基于区域冶金的非晶复合材料结构调控及性能研究文献综述

 2022-11-27 16:05:59

{title}{title}

开题报告

研究背景及意义

研究背景

非晶合金自1934年被发现以来，就因其非常独特的性能而备受研究者们的关注[1]。特别是自1960年美国加州理工学院的Klement[2]等人首次利用快速冷却的方法成功制备出了Au75Si25非晶合金之后，人们对非晶合金的研究进程加快了许多。非晶合金所具有的高强度，高硬度，大弹性极限，软磁性以及耐磨性等优异性能使其在汽车，航空航天，海洋工程等各种领域具有广阔的应用前景[3]。例如，Zr基非晶合金具有很大的弹性模量，可以作为一种很好的储存弹性能量的材料，因此其被用来制作高尔夫球杆的击球头；利用非晶合金弹性大的特点，其还可以被用来做装甲的复合夹层，吸收能量从而减少破坏；某些Fe基非晶合金因优异的软磁性能已经被广泛应用于各种变压器，传感器和电感器中。表1中给出了一些非晶合金的力学性能数据。

表1 一些非晶合金的力学性能数据

合金

HV/GPa

E

/GPa

Fe77Ga3P9.5C4B4Si2.5[4]

8.7

182

3.16

Fe48Cr15Mo14Er2C15B6[5]

12

200

4

Ni45Ti20Zr25Al10[6]

7.8

114

2.37

研究意义

尽管非晶合金普遍都具有高强度等优异的性能，但同时它也有一个致命的缺陷，那就是室温塑性很差。这和其材料本身的微观结构有关，非晶合金在微观结构尺度上结构和冷冻的液体很相似，其弛豫时间太长导致在一般的应变速率下，材料内部只有局部原子发生剧烈形变，而非晶内部没有位错滑移等机制导致局部软化剪切带的形成最终材料发生脆性断裂[1]。

非晶合金材料其实在我们日常生活中已经有所应用，但主要都是集中在功能材料方面。然而作为具有高强度的一类性能优异的材料，人们还是希望该材料可以被广泛应用在结构工程中，但是其室温脆性缺陷却成为了其作为结构材料的瓶颈。因为对于脆性材料而言，材料几乎没有缺陷抗力，因此只要材料内部产生裂纹就会立即断裂失效。这就表明利用脆性很大的非晶合金作为结构材料意味着安全性很低。

因此，倘若可以在没有很大程度上损失非晶合金的高强度等优异性能的基础上大幅度提高其室温塑性的话，非晶合金作为结构材料的潜能也将被充分挖掘出来，而这也是广大研究者们近十多年来一直致力于的目标。只有突破非晶合金室温塑性瓶颈，它才可以被应用到更加广泛的领域中，其各项优异的性能才能得以更加充分地发挥。

研究现状

在提高非晶材料的室温塑性方面，有很多研究者们一直在努力并取得了一些成果。到目前为止，提高塑性材料的方式主要分两种。一种是通过调整非晶材料本身的各组元配比以引入微观不均匀的软硬区使得材料的塑性得以提升；另一种则是在非晶基体材料内部引入第二相从而制得非晶复合材料提升其塑韧性。

