Flash joule uppvärmning för duktilisering av metallglas | naturkommunikation

Flash joule uppvärmning för duktilisering av metallglas | naturkommunikation

Anonim

ämnen

  • Glasögon
  • Struktur för fasta och vätskor

Abstrakt

Metallglas (MG) ärver sin amorfa struktur från vätsketillståndet, vilket förutbestämmer deras förmåga att motstå höga belastningar närmar sig den teoretiska gränsen. Frånvaron av slipsystem gör dem emellertid mycket känsliga för typen av lastning och extremt spröda i spänning. Det senare kan förbättras genom utfällning av duktila kristaller, som undertrycker en katastrofal utbredning av skjuvband i en glasartad matris. Här rapporterar vi ett nytt tillvägagångssätt för att erhålla MG-matriskompositer med dragduktilitet genom snabb Joule-uppvärmning applicerad på Cu 47, 5 Zr 47, 5 Al 5 (vid%) metalliskt glas. Denna homogena, volymetriska och reglerbara snabba värmebehandling möjliggör uppnå jämnt fördelade metastabla B2 CuZr-kristaller i den glasartade matrisen. Det resulterar i en betydande dragstam av 6, 8 ± 0, 5%. Dessutom möjliggör optimerad justering av värmebehandlingsförhållandena avstämning av mikrostrukturen för att uppnå önskade mekaniska egenskaper.

Introduktion

Utformningen av kompositer syftar till att uppnå en balans mellan egenskaper, vilket är överlägset endera beståndsdelens material 1 . Bland annat lockar metalliska glaskompositer (MGC) för närvarande ett stort tekniskt intresse 2, 3, 4, 5, 6 . Ex situ 7, 8 och in situ 5, 6 MGC består av kristallin fas (er) inbäddade i en glasartad matris. Eftersom glasögon ärver sin struktur direkt från vätskor upp vid snabb släckning, saknar de den periodiska (långa räckvidden) atomordningen och uppvisar därför en styrka nära det teoretiska värdet 9 . Å andra sidan orsakar den störda strukturen i metallglas (MG) deras spröda dragfraktur. Den senaste banbrytande upptäckten av MG: er med enastående brotthårdhet 9, 10 öppnar emellertid nya perspektiv för en utformning av duktila MGC: er. Detta antyder att storleken på plastzonen vid en sprickspets är den särskilt viktiga längdskalan för en teknisk konstruktion av sprickbeständiga anordningar från MG 11 . Med andra ord, för att minimera risken för snabba sprickor, bör dimensionen på MG-komponenten inte överstiga plastzonstorleken. Detta används effektivt i mikroelektroniska enheter 9 och storskaliga MGC: er 5, 6, där MG-fasen är uppdelad i fina volymer. Således kan den korrekta utformningen av MGC: er ge en kombination av enastående hög hållfasthet (nära den för MG: er) och dragplastisitet (nära den för kristallina material).

MGC på plats erhålls genom gjutning genom en justering av komposition 12 och kylningshastighet 13 . Ofta uppvisar de en hållfasthet nära den hos den glasartade matrisen och acceptabel plasticitet under uniaxial kompression, beroende på volymfraktionen av kristallin fas (er) 2, 3, 6 . Ojämn kornstorlek och rumslig fördelning av gjutna MGC medför emellertid en signifikant minskning av dragduktiliteten. Nyligen har Hofmann et al . 5, 14 använde framgångsrikt halvfast bearbetning på Vitreloy-typ MG och skapade MGC med mer enhetlig mikrostruktur och därför med bättre dragplastisitet. Tyvärr sätter den metoden begränsningar för provets sammansättning och geometri. Dessutom lider dessa MGC: er av betydande töjmjukning och halsning under spänning 15 . Problemet med drastisk töjmjukning kan lösas genom utfällning av kristaller, som tenderar att genomgå en martensitisk transformation vid deformation, till exempel B2 CuZr-fasen i CuZr-systemet 4 .

