Ag和Fe元素添加对Cu-Zr-Al系非晶形成能力和

第 21卷第 5期 中国有色金属学报 2011年 5月 Vol.21 No.5 The Chinese Journal of Nonferrous Metals May 2011 文章编号：1004-0609(2011)05-1066-08 Ag和 Fe元素添加对 Cu-Zr-Al系非晶形成能力和 力学性能的影响 赵燕春 1, 寇生中 1, 2, 刘广桥 1, 丁雨田 1, 李春燕 1, 袁子洲 1, 索红莉 2 (1. 兰州理工大学 甘肃省有色金属新省部共建国家重点实验室，兰州 730050； 2. 北京工业大学 新型功能材料教育部重点实验室，北京 100022) 摘 要：以 Cu-Zr-Al三元系为基础，研究 Ag和 Fe合金组元添加对块体金属玻璃(BMG)及 BMG基复合材料的非 晶形成能力和力学性能的影响。在 Cu-Zr-Al三元合金体系中，Cu50Zr42Al8系 BMG的∆Tx =61 K，Trg = 0.624，γ = 0.416。适量添加 Ag 元素能显著地提高非晶形成能力；在 Cu-Zr-Al-Ag 四元合金体系中，Cu43Zr45Al8Ag4、 Cu45Zr42Al8Ag5、Cu40Zr44Al10Ag6、Cu43Zr41Al8Ag8和 Cu36Zr48Al8Ag8的 Trg分别为 0.618、0.625、0.618、0.628 和 0.598，γ 值分别为 0.424、0.427、0.424、0.432 和 0.433，∆Tx分别为 77、76、78、84 和 108 K。在(Cu0.36Zr0.48- Al0.08Ag0.08)100−xFex(x=0, 3, 5, 10, 15, 20)五元体系中，Fe的添加明显影响合金的非晶形成能力；尽管 ∆Tx和 Trg呈下 降趋势，但(Cu0.36Zr0.48Al0.08Ag0.08)97Fe3块体非晶合金仍具有较高的非晶形成能力，其 ∆Tx=103 K，Trg=0.566，γ= 0.424；Fe的适量加入可显著提高合金的力学性能，其中(Cu0.36Zr0.48Al0.08Ag0.08)95Fe5合金的强度和塑性应变分别提 高至 2 249 MPa 和 4.9%。Fe 元素的存在导致 Cu36Zr48Al8Ag8 合金中产生明显的相分离，使(Cu0.36Zr0.48Al0.08- Ag0.08)100−xFex合金得到增强增韧。 关键词：块体金属玻璃；非晶形成能力；合金化；力学性能 中图分类号：TG139.8 文献标志码：A Effects of Ag and Fe elements on glass-forming ability and mechanical properties of Cu-Zr-Al bulk amorphous system ZHAO Yan-chun1, KOU Sheng-zhong1, 2, LIU Guang-qiao1, DING Yu-tian1, LI Chun-yan1, YUAN Zi-zhou1, SUO Hong-li2 (1. State Key Laboratory of Gansu Advanced Non-ferrous Metal Materials, Lanzhou University of Technology, Lanzhou 730050, China; 2. Key Laboratory of Advanced Functional Materials, Ministry of Education, Beijing University of Technology, Beijing 100022, China) Abstract: Based on Cu-Zr-Al tenary alloy, the effects of addition of Ag and Fe elements on glass-forming ability and mechanical properties of Cu-Zr-Al-Ag and Cu-Zr-Al-Ag-Fe bulk amorphous systems were investigated. Cu50Zr42Al8 