編者按: 非晶合金（BMG）由于其獨(dú)特的短程有序、長程無序的結(jié)構(gòu)，具有高強(qiáng)度、高硬度、高耐磨耐蝕性等特點(diǎn)，被認(rèn)為是極具工程應(yīng)用前景的結(jié)構(gòu)材料。然而由于非晶合金存在剪切局域化和應(yīng)變軟化這兩個本質(zhì)上的缺陷，嚴(yán)重制約著BMG作為先進(jìn)結(jié)構(gòu)材料在工程中的大規(guī)模應(yīng)用。因此，開發(fā)室溫塑韌性良好的BMG成為當(dāng)前研究的熱點(diǎn)。《Ti基非晶復(fù)合材料的強(qiáng)韌化機(jī)理》一文選擇具有形狀記憶效應(yīng)與較強(qiáng)非晶形成能力的（Ti0.5Ni0.5）80Cu20合金，通過微量添加Fe、Ce、Zr元素，研究了微合金化對合金凝固組織中形狀記憶晶相析出的變化規(guī)律的影響，分析了其室溫力學(xué)性能與強(qiáng)韌化機(jī)理。本文的作者為蘭州理工大學(xué)的趙燕春副教授。

1  實(shí) 驗(yàn)

采用水冷銅坩堝磁懸浮熔煉-銅模吸鑄法在真空及高純氬氣保護(hù)條件下制備了直徑3mm的（Ti0.5Ni0.48M0.02）80Cu20（M=Fe，Ce，Zr）合金，研究了Fe、Ce、Zr對合金凝固組織中形狀記憶晶相析出的變化規(guī)律的影響，分析了該合金的室溫力學(xué)行為與強(qiáng)韌化機(jī)理。

2  結(jié)果與討論

2.1  （Ti0.5Ni0.48M0.02）80Cu20（M=Fe，Ce，Zr）合金XRD與力學(xué)性能分析   

從圖1與圖2的可知，M=Fe，Ce合金鑄態(tài)組織中B2相體積分?jǐn)?shù)較多，而M=Zr合金鑄態(tài)組織中B19‘相體積分?jǐn)?shù)較多。合金內(nèi)部在應(yīng)力加載下發(fā)生B2-Ti（Ni,Cu）向B19'-Ti（Ni,Cu）的相轉(zhuǎn)變（即TRIP效應(yīng)），因此奧氏體相越多，對非晶基體的增強(qiáng)增韌越明顯。另一方面，F(xiàn)e元素在合金組元中與Ti、Ni的原子對混合熱為負(fù)值（–17和–2），而Fe與Cu的原子對混合熱為正（13），因此非晶基體中能夠形成富Cu和富Fe相的原子團(tuán)簇，即相分離，其中富Fe相結(jié)構(gòu)的原子結(jié)合力較大，結(jié)構(gòu)密堆性高，為硬相，而富Cu相為軟相。軟相的存在使非晶基體周圍環(huán)境復(fù)雜，容易形成位錯，這必然降低應(yīng)力誘發(fā)馬氏體相變時(shí)所需的形核阻力，使奧氏體發(fā)生向馬氏體的相轉(zhuǎn)變變得更加容易，TRIP效應(yīng)容易進(jìn)行。從而使得M=Fe的合金塑性最好，相比于M=Ce，Zr合金屈服強(qiáng)度最低。同時(shí)Ce與Zr元素添加都可穩(wěn)定非晶基體組織，因而使得M=Ce合金綜合力學(xué)性能最為優(yōu)異，M=Zr合金屈服強(qiáng)度最高。

圖3和表1為（Ti0.5Ni0.48M0.02）80Cu20（M=Fe，Ce，Zr）合金的室溫壓縮力學(xué)性能。較之單一的BMG合金，材料具有更為優(yōu)異的綜合力學(xué)性能，尤其在塑韌性方面。在合金體系中，M=Fe的合金塑韌性最好，塑性應(yīng)變?yōu)?3.1%，但屈服強(qiáng)度（980MPa）和斷裂強(qiáng)度（2050MPa）較低；M=Ce時(shí)，合金具有最高的斷裂強(qiáng)度（2645MPa），屈服強(qiáng)度達(dá)到1150MPa，并且塑性變形能力也達(dá)到12.2%；M=Zr時(shí)，合金的屈服強(qiáng)度最高（1300MPa），塑性最小（7.5%）。3種合金試樣的斷裂強(qiáng)度遠(yuǎn)高于屈服強(qiáng)度，沒有出現(xiàn)應(yīng)力誘發(fā)相變平臺，以連續(xù)屈服和強(qiáng)烈的加工硬化為主要特征。

