Zr基块状非晶的氢损伤与氢致滞后断裂

研究了Zr41.2Ti13.8Ni10Cu12.5Be22.5块状非晶在充氢过程中氢致滞后断裂规律以及氢鼓泡的形核、长大及破裂过程.结果表明,当充氢电流i<20 mA/cm2时,不出现氢损伤(鼓泡及微裂纹),但在恒载荷条件下能发生氢致滞后断裂,其归一化门槛应力强度因子为KIH/KIC=0.63.当i>20 mA/cm2后,无载荷下充氢会产生氢损伤,恒载荷下发生滞后断裂时KIH/KIC从0.63降为0.26.氢鼓泡(直径约为30 nm)形核时的内压pi≈3.6 GPa.随氢的进入,鼓泡不断长大;内压增大至pC≈3.9 GPa时,鼓泡就会解理扩展变成裂纹;但扩展20-30 μm后,内压下降从而止裂.当一定量原子氢进入氢鼓泡后,它又能解理扩展,从而在鼓泡边缘局部解理断口上可以观察到止裂线.

Zr基块状非晶态合金变形与断裂的研究进展

近十几年来,块状非晶态合金的出现进一步提高了人们对非晶态合金的认识,也给进一步开发非晶态合金的应用带来了更加广阔的前景。简要介绍了Zr基块状非晶态合金的力学性能特点,着重叙述了其变形和断裂行为。

Zr基大块非晶喷射电解腐蚀特征的研究

利用透射电子显微镜(TEM)及场发射电镜纳米尺度成分分析技术(EDS分析)研究块状非晶Zr70Cu8Ti7Ni15喷射电解腐蚀特征。结果表明:在喷射电解腐蚀过程中,非晶内少量纳米级别的晶体相对于块状非晶基体较容易被腐蚀破坏。此外,经高氯酸乙醇溶液电解腐蚀后非晶中明显存在一些特殊非晶区域,其中含有大量非晶态氧化物,Ni大量流失,这些区域的形成是由于Cl离子点蚀引起的。

块状非晶态合金Zr_(65)Al_(7.5)Ni_(10)Cu_(17.5)的室温单轴压缩断裂行为

利用IUTM和SEM研究了Zr65Al7.5Ni10Cu17.5块状非晶合金的室温单轴压缩变形和断裂行为.该合金的室温压缩变形过程主要表现为弹性和塑性变形,并且塑性变形阶段没有加工硬化现象.宏观形貌观察发现样品形成与压缩方向呈约45°的变形带.塑性变形以剪切带粘性流层相对滑动的方式进行,在变形过程中形成脉络状断面形貌.裂纹于塑性变形积累到一定程度之后,在切变变形较大的区域表面形成.裂纹从萌生、扩展到断裂,时间极短.流变积累和应力集中综合作用的结果导致断裂.

合金元素对Zr基大块非晶晶化行为的影响

利用准晶的共轭结构模型构造出了Zr 基非晶合金中准晶相的原子结构模型,用递归方法研究了合金元素对非晶晶化过程的影响。结果表明:Zr 基非晶合金析出的准晶相存在Zr6Ni,Ni6Zr 2 种结构, Ni6Zr 结构优先析出;合金元素Ag,Pd,Pt,Au 固溶于准晶中时,占据Cu,Ni 原子的位置,增大近邻原子间的相互作用,这从电子理论角度解释了合金元素Ag,Pd,Pt,Au 稳定地促进二十面体准晶(I)相析出的事实。

第二相对Zr基非晶复合材料力学性能的影响

通过铜模铸造法制备了最大厚度达5mm的板状(Zr_70Ni_10Cu_20)_82-Ta_8Al_10非晶复合材料,不同的冷却速度使制备的不同厚度的非晶复合材料含有不同的延性相和脆性相.延性Ta固溶体粒子的存在可以促使多重剪切带的萌生,导致剪切带分叉、阻碍剪切带或者裂纹的扩展来提高材料的塑性;而延性Ta固溶体周围脆性相的析出减弱了固溶体与非晶基体的界面结合强度,进而降低了Ta固溶体提高塑性的能力,同时非晶基体中的脆性相起到了促使裂纹形核、引起低应力脆断的发生,随着脆性相数量的增加,试样的断裂模式也由失稳屈曲-剪切模式向劈裂模式转变.

原位β-Zr相/Zr非晶基复合材料的干摩擦滑动磨损行为

采用铜模喷铸法制备出直径为3 mm的原位β-Zr相/Zr非晶基复合材料,对其在干摩擦条件下的滑动磨损行为进行了研究。结果表明,与纯块状非晶合金相比,Zr基块状非晶复合材料的耐磨性能得到明显的改善。复合材料比纯块状非晶合金具有更低的摩擦系数和磨损速度,最低的磨损速度比纯非晶合金的减小48.1%。同时,包含一定体积分数β-Zr相的复合材料表面磨损比纯非晶合金的轻,只有一些浅的犁沟,其磨削小,显示出轻微的磨粒磨损特征,而纯非晶合金的磨损表面呈现出片状、分层、凸起及深的犁沟等特征,磨削大,为严重的磨粒磨损。复合材料低的磨损速度归因于铸态下析出的分布在非晶基体上的韧性β-Zr枝晶相的存在。该相具有较强的承载、塑性变形和加工硬化能力,通过减小界面处非晶基体的应力集中、释放应变能、限制剪切带和裂纹的萌生与扩展、使塑性变形更加均匀等途径提高耐磨性能。