改变非晶材料组元配比提升塑性

在这一方面，Schroers[7]等人通过合理设计非晶合金的成分制备出了压缩塑性高达20%的Pt57.5Cu14.7Ni5.3P22.5的大块非晶玻璃。他认为，他所制备出的非晶合金之所以具有这么好的塑性是由于材料的大泊松比（=0.42）。泊松比大意味着剪切模量与体积模量之间的比值小，这样的材料在形变的时候剪切带可以在裂纹扩展之前进行交叠从而达到塑性提升的效果[7]。此后，Lewandowski[8]等人的研究指出，具有大泊松比的非晶合金具有更大的塑韧性。他们的研究结果为探索具有更好塑韧性的非晶合金提供了宝贵的指导。2007年，中科院物理所柳延辉[9]等人利用泊松比判据，同时合理地对非晶合金进行相应的成分调整，成功制备出了同时具有高强度（1.7GPa）和高压缩塑性（gt;150%）的CuNiAl非晶合金体系，该体系下的非晶合金在室温条件下可以弯曲到90°（见图1）。他指出，可以通过合理设计非晶合金的成分，或者相分离的手段在非晶材料中引入微观不均匀性或是微纳米尺度的软硬区来提升大块非晶合金的塑韧性[9]。这种引入微观不均匀性从而提升材料的塑韧性原理如图2所示。非晶材料中的非均匀结构可以导致大量剪切带的生成，同时引起剪切带之间的交错影响，从而阻碍剪切带的扩展提升材料的塑韧性[9]。Hou[10]等人就通过在FeCoBSiNb非晶合金中引入Cu元素使得材料在只损失很小强度的情况还保持较高的室温塑性。在此研究中，通过添加Cu元素，材料内部引入了很多的纳米尺度的非均匀结构阻碍了剪切带的扩展使得材料在保持4GPa的强度的同时还有3.7%的室温塑性。

图1 具有大强度，高塑性的非晶合金体系，（A）为样品的压缩试验曲线，图坐标图内的数据为应变速率；（B）为压缩样品实物图[9]

图2 非晶合金中不同应变下的多重剪切带，（A）应变为2.7%；（B）应变为159%[9]

应当指出的是，这种通过成分调整来提高非晶材料塑性的方法虽然有效，但是实验的重复性不太好，并且工艺难以调控，其机制也尚不明确[1]。

2.2 引入第二相提升材料塑性

许多研究表明，在非晶材料基体内部引入第二相可以获得塑韧性显著提升的非晶复合材料。在这方面已经有大批学者们进行了研究，目前，通过引入第二相制备高强韧非晶复合材料的方法主要有两种：原位合成法和异位合成法。

2.2.1 原位合成法

原位合成法是指直接在原非晶基体中诱导沉淀出晶体第二相制备非晶复合材料。2000年，Johnson[11]等人利用此方法成功通过在非晶基体材料内部引入第二相得到了塑性显著提升的非晶复合材料。他们通过研究发现，引入晶体相作为第二相之后，当非晶基体材料内部发生剪切局域化时，塑性的晶体相可以阻止剪切带在材料内部的扩展从而提高塑性变形率；此外，他们还发现非晶基体内部的第二相同时还可以诱发多重剪切带的形成，材料内部剪切区域体积变大，所能消耗的弹性能量就越多，材料本身的塑性就可以进一步得到提升[11]。而后2005年，Inoue[12]等人同样通过该方法制备出一系列的(Cu0.50Hf0.35Ti0.10Ag0.05)100-xTax(X=0, 1, 3, 5, 8, 12)非晶复合材料，通过不断增加材料组分中Ta的比例，复合材料的弹塑性应变不断提升。在X=1时，f为2.1%；而当X=8时，f提升至19.2%。在该研究中，复合材料内部的晶体相是以树枝晶的形态均匀分布在非晶基体中的。图3中给出了该研究中一些复合材料的XRD图，SEM图以及应力应变曲线。

图3 复合材料的XRD图，SEM图以及应力应变曲线图，（上）为不同X值下材料的XRD和压缩试验曲线；（左下）X=8时复合材料的SEM图；（右下）X=12时复合材料的SEM图[12]

2.2.2 异位合成法

异位合成法引入第二韧性相是指在制备非晶的过程中直接引入其他相，如W丝，Nb颗粒或者TiC等颗粒对非晶基体材料塑性进行提升。Choi-Yi[13]等人曾经于2002年通过此方法将Ta，Nb和Mo颗粒作为第二韧性相引入Zr57Nb5Al10Cu15.4Ni12.6非晶合金中，得到了室温塑性良好的非晶复合材料。图4中给出了一些其制备出的复合材料的SEM图。而在2008年，Conner[14]等人又将Mo和Ta纤维引入Zr基非晶材料中制得了塑性明显增强的非晶复合材料，但是材料的强度却大大下降。