BMG exhibits high glass-forming ability and thermal stability in ternary alloy system, ∆Tx, Trg and γ of which are 61 K, 0.624 and 0.416, respectively. The glass-forming ability of Cu-Zr-Al ternary alloy system is obviously improved with addition of Ag. In the quaternary system, Trg of Cu43Zr45Al8Ag4, Cu45Zr42Al8Ag5, Cu40Zr44Al10Ag6, Cu43Zr41Al8Ag8 and Cu36Zr48Al8Ag8 are 0.618, 0.625, 0.618, 0.628 and 0.598, γ of which are 0.424, 0.427, 0.424, 0.432 and 0.433，∆Tx of which are 77, 76, 78, 84 and 108 K, respectively. In the (Cu0.36Zr0.48Al0.08Ag0.08)100−xFex(x=0，3，5，10，15，20) quinary system, the addition of Fe exists an obvious effect on the glass forming ability of the alloys. Although the ∆Tx and Trg are reduced, the (Cu0.36Zr0.48 Al0.08Ag0.08)97Fe3 bulk amorphous alloy exhibits high glass-forming ability, and ∆Tx, Trg and γ of 基金项目：国家自然科学基金资助项目(50961008) 收稿日期：2010-08-25；修订日期：2010-11-22 通信作者：寇生中，教授，博士；电话：0931-2976682; E-mail: kousz@lut.cn 第 21卷第 5期 赵燕春，等：Ag和 Fe元素添加对 Cu-Zr-Al系非晶形成能力和力学性能的影响 1067 this alloy are 103 K, 0.566 and 0.424, respectively. The compressive fracture strength and plastic strain of (Cu0.36Zr0.48- Al0.08Ag0.08)95Fe5 alloy increase to 2 249 MPa and 4.9%, respectively, which shows that the addition of suitable Fe improves the mechanical properties obviously. The existence of Fe element results in the distinct phase separation in Cu36Zr48Al8Ag8 alloys, which strengthens and toughens the (Cu0.36Zr0.48Al0.08Ag0.08)100−xFex alloy. Key words: bulk metallic glass; glass-forming ability; alloying; mechanical property 21世纪初，Cu基 BMG被相继开发出来，其中以 CuZr为主要成分的 Cu基块体金属玻璃现出较强的 玻璃形成能力和优异的力学性能，如 Cu64Zr36合金的 约化玻璃转变温度为0.64，过冷液相区宽度达到46 K， 压缩断裂强度达到 2 000 MPa[1−2]；Cu50Zr50二元 BMG 的压缩断裂强度为 1 350 MPa，压缩塑性变形为 1.5%[3]。微合金化是改善 BMG性能的有效方法之一， 掺杂不同原子尺寸的元素能够提高体系的混乱度，从 而有效地提高合金的非晶形成能力和力学性能[4]。