钴基非晶合金的制备与晶化动力学研究 - 图文(10)

兰州理工大学硕七学位论文的界面控制的三维生长方式转变为受扩散的三维生长方式，且形核率增加的程度降低，随着晶化的进行，形核达到了饱和。同时，Ｃ０４，Ｆｅ２０Ｔａ５，ｓＢ３Ｉ．ｓ非晶合金第二晶化蜂的频率因子Ａ随着晶化体积的增加而增大，其平均频率因子Ａ为１．５５×１０２４ｍｉｎ～，这与Ｋｉｓｓｉｎｇｅｒ方程所得的Ａ值７．４４ｘ１０２０ｍｉｎ。１有很大差别。４ｌ钴基非晶合金的制各与晶化动力学研究第５章块体（Ｃ０４３Ｆｅ２０Ｔａ５．５８３１．５）ｌｏｏ．；Ｙｘ非晶合金的制备与性能５．１引言本文作者通过铜模浇注法分别制得ｍｌｍｍ和０２ｍｍ的Ｃ０４３Ｆｅ２０Ｔａ５．５８３１．５合金圆棒，但分析结果表明，均为晶体结构。这就说明该合金的非晶形成能力还是较差的，而且对实验条件要求比较严格。鉴于该合金的巨大潜在应用价值，因此有待于迸一步提高该合金的非晶形成能力和热稳定性，本文在上述工作基础上研究了（Ｃ０４３Ｆｅ２０Ｔａ５５８３Ｉ．５ｂｏｏ．ｘＹｘ（ｘ＝０．５，１，１．５，２，２．５，３）合金系，并分析讨论了添加Ｙ元素对该合金体系非晶形成能力、热稳定性及性能的影响，并分析讨论Ｙ元素引起这些变化的机理。Ｙ基非晶非晶形成能力较好，而且Ｙ元素是一种有效的用来改善其它合金非晶形成能力的元素。研究表明：适量Ｙ元素的添加能有效提高Ｚｒ基、Ｆｅ基和Ｃｕ基合金的非晶形成能力［７６，７７，７８，７９，８０｜。将Ｙ添加到Ｆｅ７２Ｎｂ４８２０Ｓｉ４合金中，能极大地提高原合金的非晶形成能力，如表５．１所示。基于以上原因，作者希望通过添加元素Ｙ来提高原合金的非晶形成能力。表５．１（Ｆｅ７２Ｎｂ４８２８Ｓｉ４）ｌ。‰Ｙ，系非晶合金的热分析结果兰！翌￡！！！！！！！！！！堑！Ｆｅ７２Ｎｂ４８２０Ｓｉ４三￡！鉴２堡！鉴２丝圣！鉴２三！！鉴２８４２８５５８５５８５９１：￡０．５９３０．６０２兰皇竺！：！竺霉）０．３８９０．３８７０．３９８０．４０２０．４００２２２４３３８８０８８１９０３９１５３８２６１４２０１４１９１４１６１４１６１４２４（Ｆｅ？２Ｎｂ４８２０Ｓｉ４）９９Ｙｉ（Ｆｅ．７２Ｎｂ４Ｂ２０Ｓｉ４）９８Ｙ２（Ｆｅ？２Ｎｂ４８２０Ｓｉ４）９７Ｙ３（Ｆｅ＇７２Ｎｂ４８２０Ｓｉ４）９６Ｙ４４８５６２８Ｏ．６０４Ｏ．６０６Ｏ．６３５９０５９３３（Ｆｅ７２Ｎｂ４Ｂ２０Ｓｉ４）９ｓＹ５—－９５９—－Ｉ４２４—－—－５．２实验材料与方法将纯度高于９９．９％的金属元素Ｃｏ、Ｆｅ、Ｔａ、Ｙ和Ｂ，按（Ｃ０４３Ｆｅ２０Ｔａ５５Ｂ３１．５ｂｏｏ．。Ｙ。（ｘ＝０．５，ｌ，１．５，２，２．５，３）的化学式配比。在ＷＳ一４型真空非自耗电弧炉中进行熔炼。为使成分均匀，母合金均翻炼５次。用薄带喷铸机分别制备非晶态合金薄带，铜辊表面线速度３０ｍ?ｓ～。制备的薄带厚３０～４０／【ｆｍ。