區(qū)域熔煉法制備高強高韌CuZr基非晶復合材料.pdf

1、塊體非晶合金具有很好的玻璃形成能力，而且強度高、彈性極限大（約2％）以及較好的耐磨性，受到人們的廣泛關注。但是，塊體非晶合金由于其無序的結構導致其室溫塑性差，嚴重限制了其作為結構材料的應用。近年來，在CuZr基塊體非晶合金中引入具有形狀記憶的B2CuZr軟相，通過“相變誘導塑性效應”可以效地提高CuZr基塊體非晶合金的室溫塑性，其室溫塑性與B2CuZr相的顆粒大小、體積分數、分布情況以及粒子間距等因素緊密聯系。本論文利用高真空電弧焊接設

2、備與高真空中功率電子束焊機對CuZr基塊體非晶合金板材進行快速加熱與快速冷卻的方式進行區(qū)域熔煉，通過控輸入參數可以人為控制B2CuZr相的體積分數以及空間分布情況。
　　首先，利用真空電弧焊機區(qū)域熔煉CuZr基塊體非晶合金：利用高真空電弧熔煉-吸鑄爐制備出CuZr基塊體非晶合金板材，采用定制的電弧塢極對非晶合金板材進行區(qū)域熔煉。通過控制輸入功率（317±57W，422±58W，604±124W）和改變電弧與樣品板材之間的距離(1-

3、2mm，2-4mm)可以誘發(fā)B2CuZr相的生成，再經快速冷卻可以使B2CuZr相在室溫下得到保留。通過控制輸入電流的大小以及電弧與樣品板材之間的距離可以控制B2CuZr相的大小，改變塢極熔煉的位置可以控制B2CuZr相的空間分布。當B2CuZr相的體積分數以及空間分布得到很好地控制時，制備的CuZr基塊體非晶復合材料的屈服強度可達到1700±10MPa，相應的室溫壓縮塑性應變大于14％。SEM形貌測試發(fā)現，在變形過程初始階段，B2Cu

4、Zr相發(fā)生了馬氏體相變，隨后在B2CuZr相的界面處開始萌生多重剪切帶;隨著應變的進一步增加，孿晶化的馬氏體和多重剪切帶得到進一步增殖，從而誘發(fā)較大的室溫塑性。盡管電弧區(qū)域熔煉可以達到人為控制B2CuZr相的體積分數和空間分布狀況的效果，但是在區(qū)域熔煉的過程中，輸入功率難以做到精確地控制，重復度相對較差，不利于后續(xù)復合材料的開發(fā)。
　　為了尋求能量束更加集中，輸入參數能夠得到精確控制，我們采用了高真空中功率電子束焊機對CuZr基塊

5、體非晶合金進行區(qū)域熔煉，電子束區(qū)域熔的方式分為點掃描、線掃描和面掃描三種，通過控制束流大小、掃描時間、掃描速度以及掃描位置等參數，可以更加精確地控制B2CuZr相的體積分數以及空間分布狀況，從而制備出人為可控B2CuZr相的CuZr基非晶復合材料。
　　(1)采用點掃描方式時，束流大小為0.6mA-0.9mA，時間為2s，隨著束流的增大，局部區(qū)域熔煉的區(qū)域面積也隨之增大，主要包含熔化區(qū)域、熱影響區(qū)和基體部分。熔化區(qū)域隨著束流的增加

6、其結構由含有其它大量金屬間化合物的B2CuZr晶體相，轉變?yōu)榻咏傿2CuZr晶體相，甚至伴隨少量的非晶相出現。熱影響區(qū)域主要包含B2CuZr晶體相、非晶相和少量其它金屬間化合物。由于此區(qū)域屬于被動加熱區(qū)域而不是熔化區(qū)域，晶體相的產生主要是來自于非晶合金在快速加熱和冷卻過程中的晶化產物。對于非晶基體區(qū)域來講，由于受電子束能量的影響較小仍處于非晶態(tài)。(2)采用線掃描方式時，束流大小為1.4-1.9mA，掃描速率為1000mm/min，隨著

7、束流的增大，區(qū)域熔煉部位晶體相的含量隨之增加。區(qū)域熔煉后熔化區(qū)域因冷卻速率較快而形成非晶態(tài)，熱影響區(qū)域以B2CuZr相為主并伴有非晶相以及其它少量金屬間化合物。(3)采用面掃描方式時，束流大小為4.0-5.5mA，掃描速率為1000mm/min，區(qū)域熔煉后不同區(qū)域的結構跟采用線掃描方式區(qū)域熔煉后的樣品結構相類似。
　　其中，當線掃描束流大小為1.4mA時，樣品的拉伸屈服強度約為1450MPa，室溫拉伸塑性約為2％;當面掃描束流大小