形成能力预测

提出一种融合策略来提高随机森林(RF)、k近邻(KNN)、梯度提升决策树(GBDT)和极端梯度提升(XGBoost)模型预测块体金属玻璃(BMGs)形成能力(GFA)的准确性。该策略使用训练好的卷积神经网络(CNN)模型提取来特征向量,且合金的成分信息是唯一的输入变量,不需要通过实验获得其他物理和化学特性。此外,通过网格搜索方法和k折交叉验证对RF、KNN、GBDT和XGBoost模型的超参数进行了优化。结果表明,本文作者提出的4种融合模型CNN-RF、CNN-KNN、CNN-GBDT和CNN-XGBoost比上述4种机器学习模型(即RF、KNN、GBDT和XGBoost模型)预测精度更高,这表明训练好的CNN模型比人工特征提取更为高效。此外,与已报道的机器学习模型和GFA判据相比,本文作者提出的融合模型可以更精准地预测金属玻璃的形成能力。

静电悬浮条件下液态Zr_(60)Ni_(25)Al_(15)合金的热物理性质与快速凝固机制

采用静电悬浮实验技术测定了液态Zr_(60)Ni_(25)Al_(15)合金的热物理性质,并研究了其深过冷快速凝固过程.实验发现,液态合金所获得的最大过冷度可达316 K(0.25TL),其密度和表面张力与温度呈线性关系,而黏度则随温度呈指数变化.当过冷度小于259 K时,凝固过程中发生两次再辉现象,分别对应着二相(Zr_(6)Al_(2)Ni+Zr_(5)Ni_(4)Al)共晶和三元(Zr_(6)Al_(2)Ni+Zr_(5)Ni_(4)Al+Zr_(2)Ni)共晶的快速生长.若过冷度超过259 K,凝固过程只发生一次再辉,3个化合物相均可从合金熔体中独立形核,形成三元不规则共晶组织.理论计算和实验表明,小过冷时Zr_(6)Al_(2)Ni相优先形核,而当过冷度足够大时,三相能够同时形核.

钆含量对Fe-B-Nb-Gd非晶合金磁学性能和氧化机制的影响规律

研究了Gd含量对(Fe_(73)B_(22)Nb_(5))_(100–x)Gd_(x)(x=0,0.5,1.0,1.5,2.0)合金非晶形成能力、热稳定性和磁学性能的影响规律,并对比分析了非晶氧化机制.通过添加Gd元素,合金的原子尺寸差超过13%,构型熵增大了30%,提升了合金的非晶形成能力.随着Gd含量的增大,过冷液相区范围达到73 K,热稳定性得到明显增强.Gd元素导致合金局部各向异性受到限制,准位错偶极子型缺陷密度降低.这有效减少了阻碍磁畴壁旋转的钉扎位点,提高合金软磁性能.此外,Gd元素使得非晶在氧化过程中对温度的变化更为敏感,达到最大氧化速率的温度降低了15 K,但是并未恶化其抗氧化性能.Gd原子受结合能影响向表层迁移,形成的富Gd氧化物填充了表层缺陷,占据了大量顶部空间,合金表面附近的结构更加致密.这种结构减少了氧原子通过微观组织界面进行扩散的通道,有助于增强抗氧化性能.

激光熔化沉积成形新型多组元Ni3Al合金的组织与力学性能

设计了一种新型多组元Ni_(3)Al合金Ni_(45)Co_(23)Fe_(9)Al_(11)Ti_(12),并采用激光熔化沉积(LMD)技术成功制备了合金。使用X射线衍射、扫描电镜、万能试验机等研究了沉积态合金的微观组织和室温力学性能。结果表明:LMD制备的Ni_(45)Co_(23)Fe_(9)Al_(11)Ti_(12)合金的晶粒为沿沉积方向外延生长的粗大柱状晶,晶粒由无侧向分枝的胞状枝晶组成,枝晶内部和枝晶间区域均由网状FCC基体和块状γ′相组成,且枝晶间区域的γ′相尺寸大于晶内。LMD成型的Ni_(45)Co_(23)Fe_(9)Al_(11)Ti_(12)合金具有良好的室温性能,其屈服强度达到879 MPa,抗拉强度为1160 MPa,断裂伸长率为9.5%,综合力学性能远优于同类合金,其屈服强度的显著提高可能与高密度γ′相有关。

增材制造VNbTiSi轻质难熔共晶高熵合金的组织及力学性能

高熵合金与增材制造技术的结合,为极端服役环境下结构复杂部件的一体化制造提供了新的思路。采用激光熔化沉积(LMD)技术成功制备了VNbTiSi轻质难熔共晶高熵合金,通过显微组织分析筛选出最佳激光功率参数,并对试样进行了室温及高温压缩性能测试。结果表明:VNbTiSi轻质难熔共晶高熵合金表现出了优异的打印性能,最佳工艺参数下制备得到的样品在宏观和微观上均没有出现裂纹。在合金底面及沿构建方向,熔池内部与熔池边界(搭接处)均呈现出不同的形貌,熔池内部由柱状的全共晶组织构成,共晶胞为熔池边界出现较为粗大的(Nb, X)5Si3初生硅化物相。相比铸态组织,激光熔化沉积使得共晶组织的片层间距显著细化。增材制造合金不仅在1000℃下压缩强度可达640 MPa,在1100℃时依然能够保持高于500 MPa的压缩强度,高温压缩性能显著优于铸态VNbTiSi合金。