宽２ｍｍ。通过水冷铜模吹注法分别制得直径为兰州理工大学硕士学位论文ｌｍｍ和２ｍｍ的合金圆棒。用Ｄ８Ａｄｖａｎｃｅ型ｘ射线衍射仪（ＸＲＤ）检测判定试样结构是否为非晶态。用ＮｅｔｚｓｃｈＤＳＣ４０４型差热分析仪（ＤＳＣ）迸行热分析。通过ＪＤＭ．１３型振动样品磁强计（ＶＳＢ）测试样品的磁性能。将直径为２ｍｍ的（Ｃ０４３Ｆｅ２０ＴａｓｓＢ３１．５）９７Ｙ３试样沿圆棒纵向切制长径比约２：ｌ的压缩试样，在ＭＴＳ材料试验机上进行准静态压缩实验，应变速率为１．０×１０－４／ｓ；利用６７００Ｆ型扫描电镜（ＳＥＭ）观察压缩试样断口形貌。５．３实验结果与讨论５．３．１热分析结果图５．１是分析试样薄带ＸＲＤ图。由ＸＲＤ图可以看出，（Ｃ０４３Ｆｅ２０Ｔａ５．ｓＢ３１．５）１００一。Ｙ。（ｘ＝０．５，１，１．５，２，２．５，３）合金均为非晶态结构特有的漫散射峰，漫散射峰的宽度（２日）在４５。处，表明合金在急冷条件均可以获得非晶态结构。参。鬲Ｃ３三圈５．Ｉ（Ｃ０４３Ｆｅ２０Ｔａ５．５８３ｌｊｂｏｏ。Ｙ系合金条带的ＸＲＤ图５．２为（Ｃ０４３Ｆｅ２０Ｔａ５，５８３１．５）１００．。Ｙ。（ｘ＝０。５，１，１．５，２，２．５，３）非晶合金的ＤＳＣ图谱，加热速率为４０Ｋ．ｒａｉｎ～。可以看出在晶化之前都有玻璃转变点％，随后是较宽的晶化前过冷液相区ａＴｘ（ＡＴｘ＝疋－ｚｌｇ）。然后是晶化放热峰。■●＿＿■＿日■■■■■■＿●■●＝■●■■Ｅ●■■■■■＿Ｅ●■■■■＿■＿■■■＿●＿■＿＿＿＿■■■＿＿■ｊ＿■■●■●■＿＿■■■■■■＿■■■■●■■■■＿■■●●■■●■■■●＿ＩＩ钴基非晶合金的制备与晶化动力学研究Ｉ●图５．２（Ｃ０４３Ｆｅ２０Ｔａ５５Ｂ３ｌｊｂｏｏ－，Ｙ。系非晶合金的ＤＳＣ曲线表５．２列出了（Ｃ０４３Ｆｅ２０Ｔａ５．５８３１，５）１００．ｘＹｘ（ｘ＝０．５，１，１．５，２，２．５，３）非晶合金和对比试样Ｃｏ。，５Ｆｅ２０Ｔａ，５８３ｌ，的玻璃转变温度％，晶化开始温度疋，液相线乃，过冷液相区温度范围ＡＴｘ、约化玻璃转变温度砟。、约化结晶转变温度ｙ和最大样品直径Ｄ。。；。从表５．２中可以看出，髓着ｗ（Ｙ）的增加，液相线温度ｒ，呈增大后减小的趋势，当ｘ＝２时，为最大值１５４９Ｋ，当ｘ＝３时为最小值１４２４Ｋ。玻璃转变温度％整体上呈增大趋势。Ｌｇ（＝勋圳和Ｔ值总体上呈增大趋势。表５．２（Ｃ０４３Ｆｅ２０Ｔａ５成分Ｃ０４３．５Ｆｅ２０Ｔａ５５Ｂ３Ｉ５５Ｂ３Ｉ５ｂｏｏ…Ｙ系非晶合金的热分析结果足，ｋｋ／ｋ１０００９６９９８７９２８９１８９１４９１３９３７８８１９３６乃／ｋ１５２９１５３５１５３７５Ｌｇ０．５７９Ｏ．５１１０．５０７Ｏ．５０１０．５３１０．５１６０．５９Ｔ０．３８０Ｏ．３６５０．３７５Ｏ．３８１Ｏ．４０００．４２２Ｏ．４２２△戤ｆ一（ｍｍ）７２５１７３８９１０３１３９９３１１ｌｌ２２（Ｃ０４３５Ｆｅ２０Ｔａ５．