I detta arbete föreslår vi en avancerad Joule-uppvärmningsteknik och tillämpar den på den amorfa Cu 47, 5 Zr 47, 5 Al 5- band för att göra högpresterande MG-matrixkompositer. Uppvärmningshastigheten och behandlingstiden styrs respektive av strömtätheten och in situ- mätning av ett provs motstånd. Variation av värmebehandlingsparametrarna möjliggör erhållande av antingen helt kristallina kompositer med olika volymfraktion av B2 CuZr och Cu 10 Zr 7 faser eller kompositer med jämnt fördelade B2 CuZr mikrokristaller i den glasartade matrisen. Den senare uppvisar betydande plastisitet och spänningshärdning på spänningen och kännetecknas av en sprickstyrka som överstiger den hos moder-Cu 47, 5 Zr 47, 5 Al 5- glas. Denna studie visar inte bara överlägsna mekaniska egenskaper hos MG-matrixkompositer, utan erbjuder också en ny metod för deras tillverkning.

Resultat

Värmebehandling av Cu 47, 5 Zr 47, 5 Al 5 MG

Hittills erhölls de metalliska glasmatriskompositerna med B2 CuZr-kristaller / fällningar endast genom snabb släckning av smältan 16, 17 . Detta visas schematiskt i ett tidtemperaturomvandlingsschema för Cu 47, 5 Zr 47, 5 Al 5- kompositionen i Fig. 1. Snabb och justerad kylning vid stelning främjar partiell kristallisation av den underkylda smältan till B2 CuZr och förhindrar dess nedbrytning till låg temperatur Cu 10 Zr 7 och CuZr2 jämviktsfaser (LTEP) 18 . Så den högtempererade metastabila B2 CuZr-fasen, som är stabil vid 998–1 223 K (ref. 18), bibehålls vid rumstemperatur. Den alternativa metoden att fälla ut B2 CuZr kan vara en snabb uppvärmning av Cu 47, 5 Zr 47, 5 Al 5 (vid%) MG och sedan snabbkylning för att övervinna nedbrytningen av B2 CuZr till LTEP: er (fig. 1).

Image

Spår ' h 1 ' representerar uppvärmning vid strömtäthet i 1 = 50 ± 3 MA m −2 och spår ' h 2 ' representerar uppvärmning vid strömtäthet i 2 = 33 ± 3 MA m −2 . Spår ' c 1 ' representerar kylning som börjar vid tidpunkten t 1 och spårningen ' c2 ' representerar kylning som startar vid tidpunkten t2 .

Bild i full storlek

En lämplig uppvärmningsmetod som tillhandahåller en snabb homogen och volumetrisk uppvärmning är Joule-uppvärmning 19, 20 . Tidigare visade sig denna metod vara effektiv för förbättring av applikationsorienterade fysiska egenskaper hos MGs 21, 22, 23 . Nyligen har Johnson et al . 20 har uppnått en uppvärmningshastighet på cirka 10 6 K s −1 genom att värma en MG med hjälp av en snabb kondensatorutladdning som tillåter dem att "slå" kristallisationen av MG. Det är emellertid svårt att kontrollera provtemperaturen såväl som fasbildningen genom kondensator-urladdningsuppvärmning. I det aktuella arbetet har vi utvecklat och använt en metod som möjliggör detektering av kristallisation in situ såväl som styrning av uppvärmningshastighet och behandlingstid. Det är baserat på mätningen av MG: s elektriska resistivitet, som är mycket känslig för strukturförändringar och fasbildning vid uppvärmning 24 . Användning av denna teknik tillsammans med snabb Joule-uppvärmning tillät utveckla olika sammansatta strukturer genom att glödga Cu 47, 5 Zr 47, 5 Al 5 (vid%) glasartade band. De erhållna kompositionerna av MG-matris (glas + B2 CuZr) och ultrafinstrukturerad kristallkristall (B2 CuZr + Cu 10 Zr 7 ) uppvisar en hög hållfasthet som är jämförbar med den hos moder-MG tillsammans med en betydande dragplaststam.