图4 Zr57Nb5Al10Cu15.4Ni12.6基复合材料SEM背向散射图，（左）引入Ta；（右）引入Nb[13]

2.2.3 不同种类，大小，体积分数，空间分布的第二相对材料性能的影响

此外，在第二相的引入提升非晶材料的塑性方面，复合材料的性能是由基体、强化相以及它们之间的界面等多种因为所共同决定[15]。因此，在复合材料内部，增强相的大小，体积分数以及空间分布情况都对材料的最终性能起着很关键的影响。

在研究第二相本身对复合材料塑性的影响方面，Pan[16-17]等人曾经系统地研究了在镁基非晶材料内部分别引入脆性相（SiC）和韧性相（Nb，Ta）对其塑性的影响，图5和图6中分别给出了用SiC和Nb作第二相强化复合材料的SEM图。研究表明，不管是引入韧性相还是脆性相都对复合材料的塑性有着提高效果，不过韧性相提高的程度更大。不过这两类第二相对非晶复合材料的塑性改善机理不同，脆性颗粒改善非晶合金的塑性主要来源于基体通过脆性颗粒阻碍剪切带的扩展而导致剪切带的增殖获得[15]。而韧性相对材料塑性提升的机理有两方面，一是韧性相本身就可塑性变形，二是促使基体的变形[15]。

图5 用SiC颗粒作为第二增强相时复合材料的SEM图[17]

图6 用Nb颗粒作为第二增强相时复合材料的SEM图[16]

在研究第二相尺寸以及体积分数对复合材料性能的影响方面，Johnson研究组[13]和Fu[18]等研究表明，在利用第二相改善复合材料塑性时，对第二相的含量是有一个体积分数范围要求的。进一步地，Zhang[19]等人的研究还表明，对于不同尺寸的第二相颗粒，要求的体积分数范围也是不相同的。张波[20]等人于2013年利用不同直径（1000m，700m，500m，200m）的W纤维对Zr基非晶复合材料的压缩性能进行提高。结果发现，在准静态的载荷条件下，随着纤维直径的减小，纤维强度增大，复合材料的面体率增大，非晶基体的小尺寸效应增强，导致复合材料的静态压缩性能提高[20]，图7显示的是不同纤维直径下的非晶复合材料压缩应力应变曲线。

图7 不同纤维直径下不同应变速率下的压缩试验曲线[20]

此外，在研究第二相的拓扑分布与复合材料的性能之间的关系方面，Liao[21]等人在运用铜模冷铸法提炼Cu-Zr基非晶合金时利用Ta颗粒对材料的B2相进行诱导生成从而控制了晶体相的分布，制得了具有1890Mpa强度和14%室温塑性的Cu-Zr基非晶复合材料。目前可以找到的控制复合材料内部晶体相空间分布的方法还十分有限，这正是广大研究者们正努力探索的方向之一。

总结

故综上所述，非晶合金因本身具有优良的力学性能在很多领域都具有突出的应用前景，但是其室温塑性差这一缺陷一直限制着其在工程上的应用。虽然很多学者们已经通过各种方式对非晶材料的塑性有所提升，但是存在问题有两方面：原位合成法其非晶韧化效果较差，而离位合成法虽然引入韧性相显著提升了非晶合金的韧性但是以较大的强度损失为代价。因此，为了保证非晶合金强度的同时提升其韧性，本文将采用添加外置合金组元，以电子束为热源，研究局域加热与非平衡冶金作用下原位合成与离位合成的综合韧化效果，进而提出综合力学性能优化方法，最终提升非晶材料的室温塑性。

4 本文主要研究内容

从前人的研究来看，虽然说提升非晶材料的塑韧性有好几种方式，但是其本质都是一样的，那就是在非晶材料内部引入微观不均匀性，这种微观不均匀的结构可以在材料形变的过程中引入多重剪切带以及阻碍剪切带的扩展从而提升材料的塑性。通过成分设计虽然可以很有效地提升材料的塑性，但是其实验的重复性不太好且有时工艺复杂，故本文将通过制备非晶复合材料的手段来提升材料的塑韧性。与前人研究的不同之处在于，本实验将采用在两块非晶板材中间直接引入中间层，然后利用电子束进行加热熔化冷却引入第二相从而制得非晶复合材料。本实验主要分为以下几个部分：

