一種金屬玻璃複合材料及其製備方法與流程

2024-04-10 01:04:05

本發明屬於金屬基複合材料技術領域，具體涉及一種金屬玻璃複合材料及其製備方法。

背景技術：

塊體金屬玻璃(BMG)具有高強度、高硬度、低的彈性模量與大的彈性應變極限等一系列不同於傳統晶態合金的優異力學性能，使得其被認為是極具潛力的結構材料。然而，高度局域化的剪切行為使得BMG材料在沒有明顯室溫宏觀塑性變形的情況下，以突然失效的方式發生災難性斷裂，這嚴重地制約著BMG作為先進結構材料在工程中的大規模應用。因此，室溫脆性問題已經發展成為BMG材料應用的重要瓶頸。

為改善BMG材料的室溫脆性，2000年美國Johnson研究小組首次通過在Zr-Ti-Cu-Ni-Be合金系中添加Nb合金化元素，製備出微米尺寸β-Zr(Ti)固溶體相增塑的BMG複合材料，其拉伸塑性應變達到3%。隨後，陳光等人通過對樹枝晶β-Zr(Ti)相固溶體進行球化處理，將BMG複合材料的拉伸塑性提高到6%以上（具有拉伸塑性的大尺寸金屬玻璃複合材料及其製備方法，專利申請號為201110099685.6）。但上述金屬玻璃複合材料的塑性的獲得，大幅度降低了強度。

技術實現要素：

本發明的目的在於提供一種金屬玻璃複合材料，具有優異拉伸塑性和強度。

實現本發明目的的技術解決方案為：選擇β-Zr/金屬玻璃複合材料或β-Ti/金屬玻璃複合材料為基礎合金，其典型的合金體系為Zr-Ti-Nb-Cu-Ni-Be和Ti-Zr-V-Cu-Be。添加氮化鋯或氮化鈦粉末作為前驅體，調控金屬玻璃複合材料微觀結構，獲得具有殼核結構沉澱相的高強高韌金屬玻璃複合材料。

本發明中，添加氮化鋯或氮化鈦粉末前驅體的重量百分含量為0.5-2%，粉末的顆粒度為0.5-20μm。

本發明還公開了所述金屬玻璃複合材料的製備方法，其具體的製備工藝為：

第一步：按照基礎合金的預定成分進行配比，首先在氬氣保護氣氛下採用非自耗電弧爐熔煉均勻；

第二步：將基礎合金破碎成粉末，並添加相應的氮化鋯或氮化鈦粉末混合均勻，放入石墨坩堝中，感應加熱至2000℃，利用氮元素的高溫擴散，使添加的氮化鋯或氮化鈦前驅體粉末轉變為高氮含量高熔點的α-Zr或α-Ti相，並通過保溫時間調控析出α-Zr或α-Ti固溶體相的尺寸。

第三步：利用定向凝固設備，在4mm/s抽拉速率下實施快速順序凝固，凝固過程中，先析出的α-Zr或α-Ti將作為形核核心，促進β-Zr或β-Ti的析出，進而獲得具有殼核結構沉澱相（α-Zr/β-Zr或α-Ti/β-Ti）的金屬玻璃複合材料。所述金屬玻璃複合材料的室溫拉伸屈服強度≥1350MPa，室溫拉伸塑性≥5%。

本發明與現有技術相比，其顯著優點：添加氮化鋯或氮化鈦粉末作為前驅體，在高溫下氮元素擴散轉變為α-Zr或α-Ti，從而作為形核核心，在隨後的凝固過程中，形成α-Zr/β-Zr或α-Ti/β-Ti殼核結構，提高複合材料強度，從而實現金屬玻璃複合材料的強塑結合，製備出高強高韌的金屬玻璃複合材料。

