论文部分内容阅读
本文在具备大塑性(Zr0.72Cu0.28)88Al12非晶合金的基础上，基于三个经验准则和深共晶理论，通过添加不同含量的Ni元素来进行成分设计—[(Zr0.72Cu0.28)0.88Al0.12]100-xNix(x=2,4,6,8,10,12,14at.%)，采用X射线衍射仪，DSC差热分析仪，室温压缩实验、显微硬度测试仪、扫描电子显微镜和电化学工作站等对它们的性能和结构进行分析和测试，结果如下： (1)(Zr0.72Cu0.28)88Al12合金在不同冷速下的玻璃转变温度Tg随冷速的增加而上升，而约化玻璃转变温度Trg、过冷液相区温度区间ΔTx、熔化温度Tm和液相线温度Tl随冷速的增加而降低；不同直径(φ2,φ3,φ4和φ6)的(Zr0.72Cu0.28)88Al12合金的冷却速率分别为1324.5、585.1、322和141.1K·s-1，其塑性变形随冷却速率的减小而明显降低，2mm、3mm和4mm分别为20.2%、8.3%和2.6%，而6mm的试样发生脆性断裂，无塑性变形的产生；不同直径(φ2,φ3,φ4和φ6)的(Zr0.72Cu0.28)88Al12非晶合金试样的径向元素含量和显微硬度值皆出现了较为明显的波动，表明非晶合金在微观上存在不均匀性。 (2)计算设计成分的混合焓ΔHmix和混合熵ΔSmix，发现混合焓ΔHmix随着Ni元素含量的增加而减少，而混合熵ΔSmi随着Ni元素含量的增加而增大，符合井上明久原则；随着Ni元素含量的增大，过冷液相区ΔTx先增加随后减小，在x=10时，ΔTx达到了101.1K，其热稳定性最好；在x=14过冷液相区ΔTx为93.4K，其热稳定性相对较差，但仍优于(Zr0.72Cu0.28)88Al12。同时，x=10时的合金拥有较大的塑性变形εp—23.3%。 (3)适量Ni元素添加会提升高非晶合金的耐点蚀能力，Tafel曲线与EIS拟合结果表明，随Ni含量的增加，合金系的耐点蚀能力先升高后降低。当x=10时，其腐蚀电位Ecorr、电流密度Icorr和电子转移阻抗Rct分别为-0.699V、1.254×10-7A/cm2和5695Ω·cm2，具有最佳的耐腐蚀性能。 (4)[(Zr0.72Cu0.28)0.88Al0.12)90]Ni10的非等温晶化现象分析表明：合金的特征温度随升温速率的升高偏移至高温区，动力学特征明显；合金的动力学理想玻璃转化温度T0为524.6K；采用Kissger方程得出该合金的玻璃转变激活能Eg，晶化开始激活能Ex和晶化峰值激活能Ep分别为128.6、310.4和282.4KJ/mol，而Ozawa方程得出的结果分别为139.8、323.1和295.0KJ/mol，对比分析发现Ex数值相对较大，表明金属玻璃晶化较为困难，玻璃性能稳定；不同升温速率下的晶化体积分数曲线均呈“S型”，而Avrami指数n(a)在1.67-7.81之间，说明该非晶合金在非等温晶化过程中的生长类型属于界面控制。 (5)非晶合金[(Zr0.72Cu0.28)0.88Al0.12)]90Ni10在过冷液相区的等温晶化分析表明：等温温度越低，孕育期相应较长，晶化体积分数曲线相对平缓；不同等温温度的晶化体积分数图皆呈现出单一的“S”形形状；整个等温晶化过程中，局部激活能随晶化体积分数的增加呈现出先减小后保持不变最终减小的变化趋势；等温晶化的Avrami指数n(a)在1.2-11.74之间，表明在[(Zr0.72Cu0.28)0.88Al0.12)]90Ni10合金等温晶化时过程中具有不同的形核速率和生长维数。