表1  （Ti0.5Ni0.48M0.02）80Cu20（M=Fe，Ce，Zr）合金的室溫壓縮力學(xué)性能

2.2  （Ti0.5Ni0.48M0.02）80Cu20（M=Fe，Ce，Zr）合金加工硬化行為分析

圖4為（Ti0.5Ni0.48M0.02）80Cu20（M=Fe，Ce，Zr）合金試樣的加工硬化速率與真應(yīng)變關(guān)系。從圖中可知，（Ti0.5Ni0.48M0.02）80Cu20（M=Fe，Ce，Zr）合金系中，M=Fe的合金加工硬化速率最大，M=Zr的合金加工硬化速率最小，并且加工硬化速率隨著應(yīng)變變化過程可以從加工硬化開始階段大致分為加工硬化初始階段、合金強(qiáng)韌化階段、線性硬化階段3個階段。第I階段為加工硬化初始階段。第II階段為合金強(qiáng)韌化的主要階段，表現(xiàn)為加工硬化速率隨著應(yīng)變的增加開始逐漸下降。第III階段為線性硬化階段，表現(xiàn)為加工硬化速率隨著應(yīng)變的增加開始單調(diào)下降，加工硬化速率變化最慢。

圖4 （Ti0.5Ni0.48M0.02）80Cu20（M=Fe，Ce，Zr）合金試樣加工硬化速率-真應(yīng)變曲線

圖5為直徑3mm（Ti0.5Ni0.48M0.02）80Cu20（M=Fe，Ce，Zr）合金試樣的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線。對真應(yīng)力-真應(yīng)變方程兩邊取對數(shù)可得到Hollomon關(guān)系：lnσ=lnk+nlnε。

在雙對數(shù)的坐標(biāo)系下，曲線的斜率n為材料的平均加工硬化指數(shù)。由此得出M=Fe，Ce，Zr合金的平均加工硬化指數(shù)（n）分別為0.32、0.26和0.22。總體來看，M=Fe，Ce，Zr合金的平均加工硬化指數(shù)都較大，說明復(fù)合材料都有較強(qiáng)的加工硬化能力。M=Fe的合金平均加工硬化指數(shù)最大，材料的加工硬化能力最強(qiáng)，這與前述分析結(jié)果相符。

平均加工硬化指數(shù)n反映了材料開始屈服以后，繼續(xù)變形時(shí)材料總體的應(yīng)變硬化行為。并不能說明加工硬化每一階段的硬化行為。而在加工硬化的每一階段材料的硬化行為都不盡相同，因此，引入瞬時(shí)加工硬化指數(shù)來具體分析復(fù)合材料在加工硬化每一階段的硬化行為，如圖6所示。