附圖說明

圖1是本發明金屬玻璃複合材料的工藝方法流程圖。

圖2是本發明實施例1金屬玻璃複合材料宏觀樣品圖。

圖3是本發明實施例1金屬玻璃複合材料的顯微結構圖。

圖4是本發明實施例1金屬玻璃複合材料的XRD衍射圖。

圖5是本發明實施例1金屬玻璃複合材料室溫拉伸應力-應變曲線。

具體實施方式

結合圖1，本發明金屬玻璃複合材料的製備方法，選擇β-Zr/金屬玻璃複合材料或β-Ti/金屬玻璃複合材料為基礎合金，其典型的合金體系為Zr-Ti-Nb-Cu-Ni-Be和Ti-Zr-V-Cu-Be。添加氮化鋯或氮化鈦粉末前驅體的含量為0.5-2%（重量百分比），粉末的顆粒度為0.5-20μm。

所述金屬玻璃複合材料的製備工藝為：

第一步：選取純度大於99.5%合金元素，按照基礎合金的預定成分進行配比，首先在氬氣保護氣氛下採用非自耗電弧爐熔煉均勻；

第二步：將基礎合金破碎成粉末，並添加相應的氮化鋯或氮化鈦粉末混合均勻，放入石墨坩堝中，感應加熱至2000℃，利用氮元素的高溫擴散，使添加的氮化鋯或氮化鈦前驅體粉末轉變為高氮含量高熔點的α-Zr或α-Ti相，並通過保溫時間調控析出α-Zr或α-Ti固溶體相的尺寸。

第三步： 利用定向凝固設備，在4mm/s抽拉速率下實施快速順序凝固，凝固過程中，先析出的α-Zr或α-Ti將作為形核核心，促進β-Zr或β-Ti的析出，進而獲得具有殼核結構沉澱相（α-Zr/β-Zr或α-Ti/β-Ti）的金屬玻璃複合材料。

本發明的具體實施過程如下：

(1) 基礎合金體系及成分的選擇與設計：

首先選擇可形成β-Zr或β-Ti的金屬玻璃複合材料形成體系，如：Zr-Ti-Nb-Cu-Ni-Be和Ti-Zr-V-Cu-Be等，具體成分可根據專利ZL201110099685.6進行選擇和設計；其特點是選擇的合金體系及成分在凝固的過程中，需析出β-Zr或β-Ti固溶體相。

(2) 基礎合金熔煉：

根據(1)所得到的合金成分，將純度大於99.5%的原材料在氬氣保護氣氛下採用非自耗電弧爐熔煉均勻。

(3) 氮化物添加：

將(2)所得的基礎合金破碎成粉末，再添加相應的氮化鋯或氮化鈦粉末混合均勻，放入石墨坩堝中， 再石墨坩堝置於真空感應熔煉爐中，抽真空至2×10-3Pa後，感應加熱至2000℃，利用氮元素的高溫擴散，使添加的氮化鋯或氮化鈦前驅體粉末轉變為高氮含量高熔點的α-Zr或α-Ti相，並通過保溫時間調控析出α-Zr或α-Ti固溶體相的尺寸。

(4) 快速順序凝固：

將處於熔融態的合金隨坩堝以4mm/s的抽拉速率浸入冷卻能力極強的Ga-In-Sn液態合金中，實現快速順序凝固。

(5) 結構和性能表徵：

利用XRD、DSC和SEM對製備的複合材料進行微觀結構表徵，並進一步對其進行力學性能表徵，以確定具有最佳綜合力學性能的複合材料微觀組織及其相應的製備工藝參數。

下面結合具體實施例對本發明作進一步說明。

實施例1

(1) 原材料的選用

本發明製備基礎合金選用的各金屬組元的純度如表1，合金成分為Zr60Ti14.6Nb5.4Cu5.6Ni4.4Be10(原子百分比)。添加的前驅體為20μm顆粒度的氮化鋯粉末。

表1製備基礎合金選用金屬組元的純度(%)

