一种具有优异力学性能的ZrCuAlNiAg系块体非晶的制备方法与流程

本发明属于材料科学领域，具体涉及一种具有优异力学性能的zrcualniag系块体非晶的制备方法。

背景技术：

金属玻璃(又称非晶合金)相比于传统晶体材料具有很多优良的性能，如高强度(接近晶体材料理论值)、高弹性(弹性极限约为2％)、良好的耐腐蚀性、抗辐照能力以及耐磨性能等，是一类应用前景良好的的新型功能材料和潜在的结构材料。然而，金属玻璃材料具有室温塑性差的缺点，当施加外力超过其屈服极限时容易迅速形成裂纹导致毁灭性断裂，留下严重的安全隐患从而严重制约了金属玻璃材料实际的工程应用，出现这一现象的原因是非晶受到外力的作用时，在变形过程中形成高度局域化的剪切带，产生应变软化的现象，一旦剪切带萌生就会迅速扩展直至断裂。为了解决这一问题，目前采用的方法有在非晶内部引入第二相晶体相，形成非晶复合材料，这样第二相晶体相就会抑制剪切带的扩展，从而提高非晶的塑性，例如，2001年johson课题组(scriptamaterialia45(2001)1039-1045)通过在真空电弧熔炼过程中向zr57nb5al10cu15.4ni12.6块体非晶中添加一定量的钨丝，提高了非晶的室温压缩塑性；2011年吕昭平研究组(actamaterialia59(2011)2928–2936)通过在熔炼过程中添加al元素进入cuzr基非晶材料中，在非晶内部形成b2-cuzr相并均匀分布，在变形过程中又能诱导b2-cuzr相转变为b19'马氏体，因此制得具有一定拉伸塑性的非晶。其他方法如在2006年y.zhang等采用喷丸的方法控制非晶表面的残余应力提高了非晶的室温压缩塑性(naturematerials,2006,5(11):857-860)；2012年h.j.jun通过退火产生纳米晶形成复合材料提高了非晶的室温压缩塑性(intermetallics20(2012)47-54)。

但是，现有技术存在如下缺陷：形成非晶复合材料的方法改变了非晶的结构，制得的材料已不是完整的非晶态且经常牺牲了非晶的屈服强度，喷丸处理会损伤零件表面。

技术实现要素：

本发明的目的在于：提供一种具有优异力学性能的zrcualniag系块体非晶的制备方法。

为了实现上述目的，本发明提供如下技术方案：

一种具有优异力学性能的zrcualniag系块体非晶的制备方法，具体步骤如下：

(1)将原料zr、cu、al、ni、ag按照zr57cu20ni8al10ag5原子百分比配置，将配好后原料，在真空氩气保护下，使用电弧熔炼辅以电磁搅拌制备出成分均匀的母合金锭；

(2)采用水冷铜模吸铸法，将熔炼好的母合金锭吸铸到水冷铜模中，从而制备出zrcualniag铸态非晶试样；

(3)对zrcualniag铸态非晶试样进行真空氩气保护退火，退火温度为310-330℃，退火时间为0-24h，将退火后的铸态试样在过冷液相区经过大应变变形工艺处理，制得具有优异力学的zrcualniag系块体非晶。

优选地，所述的原料的纯度超过99.9％。

优选地，zr、cu、al、ni、ag每个元素在配置过程中均采用超声波清洗去除表面残留的毛刺。

优选地，电弧熔炼的次数为5-7次，电弧熔炼的电流为240-260a，电磁搅拌的电流为8-12a，每次熔炼持续1-3min。

优选地，水冷铜模中冷却速度为100-120k/s。

优选地，步骤(3)中过冷液相区经过大应变变形工艺处理的具体操作如下：将退火后的铸态试样在15ms之内加热至477℃，然后以0.8x10³-1.2x10³k/s的冷却速度冷却至室温。

本发明的原理如下：

对铸态非晶试样经过步骤(3)的工艺处理后在非晶内部产生相分离，相分离区域富铜贫锆，基体则与此相反，这些相分离区域在非晶内部均匀分散。由于相分离与基体结合界面处自由体积含量较多，优先作为剪切带萌生的起点，当剪切带开始扩展遇到相分离区域，相分离区域会阻挡剪切带的扩展，此时会产生二次剪切带并促使更多的剪切带产生，最终形成交织的网状剪切带，使非晶材料具有优异的力学性能。

本发明的有益效果在于：本发明的方法能够获得具有优异力学性能的zrcualniag系块体非晶，即具有显著的室温压缩塑性又兼具良好的弯曲塑性，满足作为结构材料的使用要求。