在 Cu-Zr二元合金中，通过添加 Al形成的 Cu-Zr-Al三元 体系具有高热稳定性、强度以及一定的韧性，且制备 成本较低，如直径为 2 mm的 Cu47.5Zr47.5Al5 和直径为 2.5 mm的Cu47Zr47Al6的塑性应变分别为 16%和 5.5%， 同时，两者屈服强度分别高达 1 547 和 1 116 MPa [5]。 INOUE小组通过在Cu-Zr-Al三元合金中添加Ag先后 制备出直径为 15 mm的 Cu40Zr44Al8Ag8[6]和直径为 25 mm的 Cu36Zr48Al8Ag8[7]铜基 BMG，并通过添加 Pd制 备出直径为 30 mm的 Cu34Zr48Al8Ag8Pd2金属玻璃[8]。 FU 等[9]和 SHEN 等[10]等分别制备出厘米级 Cu46Zr45 Al7Gd2和 Cu42Zr43Hf1.5Y3.5Al10铜基 BMG。 本文作者在 Cu-Zr-Al三元合金基础上，通过添加 合金元素 Ag 和 Fe 形成 Cu-Zr-Al-Ag 四元以及 Cu-Zr-Al-Ag-Fe五元块体非晶合金，研究 Ag和 Fe合 金组元添加对 BMG 及 BMG 基复合材料的非晶形成 能力和力学性能的影响。 1 实验 本研究选用纯度大于 99.99%的 Cu金属块、99.9% 的 Zr、Al、Ag和 Fe金属块，在高纯氩气保护条件下， 用磁悬浮熔炼母合金，反复熔炼 3 次，以保证成分均 匀；采用铜模吸铸工艺，制备出锥形试样和直径为 3 mm的棒状试样。采用 D/max−2400 型大功率转靶衍 射仪(Cu Kα 辐射，40 kV，30 mA) 和 JEM−2010型透 射电镜(TEM)进行试样的结构表征和选区衍射分析； 采用 Netzsch STA−409C 同步热分析仪测定非晶合金 的差示扫描量热曲线(DSC)，升温速率为 20 K/min， 保护气氛为氦气；在国产 WDW−100D 试验机测试室 温准静态压缩力学行为，应变速率为 1×10−4 s−1；用 HVS−1000型显微硬度计测量试样的显微硬度。 2 结果与分析 2.1 Cu50Zr42Al8 BMG的热稳定性和力学性能 图 1所示为 Cu50Zr42Al8合金锥形试样位于不同直 径处横截面的XRD谱，在 30°~45°之间存在漫散射峰， 证明了非晶相的存在。在直径为 4.0和 4.8 mm处，试 样均只存在一漫散射峰，为完全非晶结构。试样在直 径为 4.9 mm 处，在宽的漫散射峰上开始出现晶相的 弱衍射峰。在直径为 5 mm处，晶相衍射峰更为明显， 由其位置和强度标定主要为 Cu10Zr7和 CuZr相。XRD 结果表明，目前在 Cu-Zr-Al体系的研究中，该成分合 金的临界直径达到了 4.8 mm。 图 1 Cu50Zr42Al8锥形试样的 XRD谱 Fig.1 XRD patterns of Cu50Zr42Al8 as-cast taper sample 取直径为 4 mm处的 Cu50Zr42Al8锥形试样切片用 于 DSC分析，测定试样的热稳定性参数。图 2所示为 Cu50Zr42Al8铸态 BMG的 DSC曲线。由图 2可见，玻 璃转变温度 Tg、晶化温度 Tx和液相线温度 Tl分别为 729、790和 1 169 K；其过冷液相区宽度 (∆Tx＝Tx−Tg) 中国有色金属学报 2011年 5月 1068 图 2 Cu50Zr42Al8 BMG的 DSC曲线 Fig.2 DSC curve of as-cast Cu50Zr42Al8 BMG 为 61 K，约化玻璃转变温度(Trg＝Tg/Tl)为 0.624，γ= Tx/(Tg+Tl) =0.416。这些数据表明，Cu50Zr42Al8合金具 有良好的热稳定性，说明 Cu-Zr体系中 Al的加入提高 了过冷熔体的稳定性，从而有效提高了非晶形成能力。 Zr/Al的原子尺寸比为 1.12，Al/Cu的为 1.12，而Al-Zr 的原子对混合焓为−44 kJ/mol，大于 Cu-Zr 的 −23 kJ/mol。从原子尺寸和混合焓两方面看，Al 元素的加 入符合 INOUE提出的形成非晶的条件[6]，因而使合金 的非晶形成能力提高。