Experimentuppsättningen för kontrollerad snabb värmebehandling av MG: er visas schematiskt i Fig. 2a. Ett bandprov (25 mm långt) fixeras mellan två elektroder placerade i en vakuumkammare (∼ 10 −3 mbar vilolufttryck). Provet värms upp genom att leda en hög densitetström genom det. Samtidigt mäts provmotståndet med kvasifyra-sondmetoden, och dess tidsberoende (verkligt värde och det första derivatet) analyseras in situ med ett dedicerat program. Beroende på de valda förhållandena (tröskelvärdet i derivatet (fig. 2b, inlägg)) kan det nuvarande flödet stoppas och bandet lämnas för kylning. En karakteristisk tidsfördröjning mellan detekteringen av ett önskat tröskelvärde och kylning är cirka 20 ms.

Image

( a ) Schematisk illustration av den experimentella uppsättningen för snabb Joule-uppvärmning. ( b ) Strömtäthet planerad mot tiden tills avvikelsen börjar. Insatsen visar in situ uppmätt normaliserad resistivitet (nedre kurva) och dess derivat (övre kurva) motsvarande uppvärmning vid strömtäthet i 1 = 50 ± 3 MA m −2 . Felstegen representerar sd

Bild i full storlek

Typiska "ögonblicksbilder" av den normaliserade resistiviteten och motsvarande derivatkurvor registrerade som en funktion av tiden vid en strömtäthet i 1 = 50 ± 3 MA m −2 presenteras i insatsen i fig. 2b. Resistivitetsfallet vid t700 ms indikerar kristallisationen av MG (ref. 24). Det måste noteras att resistivitetsfallet inträffar även när strömmen stängs av direkt efter att den specificerade tröskeln har uppnåtts, det vill säga i början av resistivitetsfallet. Anledningen till detta är energin som genereras i bandet under den exoterma kristallisationsreaktionen 25, vilket främjar ytterligare kristallisation. Eftersom Joule-värmen är proportionell mot den kvadratiska strömtätheten har den senare planerade mot tid-till-kristallisation (såsom definieras från resistivitetsfallet) ett icke-linjärt beteende (Fig. 2b). På grund av en relativt kort uppvärmningstid uppfylls adiabatiska förhållanden nästan, och det kan antas att strömtätheten är proportionell mot uppvärmningshastigheten. Faktum är att mätningen av värmehastigheter med ett termoelement visade att en högre strömtäthet motsvarar en högre uppvärmningshastighet. Till exempel är värmningshastigheten motsvarande i 1 = 50 ± 3 MA m −2 och i 2 = 33 ± 3 MA m −2 inte mindre än 700 K s −1 respektive 250 K s −1 .

För att undersöka effekten av uppvärmningshastighet och glödgningstid på mikrostrukturen, uppvärmdes Cu 47, 5 Zr 47, 5 Al 5 glasartade band antingen vid olika strömtätheter ( i 1 och i 2 ) till början av avvikelse eller vid konstant strömdensitet men för olika tider ( t 1 och t d ). Röntgendiffraktionsmönster (XRD) -mönster såväl som avsökning av elektronmikroskopi (SEM) och transmissionselektronmikroskopi (TEM) bilder tagna från representativa prover presenteras i figurerna 3 och 4. Proverna som kallas FC-B2 (helt kristallina B2 CuZr ) och UFSC-B2 (ultrafinstrukturerad komposit) erhölls genom upphettning av de glasartade banden vid ii och i2 upp till början av avvikelse (fig. 2b). Proverna betecknade som MG-B2 (MG-matris med B2 CuZr-fas) erhölls genom upphettning med en konstant strömtäthet i under tiden t1 = t d −50 ms (se inlägg i fig. 2b).