附图说明

图1为zrcualniag系具有优异力学性能的xrd结果比较图。

图2为zrcualniag系力学性能的压缩性能比较图，其中1为zrcualniag铸态非晶，2为zrcualniag系块体。

图3为zrcualniag系力学性能的弯曲性能比较图，其中1为zrcualniag铸态非晶，2为zrcualniag系块体。

图4为zrcualniag系力学性能的sem结果比较，其中图4a为zrcualniag铸态非晶；图4b为zrcualniag系块体。

通过对比图4a与图4b可以明显看出zrcualniag系块体侧面拥有更多的剪切带，这也从侧面证明了zrcualniag系块体具有优异的力学性能。

图5为为zrcualniag系的tem图片，其中图5a为zrcualniag铸态非晶，图5b为zrcualniag系块体。选区电子衍射均表明zrcualniag系块体仍为非晶态且在zrcualniag系块体内部出现相分离现象。

具体实施例

比较例1

zrcualniag铸态非晶试样的制备：

(1)将纯度超过99.9％的原料zr、cu、al、ni、ag按照zr57cu20ni8al10ag5原子百分比配置，将配好后原料，在真空氩气保护下，使用电弧熔炼辅以电磁搅拌制备出成分均匀的母合金锭；

其中，电弧熔炼的次数为6次，电弧熔炼的电流为250a，电磁搅拌的电流为10a，每次熔炼持续2min。

(2)采用水冷铜模吸铸法，将熔炼好的母合金锭吸铸到水冷铜模中，从而制备出铸态非晶试样；其中，水冷铜模中冷却速度为110k/s。

将zrcualniag铸态非晶试样通过直径为6mm的非晶铸态圆棒机加工成的压缩试样以1x10-4s^-1应变速率压缩，其塑性应变为8.2％，如图2中的曲线1所示。

实施例1

zrcualniag系块体的制备：

对比较例1制备出的zrcualniag铸态非晶试样进行真空氩气保护退火，退火温度为320℃，退火时间为1.5h，将退火后的铸态试样在15ms之内加热至477℃，然后以1x10³k/s的冷却速度冷却至室温。在室温下以1x10^-4s^-1的应变速率压缩，所制备的zrcualniag系块体非晶的压缩性能参数如下：

бy＝1389mpa；塑性变形量：εplastic＝10.11％。

实施例2：

zrcualniag系块体的制备：

对比较例1制备出的zrcualniag铸态非晶试样进行真空氩气保护退火，退火温度为320℃，退火时间为3h，将退火后的铸态试样在15ms之内加热至477℃，然后以1x10³k/s的冷却速度冷却至室温。在室温下以1x10^-4s^-1的应变速率压缩，以0.2mm/min的弯曲速率弯曲，所制备的zrcualniag系块体非晶的压缩性能及弯曲性能参数如下：

压缩：бy＝1401mpa；塑性变形量：εplastic＞50％。弯曲：бy＝2227mpa；弯曲应变：εbendingstrain＝3.23％。

实施例3：

zrcualniag系块体的制备：

对比较例1制备出的zrcualniag铸态非晶试样进行真空氩气保护退火，退火温度为320℃，退火时间为6h，将退火后的铸态试样在15ms之内加热至477℃，然后以1x10³k/s的冷却速度冷却至室温。在室温下以1x10^-4s^-1的应变速率压缩，所制备的zrcualniag系块体非晶的压缩性能参数如下：

бy＝1439mpa；塑性变形量：εplastic＞50％。

实施例4：

zrcualniag系块体的制备：

对比较例1制备出的zrcualniag铸态非晶试样进行真空氩气保护退火，退火温度为320℃，退火时间为12h，将退火后的铸态试样在15ms之内加热至477℃，然后以1x10³k/s的冷却速度冷却至室温。在室温下以1x10^-4s^-1的应变速率压缩，所制备的zrcualniag系块体非晶的压缩性能参数如下：

бy＝1476mpa；塑性变形量：εplastic＝45.75％。

实施例5：

zrcualniag系块体的制备：

对比较例1制备出的zrcualniag铸态非晶试样进行真空氩气保护退火，退火温度为320℃，退火时间为24h，将退火后的铸态试样在15ms之内加热至477℃，然后以1x10³k/s的冷却速度冷却至室温。在室温下以1x10^-4s^-1的应变速率压缩，所制备的zrcualniag系块体非晶的压缩性能参数如下：

бy＝1711mpa；塑性变形量：εplastic＞50％。

从实施例1-5和比较例1可以看出，zrcualniag系块体仍为非晶态且室温压缩塑性相比于zrcualniag铸态非晶试样均得到明显提高，同时zrcualniag系块体还具有良好的弯曲塑性，满足结构材料的使用要求，为下一步块体非晶材料的应用打下良好的基础。