热处理对Al_(0.5)CoCrFeNiTi_(0.15)高熵合金微观组织和性能的影响

采用真空电弧熔炼法制备了Al_(0.5)CoCrFeNiTi_(0.15)高熵合金,研究热处理对其微观组织、力学性能和耐腐蚀性能的影响。结果表明:热处理后Al_(0.5)CoCrFeNiTi_(0.15)高熵合金的组织仍为典型的枝晶结构,即FCC+BCC结构,热处理并未改变合金的相组成,表明合金具有良好的热稳定性;随着热处理温度升高,合金的共晶组织先细化后变粗。当在800℃热处理6 h后,由于合金共晶组织的细化和点状组织的析出,使得合金拥有最高的硬度、屈服强度和极限强度,分别为420.2 HV0.2、1130.71 MPa和2548.43 MPa。热处理可有效改善合金的耐腐蚀能力,其中800℃热处理6 h时具有最高的破钝电位和最宽的钝化区。

纳米多晶金属的晶界设计及强韧化研究进展

纳米多晶金属材料因具有高体积分数晶界而表现出许多独特的力学性能,如高强度、高硬度、良好的抗磨性和优异的抗疲劳性能等。然而,大量晶界导致的晶间软化和晶界脆性等问题,严重制约其在结构工程领域的实际应用。因此,如何对纳米多晶金属中丰富而又普遍的晶界进行精细设计,并建立相关力学性能变异的新理论和新方法,成为目前材料科学与纳米力学领域研究的热点和难点。本文主要以面心立方结构金属为例,综合阐述了近年来通过晶界工程提升纳米多晶材料力学性能的研究进展,重点介绍了目前几种主要的晶界调控方法及其对强度和塑性的影响,并对其内在强韧化机制进行对比分析,最后归纳分析了晶界设计在纳米材料力学行为研究方面仍存在的问题和挑战,展望了其今后的发展方向。

冷却速率对La基非晶合金β弛豫行为和应力弛豫的影响

β弛豫行为及应力弛豫是探索非晶合金微观结构非均匀性的重要切入口.β弛豫行为及应力弛豫与非晶合金扩散、玻璃转变行为以及塑性变形等密切相关,探究它们之间关联有重要科学意义.本文以典型的La基非晶合金作为研究载体,系统地探究了通过不同冷却速率所得块体样品与条带样品的β弛豫特征及应力弛豫行为.结果表明,冷却速率是控制玻璃体系能量状态,进而影响其物理力学性能的重要参数.冷却速率越大,低温内耗更大,对应β弛豫激活能更小,β弛豫行为在温度谱中展宽更大,表明高冷却速率导致原子移动性更大,微观尺度结构非均匀程度更高.基于应力弛豫测量与分析,发现高冷却速率变形特征时间减小,归一化应力衰减幅度更大,在外加力场作用下更易变形,变形单元更易激活以容纳结构形变.本研究为进一步厘清非晶合金β弛豫、变形及微观结构非均匀性之间关联提供了思路.

非晶合金薄膜的复合强韧化研究进展

随着电子行业向便携化、智能化、柔性化方向不断发展,非晶合金薄膜由于强度和硬度高、耐磨损及耐腐蚀性好、表面粗糙度低等诸多性能优势,在微纳机电系统、传感器和生物医学方面显示出巨大的应用潜力,成为国内外炙手可热的高新技术材料之一。然而,剪切局域化和应变软化导致的室温脆性是非晶合金薄膜的致命问题,严重制约着其在结构工程领域中的广泛应用。因此,非晶合金薄膜的强韧化设计是目前的研究热点和前沿课题。近年来,随着生产工业和研发技术不断进步,各种新型非晶合金薄膜材料不断涌现。特别地,复合化具有高度的设计性和可控性,在非晶合金薄膜的强韧化研究方面得到广泛关注。本文回顾了非晶合金复合薄膜的几种主要结构设计策略,围绕“微观结构-力学性能-强韧化机制”的本构关系,重点阐述了不同微观结构对非晶合金薄膜力学性能和变形机理的影响,并对该课题研究进程中所面临的主要问题和挑战进行了展望。

微量氮元素添加对Zr基非晶合金力学性能影响的研究

采用铜模吸铸法,成功地制备了直径3 mm的(Zr_(55)Cu_(30)Al_(10)Ni_(5))_(100-x)N_(x)(x=0、0.5、1.0、1.5、2.0)非晶合金棒材。利用氮氧分析仪、X射线衍射仪、差示扫描量热仪、万能试验机、显微硬度计和扫描电镜等手段,系统地研究了氮含量对(Zr_(55)Cu_(30)Al_(10)Ni_(5))_(100-x)N_(x)非晶合金的力学性能的影响。同时,对氮元素添加时非晶合金体系的剪切带与断口形貌进行了分析讨论。结果表明:不同氮含量的(Zr_(55)Cu_(30)Al_(10)Ni_(5))_(100-x)N_(x)合金中,氮含量(原子百分数)分别为0.08%、0.49%、1.18%、1.48%、1.73%;在添加微量氮元素前后,块体合金(Zr_(55)Cu_(30)Al_(10)Ni_(5))_(100-x)N_(x)均呈现完全非晶结构;原始Zr_(55)Cu_(30)Al_(10)Ni_(5)非晶合金的显微硬度值为478.62 HV,添加氮元素后显微硬度随氮含量增加而递增,显微硬度最高为519.16 HV;添加氮元素前,Zr_(55)Cu_(30)Al_(10)Ni_(5)合金的抗压强度为1738 MPa、塑性形变量为2.1%;当x=0.5时,抗压强度降至1719 MPa、塑性形变量降至1.0%;当x≥1.0时,抗压强度持续下降且塑性较差。