Image

Helt kristallint prov (FC-B2) ( a ) före och ( b ) efter deformation. Ultrafinstrukturerad komposit (UFSC-B2) ( c ) före och ( d ) efter deformation. Metallisk glasmatriskomposit (MG-B2) ( e ) före och ( f ) efter deformation.

Bild i full storlek

Image

( a ) SEM-bild av helt kristallint prov (FC-B2). Skala bar, 10 μm. ( b ) SEM-bild av helt kristallint prov (FC-B2). Skala bar, 2 μm. ( c ) TEM-bild av helt kristallint prov (FC-B2). Skala bar, 1 μm. ( d ) SEM-bild av ultrafine-strukturerad komposit (UFSC-B2). Skala bar, 10 μm. ( e ) SEM-bild av ultrafine-strukturerad komposit (UFSC-B2). Skala bar, 2 μm. ( f ) SEM-bild av metallisk glasmatriskomposit (MG-B2). Skala bar, 10 μm. ( g ) SEM-bild av metallisk glasmatriskomposit (MG-B2). Skala bar, 2 μm. ( h ) TEM-bild av metallisk glasmatriskomposit (MG-B2). Skala bar, 1 μm. Obs B2, B2 CuZr-fas; MG, metalliskt glas.

Bild i full storlek

Mikrostrukturell och fasanalys

Enligt XRD-mönstren, glödde proverna tills kristallisationens början är helt kristallin (fig. 3a, c). FC-B2-proverna erhållna genom värmebehandling vid högre ström ( i 1 ) och därför den högre uppvärmningshastigheten (∼ 750 K s −1 ) består av B2 CuZr och en mindre mängd Cu 10 Zr 7 (Fig. 3a). SEM-analys avslöjade att mikrostrukturen består av Cu 10 Zr 7- dendriter av mikrometerstorlek (cirka 4 volymprocent) inbäddade i en B2 CuZr-matris (Fig. 4a – c). Fasen med låg temperatur Cu 10 Zr 7 bildas vanligtvis före CuZr 2 25, 26 och är en sönderdelningsprodukt av B2 CuZr såsom förutses av fasdiagrammet 18 . Den genomsnittliga kornstorleken för B2 CuZr-kristallerna, som också har en fin undergravstruktur, är cirka 9 ± 3 um (fig. 4f), vilket är en storleksordning mindre än den som erhållits tidigare för gjutna prover 16, 17 .

XRD-mönstret för UFSC-B2-proverna erhållna genom värmebehandling vid lägre uppvärmningshastighet (∼ 250 Ks −1 ) visar också B2 CuZr och Cu 10 Zr 7 (Fig. 3c). Volymfraktionen av Cu 10 Zr 7 (cirka 55 vol%) är emellertid mycket större än i fallet med FC-B2 (fig. 4d, e). Den genomsnittliga storleken på Cu 10 Zr 7- dendritter (1, 5 ± 0, 5 μm) inbäddade i B2 CuZr-matrisen är ungefär två gånger mindre jämfört med FC-B2-proverna.

Den mikrostrukturella analysen av MG-B2-proverna avslöjade en homogen fördelning av B2 CuZr-kristallerna i den glasartade matrisen (fig. 4f). Mer detaljerad TEM-analys tillsammans med de selektiva områdena elektrondiffraktionsmönster beskrev också den sammansatta mikrostrukturen hos MG-B2: B2 CuZr-kristaller inbäddade i den glasartade matrisen (fig. 4h). Volymfraktionen och medelstorleken på B2 CuZr är ungefär 33 ± 3 volymprocent respektive 5 ± 2 mikrometer. B2 CuZr-kornen har en fin subgrainstruktur (fig. 3h) och mikendimedendriter finns i några av dem (fig. 4g). Dendritterna antas vara Cu 10 Zr 7 eftersom deras morfologi och sammansättning liknar dem för dendritterna i FC-B2. För att klargöra orsakerna till B2 CuZr-bildning och stabilisering hänvisar vi till Fig. 1.