  1. 利用电子束对非晶材料进行冶炼制备出具有高强韧性能的非晶复合材料
  2. 对复合材料进行力学性能测试以及分析
  3. 对复合材料的微观组织结构进行分析并阐述中间相在基体材料内的冶金机理以及对非晶材料的韧化机制
  4. 研究电子束焊接温度场，分析温度场分布影响因素，获得温度场调控关键因素
  5. 分析电子束热源作用下非晶复合材料的组织特征，建立组织类型、分布与温度场的关系模型并测试在不同温度场下非晶复合材料的力学性能，阐明非晶合金区域冶金韧化机理

实验方案

本实验将主要分为两个部分，实际实验和理论实验两部分。实际实验是为了制备具有良好强韧性能的非晶复合材料并进行性能组织分析，而理论实验部分是通过模拟焊接温度场来获得实际工艺试验的方向。因此，本实验的主要顺序及过程如下：

  1. 利用电子束对非晶材料进行区域熔炼，同时模拟熔炼过程中的温度场
  2. 对制备好的非晶复合材料进行力学性能测试以及组织分析，并验证或者修改模拟的温度场模型
  3. 分析温度场模型，找到温度场调控因素，建立调控因素，温度场以及组织之间的关系
  4. 分析不同性能下的非晶复合材料的力学性能及微观组织，建立组织及性能之间的关系
  5. 总结模型，建立调控因素，温度场，组织及性能之间的联系模型

整个实验的主要流程图如下图8：

图8 实验流程图

同时，在温度场模拟部分需要实际实验的组织进行验证模拟实验的正确性。实际实验对模拟温度场验证之后，就可利用模拟温度场找到调控第二相的因素，建立控制因素与组织之间的联系，进而更加有效调控工艺从而获得性能优异的非晶复合材料。并且，在制备好非晶复合材料后，需要对组织及性能分别分析，建立好组织与性能的关系。最终，整体建立好一个模型，阐明在整个电子束非晶复合材料熔炼过程中温度场调控因素与组织，组织与性能之间的关系。

进度安排

  1. 2019.01-2019.02 查阅文献
  2. 2019.02-2019.05 工艺试验，分析测试，数值模拟
  3. 2019.05-2019.06 撰写论文

预期成果

  1. 毕业论文1份
  2. 非晶复合材料试样3件
  3. 非晶复合材料组织测试报告
  4. 非晶复合材料性能测试报告

参考文献

[1] 汪卫华. 非晶态物质的本质和特性[J]. 物理学进展, 2013, 177-351.

[2] Klement jun. W, Willens RH, Duwez P. Non-crystalline Structure in Solidified Gold-silicon Alloys[J]. Nature, 1960, 187: 869.

[3] 惠希东, 陈国良, 编著. 块体非晶合金[Z]. 2006.

[4] Inoue A, Shen B L, Yavari A R, Greer A L. J. Mater. Res, 2003, 18 (6): 1487-1492.

[5] Ponnambalam V, Poon S J, Shiflet G J. J. Mater. Res, 2004, 19 (5): 1320-1323.

[6] Donghua Xu, Gang Duan, William L. Johnson, Carol Garland. Acta. Materialia, 2004, 52：3493-3497.

[7] Jan Schroers, Johnson WL. Ductile Bulk Metallic Glass[J]. Physical Review Letters, 2004, 93(25): 255506.

[8] J. j. lewandowski, W. h. wang, A. l. greer. Intrinsic Plasticity or Brittleness of Metallic Glasses[J]. Philosophical Magazine Letters, 2005, 85(2): 77-87.

[9] Yan hui L. Super Plastic Bulk Metallic Glasses at Room Temperature. [J]. Science (new York, N. y. ), 2007, 5817(315).