５Ｂ，１．，）９９．５Ｙｏ，（Ｃ０４３５Ｆｅ２０Ｔａｓ，Ｂ３Ｉ．，）９９ＹＩ（Ｃ０４３（Ｃ０４３５Ｆｅ２０Ｔａ５５８３ｌ５Ｆｅ２０Ｔａ５５Ｂ５）９ｓ５Ｙｔ１５２５１５４９１４５２１４２４１００２１０４０１０２０１０２９３Ｉ．５）９．Ｙ２５Ｙ２．，（Ｃ０４３．５Ｆｅ２０Ｔａ５５Ｂ，１．，）９７【Ｃ０４３５Ｆｅ２０Ｔａ５５８３１．５）９７Ｙ３根据Ｔｕｒｎｂｕｌｌ提出的Ｄｇ＝如／Ｔ。，一般大块非晶约化玻璃转变温度都在Ｏ．５６～Ｏ．６９之间，其值越大，玻璃形成能力越大．从表中可以看出，当ｗ（Ｙ）为３％时，合金的ｎ。为０．５９，可以预测该合金的玻璃形成能力较强．从表５．２中看出，在（Ｃ０４３Ｆｅ２０Ｔａ５５８３Ｉ．５）１００．ｘＹｘ（ｘ＝０．５，ｌ，１．５，２，２．５，３）兰州理工大学硕士学位论文非晶合金中，随着ｗ（Ｙ）的增加△ｔ呈逐渐增大再减小的趋势，在ｘ＝２．５时达到最大值１３９Ｋ，而当ｘ＝３时减小到９３Ｋ．说明合金的热稳定性先增强再减小．从图５．２中还可以看出除ｘ＝１．５和２的合金的ＤＳＣ曲线上出现了两个熔化峰，其余合金的ＤＳＣ曲线上只出现了一个光滑的熔化峰，从而表明ｘ＝１．５和２的合金不是共晶点成分，其余合金均为共晶点成分或者位于共晶点成分附近。为了进一步验证（Ｃ０４３Ｆｅ２０Ｔａ５．５８３１．５）ｔｏｏ．ｘＹｘ（ｘ＝Ｏ．５，ｌ，１．５，２，２．５，３）合金的非晶形成能力，本文作者对六种合金采用铜模吹铸法分别制得直径为２ｒａｍ的棒状试样。通过对每个棒状试样断面的观察，当ｘ＝０，５，ｌ，１．５时的试样断口不光亮，明显出现晶化相，可以直接判定这三个棒状试样均为晶体结构。当ｘ＝２，２．５。３时的棒状试样断口光亮，初步断定为非晶态结构，将这３种试样采用ＸＲＤ进一步测试。因棒材直径较小，所以将棒材沿横截面截取３个横断面，用砂纸手工打磨掉表面线切割影响层，用超声波清洗表面，然后用粘结剂粘接。图５．３为直径２ｒａｍ的（Ｃ０４３Ｆｅ２０Ｔａ５（ｘ＝２。２．５，３）棒状试样的ＸＲＤ图。５８３１．５）１００．。Ｙ。圈５．３直径２ｍｍ的（Ｃ０４３Ｆ０２０Ｔａ５．５Ｂ３ｌ５）ｌｏｏ．。Ｙｘ（ｘ＝２，２．５，３）块状试样的ＸＲＤ由图５．３可以看出，当Ｘ＝２时，ＸＲＤ图谱上出现尖锐的晶体峰，（Ｃ０４３Ｆｅ２０Ｔａｓ．５８３ｌ５）ｇｓＹ２不能获得非晶态结构。当ｘ＝２．５时，ＸＲＤ图谱整体上为非晶态的漫散射峰，但是漫散射峰上有晶体峰出现，但不能确定相结构。当Ｘ＝３时，ＸＲＤ图谱为非晶态结构特有的漫散射峰，而无明显的晶态相衍射峰存在，这表明（Ｃ０４３Ｆｅ２０Ｔａ５．５８３ｌ５）９７Ｙ３为完全的非晶态结构。在相同的实验条件，作者未能制备出直径２ｒａｍ的Ｃ０４３Ｆｅ２０Ｔａ５．５８３１．５棒状试样，但是在原合金基础上添加适量元素Ｙ后，成功制备出直径２ｍｍ