Vid konventionell långsam glödgning vid en uppvärmningshastighet av cirka 0, 7 Ks-1, sönderdelas Cu 47, 5 Zr 47, 5 Al 5 MG i de stabila faserna 10-10 Zr 7 och CuZr 2 25, 27, såsom det schematiskt visas i fig 1. I den faktiska snabba (faktiska) värmebehandlingen, som är ungefär 3 storleksordning snabbare, utföll den polymorfa B2 CuZr-fasen tillsammans med den primära dendritiska Cu 10 Zr 7- fasen. Det är välkänt att avvikelsestemperaturen för MG ökar med ökande uppvärmningshastighet 25 . Enligt Al-Cu – Zr-fasdiagrammet 18 är B2 CuZr stabilt vid temperaturområdet 998 till 1 223 K. Därför är det troligt att den snabba Joule-uppvärmningen av Cu 47, 5 Zr 47, 5 Al 5 förskjuter kristallisationstemperaturen till temperaturen region, där bildningen av B2 CuZr föredras. Den efterföljande kylningen är tillräckligt snabb för att förhindra fullständig nedbrytning av B2 CuZr i jämviktsfaserna med låg temperatur: endast några kristaller av Cu 10 Zr 7 bildades under bearbetningen. Således kan man dra slutsatsen att kristallisationen av Cu 47, 5 Zr 47, 5 Al 5 MG kan regleras genom korrekt justering av värmebehandlingsbetingelserna. Vidare möjliggör detta produktion av olika optimerade icke-jämviktsmikrostrukturer med önskade, till exempel, mekaniska, egenskaper. Detta visas i fig. 5a som visar dragegenskaperna hos gjutna och värmebehandlade prover.

Image

( a ) Dragegenskaper vid rumstemperatur. Insatsen visar specifika energiabsorptionsvärden. ( b ) Brottyta på glasartade band. Skala bar, 5 μm. ( c ) Frakturyta hos MG-matrixkomposit (MG-B2). Skala bar, 5 μm. ( d ) Fraktionsyta av helt kristallin B2 CuZr (FC-B2). Skala bar, 10 μm. ( e ) Frakturyta hos ultrafinstrukturerad komposit (UFSC-B2). Gjutningsfel i UFSC-B2 markeras med en cirkel. Skalstång, 20 μm.

Bild i full storlek

Mekaniska egenskaper

De värmebehandlade proverna uppvisar en förbättrad mekanisk prestanda, i synnerhet kännetecknas de av en anmärkningsvärd spänning i plast (6, 8 ± 0, 5%) såväl som av en betydande specifik energiabsorption (fig. 5a, inlägg). De gjutna amorfa banden uppvisar en elastisk deformation på cirka 1, 5% men de bryts på ett typiskt sprött sätt utan att ge en brottspänning på 1 420 ± 50 MPa. Frakturytan uppvisar karakteristisk venmönstermorfologi (fig. 5b). Utfällningen av homogent fördelade B2 CuZr-kristaller i MG-matrisen har en betydande påverkan på deformerad plastisk deformation såsom i MG-B2 (fig. 5a). MG-B2s höga draghållfasthet beror på stabiliseringen av skjuvband av finfördelade B2 CuZr-kristaller i den glasartade matrisen 16 . Bildningen och utbredningen av flera skjuvband på spänning framgår av uttalat serrationsbeteende hos spänning-töjningskurvan för MG-B2-provet liknande det som rapporterats för Cu 48 Zr 48 Al 4 MGC vid kompression 28 .