直径为 4 mm 处的 Cu50Zr42Al8 BMG的压缩断裂强度达到 2.260 GPa，弹性应变和塑 性应变分别为 2.0%和 0.4%，如图 3所示。试样断裂 前几乎没有发生塑性形变，且呈现典型的非晶断口形 貌[11−12]，如图 4所示。 图 3 直径为 4 mm时 Cu50Zr42Al8 BMG的压缩应力—应变 曲线 Fig.3 Compressive stress—strain curve of Cu50Zr42Al8 BMG with diameter of 4 mm 图 4 室温下 Cu50Zr42Al8 BMG的压缩断口形貌 Fig.4 Morphology of compressive fracture surface of Cu50Zr42Al8 BMG at room temperature 2.2 Ag的添加对 Cu-Zr-Al系非晶形成能力的影响 图 5 所示为利用铜模吸铸法制备出的成分为 Cu43Zr45Al8Ag4、Cu45Zr42Al8Ag5、Cu40Zr44Al10Ag6、 Cu43Zr41Al8Ag8和 Cu36Zr48Al8Ag8、直径为 3 mm的棒 状试样的 XRD 谱。由图 5 可见，试样均为单一非晶 结构，在 30°和 45°之间仅有一漫散射峰，无明显与 结晶相对应的衍射峰。图 6和表 1所示分别为各试样的 DSC 曲线和热稳定性参数。在 Cu-Zr-Al-Ag 四元合金 体系中，适量添加Ag元素能显著地提高非晶形成能力， 其中 Cu43Zr45Al8Ag4、Cu45Zr42Al8Ag5、Cu40Zr44Al10Ag6、 Cu43Zr41Al8Ag8 和 Cu36Zr48Al8Ag8的 Trg分别为 0.618、 0.625、0.618、0.628和 0.598，γ值分别为 0.424、0.427、 0.424、0.432 和 0.433，∆Tx 分别为 77、76、78、84 和 108 K。Cu-Zr-Al-Ag体系中，主要元素原子的尺寸 差大于 12%，Cu、Zr和 Al(Ag)原子半径分别为 0.128、 0.162和 0.143(0.144) nm。有利于提高体系的密堆性， 结构密堆性高最终能够提高合金的热稳定性。 图 5 Cu-Zr-Al-Ag系 BMG的 XRD谱 Fig.5 XRD patterns of Cu-Zr-Al-Ag system BMG 第 21卷第 5期 赵燕春，等：Ag和 Fe元素添加对 Cu-Zr-Al系非晶形成能力和力学性能的影响 1069 图 6 Cu-Zr-Al-Ag系 BMG的 DSC曲线 Fig.6 DSC curves of Cu-Zr-Al-Ag system BMG 表 1 Cu-Zr-Al-Ag系 BMG的热稳定性参数 Table 1 Thermal stability parameters of Cu-Zr-Al-Ag BMG Composition Tg/K Tx/K T1/K ∆Tx/K Trg γ Cu43Zr45Al8Ag4 703 780 1137 77 0.618 0.424 Cu45Zr42Al8Ag5 711 787 1138 76 0.625 0.427 Cu40Zr44Al10Ag6 710 788 1149 78 0.620 0.424 Cu43Zr41Al8Ag8 700 784 1114 84 0.628 0.432 Cu36Zr48Al8Ag8 683 791 1142 108 0.598 0.433 2.3 Fe的添加对Cu36Zr48Al8Ag8 BMG的非晶形成能 力和力学性能的影响 2.3.1 Fe的添加(Cu0.36Zr0.48Al0.08Ag0.08)100−xFex的非晶形 成能力的影响 用悬浮熔炼−铜模吸铸法于相同的过热度和过热 时间下制备出直径为 3 mm 的 (Cu0.36Zr0.48Al0.08 Ag0.08)100−xFex ((x=3, 5, 10, 15, 20)棒状试样，图 7所示 为 5 种试样的 XRD 谱。由图 7 可见，试样在 30°和 45°之间存在一漫散射峰，证明了其非晶结构的存在。 