[10] Hou L, Wang Q, Yang W, et al. Enhanced Plasticity of FeCoBSiNb Bulk Glassy Alloys By Controlling the Structure Heterogeneity with Cu Addition[J]. Journal of Non-crystalline Solids, 2019, 505: 181-187.

[11] Hays CC, Kim CP, Johnson WL. Microstructure Controlled Shear Band Pattern Formation and Enhanced Plasticity of Bulk Metallic Glasses Containing in Situ Formed Ductile Phase Dendrite Dispersions[J]. Physical Review Letters, 2000, 84(13): 2901-2904.

[12] Bian Z, Kato H, Qin C, et al. Cu–Hf–Ti–Ag–Ta Bulk Metallic Glass Composites and Their Properties[J]. Acta Materialia, 2005, 53(7): 2037-2048

[13] Choi-Yim H, Conner R, Szuecs F, et al. Processing, Microstructure and Properties of Ductile Metal Particulate Reinforced Zr57nb5al10cu15.4ni12.6 Bulk Metallic Glass Composites[J]. Acta Materialia, 2002, 50(10): 2737-2745.

[14] Choi-Yim H, Lee S, Conner RD. Mechanical Behavior of Mo and Ta Wire-reinforced Bulk Metallic Glass Composites[J]. Scripta Materialia, 2008, 58(9): 763-766.

[15] 胡壮麒, 张海峰. 块状非晶合金及其复合材料研究进展[J]. 金属学报, 2010, 46(11): 1391-1421.

[16] Pan DG, Zhang HF, Wang AM, et al. Enhanced Plasticity in Mg-based Bulk Metallic Glass Composite Reinforced with Ductile Nb Particles[J]. Applied Physics Letters, 2006, 89(26): 42.

[17] 潘大刚. Mg基非晶合金及其复合材料的制备与性能[D]. 沈阳: 中国科学院金属研究所, 2007.

[18] Fu XL, Li Y,Schuh CA. Mechanical Properties of Metallic Glass Matrix Composites: Effects of Reinforcement Character and Connectivity[J]. Scripta Materialia, 2007, 56(7): 617-620.

[19] Zhu Z, Zhang H, Hu Z, et al. Ta-particulate Reinforced Zr-based Bulk Metallic Glass Matrix Composite with Tensile Plasticity[J]. Scripta Materialia, 2010, 62(5): 278-281.

[20] 张波, 付华萌, 朱正旺, 等. W纤维直径对锆基非晶复合材料压缩力学性能的影响[J]. 金属学报, 2013, (10): 1191-1200.

[21] Liao Y, Song S, Li T, et al. Significant TRIP-effect Improvement By Manipulating ZrCu-B2 Distribution in ZrCuAlCo-based Bulk Metallic Glass Composites Via Inoculating Ta Particles[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2019, 774: 547-555.

资料编号：[552164]

开题报告

研究背景及意义

研究背景

非晶合金自1934年被发现以来，就因其非常独特的性能而备受研究者们的关注[1]。特别是自1960年美国加州理工学院的Klement[2]等人首次利用快速冷却的方法成功制备出了Au75Si25非晶合金之后，人们对非晶合金的研究进程加快了许多。非晶合金所具有的高强度，高硬度，大弹性极限，软磁性以及耐磨性等优异性能使其在汽车，航空航天，海洋工程等各种领域具有广阔的应用前景[3]。例如，Zr基非晶合金具有很大的弹性模量，可以作为一种很好的储存弹性能量的材料，因此其被用来制作高尔夫球杆的击球头；利用非晶合金弹性大的特点，其还可以被用来做装甲的复合夹层，吸收能量从而减少破坏；某些Fe基非晶合金因优异的软磁性能已经被广泛应用于各种变压器，传感器和电感器中。表1中给出了一些非晶合金的力学性能数据。

表1 一些非晶合金的力学性能数据

以上是毕业论文文献综述，课题毕业论文、任务书、外文翻译、程序设计、图纸设计等资料可联系客服协助查找。

您可能感兴趣的文章