Avkastningsstyrkan för MG-B2-kompositen ligger mellan sprickstyrkan hos det gjutna MG och sträckgränsen för det kristallina FC-B2-provet (fig. 5). Detta är i linje med de experimentella och teoretiska värdena för sträckgränsen för Cu 47, 5 Zr 47, 5 Al 5- kompositer på uniaxial kompression 29 . Det är värt att notera att MG-B2-kompositen uppvisar en stark belastningshärdning på spänningen och dess sprickstyrka på 1, 520 ± 50 MPa överstiger den hos den gjutna Cu 47, 5 Zr 47, 5 Al 5 MG. De möjliga orsakerna till härdningen är martensitisk transformation 12, "blockerande" effekt 12 och dislokationsmedierad härdning. I motsats till tidigare publikationer 12, 17, visar XRD-analys av MG-B2-proverna före och efter deformation (fig. 3) ingen förändring av deras kristallstruktur. En breddning av röntgendiffraktionstopparna av deformerad MG-B2-komposit är emellertid en indikation för en högre dislokationsdensitet. Den finare venmönstermorfologin hos MG-B2 (fig. 5c) jämfört med MG-proverna (fig. 5b) indikerar en intensiv multiplikation av skjuvband under deformation orsakad av den "blockerande" effekten. Dessa fynd tyder på att töjningshärdningen i MG-B2 MG-matrixkompositen orsakas av den "blockerande" effekten och ökande dislokationstäthet i B2 CuZr-kristaller.

Båda helt kristallina proverna (UFSC-B2 och FC-B2) uppvisar hög hållfasthet och uttalad dragplastisitet (fig. 5a) jämförbara med värdena för MG-B2. En betydande effekt av Cu 10 Zr7-fällningarna i B2 CuZr-matrisen på de mekaniska egenskaperna kan avslöjas: FC-B2-proverna med mindre volymfraktion av Cu 10 Zr 7- kristaller ger vid 900 ± 50 MPa och visar plastisk deformation av cirka 5, 6 ± 0, 5%. Detta avkastningsspänningsvärde är avsevärt större än för helt kristallint B2 CuZr (ref 16, 17). Detta kan tillskrivas den finare kornstorleken för de nuvarande FC-B2-proverna. Oväntat är plastdeformationen av FC-B2 lägre jämfört med den för MG-B2-kompositen (fig. 5a). Detta beror på de svaga korngränserna i FC-B2, vilket bevisas av provets intergranulära sprickor (Fig. 5d). I motsats till den helt kristallina FC-B2, finns det inga spår av spridning i mellanfas i MG-B2-kompositen som bekräftar bildandet av ett starkt gränssnitt mellan B2 CuZr-kristallerna och MG-matrisen (fig. 5c).

UFSC-B2 uppvisar en avkastning vid 1 410 ± 50 MPa följt av betydande töjningshärdning och plastisk deformation upp till en sprickspänning vid 1 720 ± 50 MPa. Det tidiga misslyckandet av UFSC-B2 vid 4 ± 0, 5% belastning beror troligen på defekter som gjutna (fig. 5e). Således sammanfattar resultaten för både FC-B2 och UFSC-B2 helt kristallina prover kan man dra slutsatsen att den hårda, men spröda Cu 10 Zr 7- fasen 30 ger ett stort bidrag till styrkan medan den tuffa B2 CuZr-fasen främjar draghållfasthet formbarhet.