其中，xFe=3和 xFe=5的两个试样仅有一漫散射峰；随 着 Fe含量的增加，与结晶相对应的衍射峰逐渐锐化， (Cu0.36Zr0.48Al0.08Ag0.08)90Fe10试样中析出的晶体相被检 测为 Cu10Zr7，试样为晶体和非晶相的复合结构。(Cu0.36 Zr0.48Al0.08Ag0.08)85Fe15 试样在 2θ=38°附近出现了强的 晶态衍射峰，表明(Cu0.36Zr0.48Al0.08Ag0.08)85Fe15的非晶 相含量较少，同时，谱线中还出现了与新的结晶相 FeZr3对应的衍射峰。(Cu0.36Zr0.48Al0.08Ag0.08)80Fe20试样 的驼峰基本消失，在 2θ=38°和 2θ=70°附近出现了强的 晶态衍射峰，且 2θ=38°处的衍射峰非常明锐，试样为 非晶和晶体的复合结构。结果表明，随着 Fe含量的增 加，在(Cu0.36Zr0.48Al0.08 Ag0.08) 100−xFex (x=3, 5, 10, 15, 20) 图 7 (Cu0.36Zr0.48Al0.08Ag0.08)100−xFex的 XRD谱 Fig.7 XRD patterns of (Cu0.36Zr0.48Al0.08Ag0.08)100−xFex 试样中，晶体相的体积分数不断增加。 图 8所示为(Cu0.36Zr0.48Al0.08Ag0.08) 100−xFex (x=3, 5, 10)合金在直径为3 mm处的 DSC曲线(加热速率为20 K/min)。从图 8 可以看出，随着 Fe 含量的增加，合 金的 Tg变化较小，略有增加，而 Tl呈明显升高趋势， Tx明显下降，∆Tx和 Trg有所减小。表 2 所列为合金 的热稳定性参数。由表 2 中可以看出，xFe为 3、5 和 10时，Fe元素的添加没有提高 Cu36Zr48Al8Ag8合金的 非晶形成能力(GFA)，反而使其呈降低趋势。实验中 添加 Fe元素虽然提高了原子尺寸的差别，但是 Fe元 素与主要元素 Cu 有较大的正混合焓，从而降低了试 样的非晶形成能力。尽管如此，其热稳定性和 GFA与 其他合金体系的热稳定性和 GFA相比仍然较高，尤其 是(Cu0.36Zr0.48Ag0.08Al0.08)97Fe3 BMG，其 ∆Tx为 103 K， 图 8 (Cu0.36Zr0.48Al0.08Ag0.08)100−xFex BMG的 DSC曲线 Fig.8 DSC curves of (Cu0.36Zr0.48Al0.08Ag0.08)100−xFex BMG 中国有色金属学报 2011年 5月 1070 表 2 (Cu0.36Zr0.48Al0.08Ag0.08)100−xFex(x=3，5，10)合金的热稳 定性参数 Table 2 Thermal stability of (Cu0.36Zr0.48Al0.08Ag0.08)100−xFex (x=3, 5, 10) xFe Tg/K Tx/K Tl ∆Tx/K Trg γ 3 601 704 1 060 103 0.566 0.424 5 605 689 1 084 84 0.558 0.407 10 622 681 1 120 59 0.555 0.391 Trg和 γ分别为 0.566和 0.424。 通过 TEM研究了 xFe=3非晶中的相分离现象，图 9所示为(Cu0.36Zr0.48Al0.08 Ag0.08)97Fe3的 TEM明场相以 及对应的 SAED谱。由图 9(a)可以看出，组织中明显 存在衬度深浅不同的两相，其相应的 SAED谱显示出 典型的非晶晕环，为全非晶结构；从图 9(b)可以看出， 两相结构并没有明显差别，也不存在明确的界面，为 明暗分明的两种非晶相结构。采用 EDS在不同的区域 中进行多处测试，结果表明，暗相中 Cu和 Ag的含量 较高，Fe的含量低，明相则相反。 图 10 所示为(Cu0.36Zr0.48Al0.08Ag0.08))95Fe5的 TEM 明场相及 SAED谱和HRTEM像。由图 10(a)可以看出， (Cu0.36Zr0.48Al0.08Ag0.08))95Fe5 的进行中衬度不同的两非 晶相，其相分离的程度增加；相应的 SAED谱依然显 示出典型的非晶衍射环，即一较强的内环加一微弱的 外环，而且除了弥散的非晶衍射环外，还出现了连续 的纳米晶衍射环，由图 10(b)可以看出，纳米晶的尺寸 小于 5 nm。 