(2) 基礎合金的製備

在高純氬氣保護條件下，用非自耗電弧熔煉爐熔制母合金扣錠，其具體程序如下：

a、將金屬原料的表面機械打磨去掉表面的氧化皮後，按照設計好的成分配比料備料；按照每錠80g左右的重量將配好的料放入熔煉爐內的水冷銅坩堝內，蓋上爐蓋抽真空至2×10-3Pa；向爐內充入一定量壓力的高純氬氣（99.99%），氬氣壓力範圍為0.4~0.6MPa。

b、多道次熔煉基礎合金：採用非自耗電弧爐將Zr、Nb高熔點組元在電磁攪拌作用下一起熔化2~3遍，然後將所有合金成分一起熔煉3~4遍，得到混合均勻的基礎合金。熔煉時採用的電流為500~650A，電磁攪拌採用的電壓為1~3V。

(3) 氮化物添加

利用大鐵錘將基礎合金破粹成顆粒，再研磨成粉，加入1%重量百分比的氮化鋯粉末混合均勻，清洗、乾燥後裝入內徑26mm、壁厚2毫米的石墨坩堝中，石墨坩堝預先在200℃烘箱中乾燥1小時。將石墨坩堝放入真空感應熔煉爐中，抽真空至2×10-3Pa，然後開始加入到2000℃保溫20分鐘。

(4) 快速順序凝固

將處於熔融態的合金隨坩堝以4mm/s的抽拉速率浸入Ga-In-Sn液態合金中，實現快速順序凝固。

(5) 結構和性能表徵

圖2是按上述工藝製備的直徑為26mm的金屬玻璃複合材料試樣。圖3和4是複合材料的顯微組織及XRD圖譜，它表明了複合材料是由α-Zr/β-Zr殼核結構沉澱相及金屬玻璃基體組成。

圖5為標距直徑為6mm複合材料的拉伸應力-應變曲線，可以看出複合材料的拉伸屈服強度和塑性應變分別達到1420MPa和6.5%，並且在變形的初始階段具有明顯的加工硬化行為。

上述事實表明，相比已有的金屬玻璃複合材料及其工藝，本發明利用氮化物前驅體製備的金屬玻璃複合材料，具有新穎的殼核結構沉澱相，大幅度提高了複合材料的強度，實現了強度和塑性的良好結合。

實施例2

採用與實施例1相同的方法，基礎合金成分為Zr39.6Ti33.9Nb7.6Cu6.4Be12.5(原子百分比)，添加0.5%（重量百分比）10μm顆粒度的氮化鋯粉末。該複合材料的室溫拉伸屈服強度和塑性應變分別達到1350MPa和8.4%。

實施例3

採用與實施例1相同的方法，基礎合金成分為Zr39.6Ti33.9Nb7.6Cu6.4Be12.5(原子百分比)，添加2%（重量百分比）0.5μm顆粒度的氮化鋯粉末。該複合材料的室溫拉伸屈服強度和塑性應變分別達到1510MPa和5.5%。

實施例4

採用與實施例1相同的方法，基礎合金成分為Ti62Zr15V10Cu4Be9(原子百分比)，添加0.5%（重量百分比）的0.5μm顆粒度的氮化鈦粉末。該複合材料的室溫拉伸屈服強度和塑性應變分別達到1360MPa和7.5%。

實施例5

採用與實施例1相同的方法，基礎合金成分為Ti62Zr15V10Cu4Be9(原子百分比)，添加2%（重量百分比）的5μm顆粒度的氮化鈦粉末。該複合材料的室溫拉伸屈服強度和塑性應變分別達到1580MPa和5.2%。

實施例6

採用與實施例1相同的方法，基礎合金成分為Ti56Zr18V10Cu4Be12(原子百分比)，添加1%（重量百分比）20μm顆粒度的氮化鈦粉末。該複合材料的室溫拉伸屈服強度和塑性應變分別達到1450MPa和6.2%。