Diskussion

I detta arbete introducerade vi en förbättrad Joule-värmebehandling, som möjliggör en homogen, volymetrisk och kontrollerbar snabb värmebehandling. Det har applicerats på glasartade Cu 47, 5 Zr 47, 5 Al 5- band för att konstruera högpresterande kompositstrukturer. Kontrollen av värmebehandlingsprocessen genomfördes genom in situ- analys av provernas elektriska motstånd. Variation av strömtätheten (uppvärmningshastighet) resulterar i bildning av helt kristallina prover med olika volymfraktion av B2 CuZr och Cu 10 Zr 7 faserna: ju högre den applicerade strömtätheten desto högre volymfraktion av B2 CuZr. Detta har visats för två utvalda prover, det vill säga den finkorniga B2 CuZr innehållande mindre volymfraktion av Cu 10 Zr 7 (FC-B2) och ultrafinstrukturerad B2 CuZr (UFSC-B2) innehållande 55 volymprocent Cu 10 Zr 7 . Optimerad justering av värmebehandlingsbetingelserna möjliggör erhållande av jämnt fördelade B2 CuZr-mikrokristaller i MG-matrisen. För första gången tillverkades en MGC med B2 CuZr-dispersioner genom kontrollerad snabb värmebehandling av Cu 47, 5 Zr 47, 5 Al 5 MG, medan den tidigare producerades exklusivt genom gjutning. Utfällning av B2 CuZr var möjlig på grund av förskjutningen av avvikelsetemperaturen till området med hög temperatur (där bildning av B2 CuZr föredras) genom snabb uppvärmning. Efterföljande kylning var tillräckligt snabb för att förhindra fullständig sönderdelning av B2 CuZr i låg temperaturjämviktsfaserna.

MG-matrisen B2 CuZr-kompositen uppvisar hög sprickstyrka, vilket är jämförbart med det hos moder-MG. I motsats till den extrema sprödheten hos den senare uppvisar kompositen emellertid en betydande dragspänning på 6, 8 ± 0, 5%. Styrkan hos en ny ultrafinstrukturerad B2 CuZr-komposit (UFSC-B2) överstiger till och med den hos moder-MG. Dessutom stöder betydande töjningshärdning den trasiga plastiska deformationen av UFSC-B2, som är 4 ± 0, 5%. De utformade kompositerna uppvisar flera gånger ökade specifika energiabsorptionsvärden jämfört med moderglaset. De nya kompositernas unika mekaniska prestanda gör dem attraktiva kandidater för strukturella tillämpningar.

Den presenterade snabba värmebehandlingsmetoden kan i allmänhet skalas upp till bulkprover som den gjordes i arbetet enligt Johnson et al . 20, där kondensator-urladdningsmetoden tillämpades på bulk Vitreloy 1-glasartade stänger för homogen uppvärmning. Eftersom uppvärmningshastigheten beror på strömtätheten, kommer applicering av strömstyrd blixtglödglödgning för bulk-MG: er att kräva en lämplig ökning av den levererade effekten. För att åstadkomma en tillräcklig kylning av bulkprover kan ett verktyg för snabbkylning, till exempel, liknar det som rapporterats av Johnson et al . 20, måste läggas till. Föreliggande metod kan förmodligen också tillämpas för olika MG: er (till exempel CuZr-baserade, Ti-baserade) för att bilda bulk-MGC som innehåller den martensitiska B2-fasen. En optimerad justering av värmebehandlingen möjliggör inställning av mikrostrukturen för att uppnå önskade funktionsegenskaper.

metoder

Provberedning

Prover bereddes under argonatmosfär med hög renhet i två steg. Först framställdes Cu 47, 5 Zr 47, 5 Al 5 (at%) göt från Cu (99, 99%), Zr (99, 98%) och Al (99, 99%) genom bågsmältning. I det andra steget bereddes glasartade band från göt genom smältspinning.

Provkarakterisering

Proven kännetecknades av XRD (STOE STADI P med Mo-K al- strålning), SEM (Zeiss Leo Gemini 1530), TEM (FEI Tecnai) och ImageJ-mjukvara. Fasidentifiering gjordes med X'Pert High Score Plus-programvara. Mekaniska tester utfördes med Instron 8562 maskin med en töjningshastighet av 1 × 10 −4 s −1 vid rumstemperatur. Stammen mättes med laserförlängningsmätare (Fiedler Optoelektronik). Spårlängden på 5 mm inställdes i det mellersta området för bandprover.

kommentarer

Genom att skicka en kommentar samtycker du till att följa våra villkor och gemenskapsriktlinjer. Om du finner något missbruk eller som inte överensstämmer med våra villkor eller riktlinjer ska du markera det som olämpligt.