由二元相图可知，液态 Fe与 Cu的溶混间隙小， 图 9 xFe=3试样的 TEM明场相及 SAED谱和 HRTEM像 Fig.9 Bright field phase of TEM and SAED pattern (a) and HRTEM image (b) of sample with xFe=3 图 10 xFe=5试样的 TEM明场相及 SAED谱和 HRTEM像 Fig.10 Bright field phase of TEM and SAED pattern (a) and HRTEM image (b) of sample with xFe=5 第 21卷第 5期 赵燕春，等：Ag和 Fe元素添加对 Cu-Zr-Al系非晶形成能力和力学性能的影响 1071 而且 Fe-Ag在大部分成分范围及液相存在不互溶区， 而且液相分离反应温度区间很大。如前所述，Fe 与 Ag的原子对混合热为 28，室温下 Fe与 Ag不仅晶体 结构不同，而且两者的原子半径相差 16.4%，大于形 成固溶体原子尺寸相差 15%的要求，因此 Fe和 Ag几 乎完全不互溶。Fe与 Cu，Ag与 Cu的原子对混合热 分别为 13 和 2，虽然都为正值，但 Cu 和 Ag 为同族 元素，与 Fe原子相比，Ag原子在电子结构、晶体结 构、电负性等方面与 Cu更接近，按固溶理论，Ag会 “选择性溶解”于 Cu 中，形成了富 Cu、Ag 相和富 Fe 相的分离，且相分离程度主要受 Fe/Cu和 Fe/Ag的摩 尔比的控制。另外，由∆HFe—Al=−11 kJ/mol，∆HCu—Al=−0.8 kJ/mol，∆HAg—Al=−4 kJ/mol，判定富 Fe相结构的原子 结合力较大，结构密堆性高为硬相，而富 Cu和 Ag相 为软相。 Cu-Zr-Al-Ag-Fe体系中 Fe的熔点较高，易和其 他组元发生相分离和偏晶反应。而 Fe-Zr 和 Cu-Zr 的 原子间作用力较大，随着 Fe含量的增加，富 Cu团簇 中 Cu浓度相对增加，结晶趋势增加，Cu10Zr7相析出； 继续添加 Fe时，新相 FeZr3析出。 2.3.2 Fe 的添加对 Cu36Zr48Al8Ag8 BMG 室温压缩性 能的影响 图 11 所示为直径为 3 mm 的(Cu0.36Zr0.48 Al0.08- Ag0.08) 100−xFex (x=0, 3, 5, 10, 15, 20)合金试样的室温压 缩应力—应变曲线。试样压缩断裂强度和塑性随着 Fe 含量的增加呈先增加后减小的变化趋势。 由表 3 看出，xFe=3时，试样的强度和塑性较 xFe=0 即基体合金有明显提高，这是由相分离对合金力学性 图 11 (Cu0.36Zr0.48Al0.08 Ag0.08)100−xFex合金的压缩应力—应 变曲线 Fig.11 Compressive stress—strain curves of (Cu0.36Zr0.48- Al0.08Ag0.08)100−xFex alloy 能的影响引起的。富 Fe相和富 Cu、Ag相由于具有不 同的原子组成和堆砌密度，具有不同的模量和临界剪 切应力。压缩过程中，剪切带可能在软相或者两非晶 相交界处优先激活并形核，扩展到具有高临界剪切应 力区域，其增殖受到阻碍，而引起其他位置的剪切行 为被优先激活。结构的起伏性能够阻碍单一剪切带的 增殖并促使多重剪切带的形成。因此，BMG在外力加 载时不断屈服，塑性提高，并表现出“应变硬化”行 为。 表 3 (Cu0.36Zr0.48Al0.08Ag0.08)100−xFex合金的力学性能 Table 3 Mechanical properties of (Cu0.36Zr0.48Al0.08 Ag0.08)100−x- Fex (x=0, 3, 5, 10, 15, 20) xFe σcf /MPa εp/% E/GPa HV 0 1 865 1.7 109.4 687.7 3 2 004 3.3 117.9 716 5 2 249 4.9 134.1 794 10 1 920 1.3 92.7 695 15 1 123 0.6 55.9 523 20 1 095 0.2 32.4 501 当 xFe=5时，合金的强度和塑性分别提高到 2 249 MPa和 4.9%。