由圖6可知，M=Fe，Ce，Zr合金的瞬時(shí)加工硬化指數(shù)（n*）的變化規(guī)律為：n*（Fe）>n*（Ce）>n*（Zr）。總體來看，3種不同成分合金的瞬時(shí)加工硬化指數(shù)都是先增大后減小，其變化趨勢可以分為3個階段。第I階段，隨著真應(yīng)變ε0從0%增加到2.3%左右，n*也隨ε0的增加而快速增大。在n*-真應(yīng)變關(guān)系曲線中，瞬時(shí)加工硬化指數(shù)反映了材料在每一瞬時(shí)的加工硬化能力，因此在圖6中，這一階段曲線的斜率越大、趨勢越陡，復(fù)合材料的瞬時(shí)加工硬化指數(shù)越大，合金的加工硬化能力越強(qiáng)。圖4中，此階段與加工硬化速率隨真應(yīng)變變化的第I階段一致。合金化元素的不同影響了合金組織內(nèi)部相轉(zhuǎn)變的難易和位錯的生成，因此，與前述分析一致，M=Fe的合金加工硬化能力最大，這一階段完成最快。在第II階段，n*隨ε0的逐漸增加而緩慢下降，復(fù)合材料的加工硬化能力逐漸減小，是合金完成強(qiáng)韌化的主要階段，此階段越長，合金的強(qiáng)韌化效果越明顯。第III階段，n*隨ε0的逐漸增加而迅速下降，合金完成最后階段硬化直至斷裂。3種復(fù)合材料在屈服階段之后的瞬時(shí)加工硬化指數(shù)隨真應(yīng)變變化趨勢和加工硬化速率隨真應(yīng)變變化的3個階段一一對應(yīng)。合金在受壓應(yīng)力變形時(shí)，其內(nèi)部發(fā)生的B2-Ti（Ni,Cu）→B19'-Ti（Ni,Cu）的相轉(zhuǎn)變（TRIP效應(yīng)）和位錯增殖是合金產(chǎn)生加工硬化行為并完成強(qiáng)韌化的主要原因。

2.3 （Ti0.5Ni0.48M0.02）80Cu20（M=Fe，Ce，Zr）合金斷口形貌分析

由圖7可知，3種合金邊緣斷口均呈現(xiàn)為明顯的脆斷形貌組織。較之M=Fe的合金，M=Ce，Zr的合金斷面更加平整光滑。這是由于Zr、Ce的存在使得邊緣區(qū)域的非晶組織更加穩(wěn)定，不易發(fā)生剪切滑移而產(chǎn)生塑性變形。在斷裂中心區(qū)域，3種合金的斷口形貌以脈絡(luò)紋、韌窩形貌為主。較之M=Zr，Ce的合金，在斷裂中心處M=Fe的合金脈絡(luò)紋分布更加密集，并且合金斷裂方向擴(kuò)展延伸，占據(jù)了整個中心區(qū)域，而M=Ce的合金出現(xiàn)的韌窩形貌較為稀少且分布疏松，與脆性形貌交替相存。對于M=Zr的合金，中心處的塑性脈絡(luò)紋形貌最為稀少，分布較M=Ce的合金疏松。因此M=Fe，Ce的合金塑性均優(yōu)于M=Zr的合金，這與前述分析結(jié)果相符。

3   結(jié) 論

1） （Ti0.5Ni0.48M0.02）80Cu20（M=Fe，Ce，Zr）合金的鑄態(tài)組織均為非晶+形狀記憶晶相的復(fù)合結(jié)構(gòu)，其中形狀記憶晶相主要為B2-Ti（Ni,Cu）過冷奧氏體相和B19'-Ti（Ni,Cu）熱誘發(fā)馬氏體相。M=Fe,Ce合金的鑄態(tài)組織中B2相析出體積分?jǐn)?shù)較多。M=Zr合金的鑄態(tài)組織中B19’相析出體積分?jǐn)?shù)較多。

2） （Ti0.5Ni0.48M0.02）80Cu20（M=Fe，Ce，Zr）合金在室溫壓縮過程中均表現(xiàn)出優(yōu)異的綜合力學(xué)性能，其中以M=Ce合金綜合性能最優(yōu)，斷裂強(qiáng)度，屈服強(qiáng)度，塑性應(yīng)變分別達(dá)到2645MPa，1150MPa和12.2%。合金在受壓應(yīng)力斷裂后，組織中奧氏體相體積分?jǐn)?shù)減小，馬氏體相體積分?jǐn)?shù)增加，同時(shí)在屈服后均表現(xiàn)出強(qiáng)烈的加工硬化行為。合金內(nèi)部在壓應(yīng)力作用下B2相向B19‘相轉(zhuǎn)變是合金強(qiáng)韌化的主要動力。M=Fe合金加工硬化速率、平均加工硬化指數(shù)、瞬時(shí)加工硬化指數(shù)最大，加工硬化能力最強(qiáng)。M=Ce的合金次之，M=Zr合金最弱。