由 XRD和 TEM分析结果可知，试样 组织的相分离程度较 xFe=3 时有所增加，并且有纳米 晶析出。纳米晶与成分偏聚区弥散在非晶基体中，对 玻璃合金起到了弥散强化的作用，有效地阻碍了非晶 基体的剪切变形，使其塑性得到提高；同时，玻璃合 金黏度的升高，引起非均匀流变阻力的增加，使样品 强度得到提高。纳米晶和成分偏聚区的强化和韧化作 用与其性质、尺寸大小和体积分数密切相关。当第二 相尺寸在剪切带厚度范围内时，如前所述，由非晶中 两相分离而形成的韧性第二相能够有效阻止剪切带的 扩展并成为新剪切带的开动源，使 BMG 的剪切变形 向多剪切带发展，塑性提高[14−15]；而由 HRTEM分析 可知，析出纳米晶的尺寸小于 5 nm，而剪切带的宽度 通常在 10~50 nm，外力加载时增加剪切带内原子运动 的阻力，使剪切带变窄，材料的强度增加。第二相起 到强韧化作用，分别对玻璃基体增强增韧。 随着 Fe 含量的增加，当 xFe=10 时，非晶基体上 有脆性 Cu10Zr7晶相析出，BMG的强度和塑性降低。 试样的晶化程度随着 Fe 含量的增加而不断升高，当 xFe=15 和 xFe=20 时，试样中有新的脆性晶相 FeZr3析 出，其强度和塑性显著下降；当 xFe=20时，试样的塑 中国有色金属学报 2011年 5月 1072 性仅为 0.2%。脆性相自身先于基体破损使 BMG在低 强度下发生脆性断裂。非晶基体中析出的脆性金属间 化合物相是材料受到外力时的薄弱点，裂纹首先在结 晶相集中区域产生，由于应力容易在破损晶粒上集中， 因而裂纹迅速扩展，使材料脆化敏感性增加，如图 12 所示。复合材料中的微米级脆性晶相不仅损害了基体 的强度而且使塑性显著降低，导致脆性断裂发生。 图 12 (Cu0.36Zr0.48Al0.08 Ag0.08)85Fe15块体金属玻璃的裂纹扩 展金相图 Fig.12 Metallographical image of crack propagation in (Cu0.36Zr0.48Al0.08 Ag0.08)85Fe15 bulk metallic glass 3 1) 在 Cu-Zr-Al 三元合金体系中，Cu50Zr42Al8 BMG 具有较高的热稳定性和非晶形成能力，其∆Tx= 61 K，Trg = 0.624，γ = 0.416；直径为 4 mm的全非晶 结构的 Cu50Zr42Al8 BMG的 σcf 达到 2 260 MPa，塑性 应变为 0.4%。适量添加 Ag元素能显著地提高非晶形 成能力，其中 Cu43Zr45Al8Ag4、 Cu45Zr42Al8Ag5、 Cu40Zr44Al10 Ag6、Cu43Zr41Al8Ag8和 Cu36Zr48Al8Ag8的 Trg分别为 0.618、0.625、0.618、0.628和 0.598，γ值 分别为 0.424、0.427、0.424、0.432 和 0.433，∆Tx分 别为 77、76、78、84和 108 K。 2) 添加 Fe元素可使 Cu36Zr48Al8Ag8 BMG的玻璃 形成能力降低，但(Cu0.36Zr0.48 Al0.08Ag0.08)97Fe3 BMG的 ∆Tx为 103 K，Trg和 γ分别为 0.566和 0.424，仍然具 有较高的热稳定性和非晶形成能力。Fe 含量(质量分 数)为 3%和 5%时，BMG的综合力学性能得到提高。 3) 富 Cu、Ag相和富 Fe相两相非晶结构的存在， 在外力加载时能够阻碍单一剪切带的增殖并促使多重 剪切带的形成，使 BMG 表现出“应变硬化”行为。 而尺寸小于 5 nm 的纳米晶的析出，可有效地阻碍 BMG 基体的剪切变形，起到弥散强化作用。但随着 Fe含量增加，合金的晶化加剧，析出的脆性金属间化 合物相可使合金的强度、硬度和塑性均显著下降，脆 化敏感性增大。 REFERENCES [1] XU D H, LOHWONGWATANA B, DUAN G, JOHNSON W L, GARLAND C. 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