2020, Vol. 48
文章信息
- 刘天豪, 郭胜锋
- LIU Tian-hao, GUO Sheng-feng
- 铁基块体非晶合金的形成规律与力学性能研究进展
- Research progress of glass-formation rule and mechanical properties of Fe-based bulk amorphous alloys
- 材料工程, 2020, 48(11): 46-57
- Journal of Materials Engineering, 2020, 48(11): 46-57.
- http://dx.doi.org/10.11868/j.issn.1001-4381.2020.000389
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文章历史
- 收稿日期: 2020-04-29
- 修订日期: 2020-07-01
非晶合金独特的原子结构排列赋予了其不同于常规晶态合金的优异性能，如接近理论值的断裂强度、极强的耐蚀性、良好的弹性能以及过冷液相区中具有的超塑性等。1960年，Duwez课题组通过熔体快淬工艺，获得了Au-Si二元无序合金[1]，开创了非晶合金研究新纪元，Duwez也被誉为非晶合金的鼻祖。随后，Zr，La，Mg，Cu基等非晶合金相继被人们发现，在众多非晶合金体系中，铁基非晶合金具有高强度(最高可达4.93 GPa[2])、高硬度(Fe-B系铁基非晶合金显微硬度几乎都在1000HV以上)、高耐蚀性(耐蚀性是传统不锈钢的100倍以上[3])、优异的软磁性能以及较低的原料成本等特点而激起了人们的广泛兴趣。最早报道的铁基非晶合金可以追溯到Duewz及其合作者于1967年制备的Fe-P-C非晶合金[4]，而后一系列的铁基非晶合金如Fe-P-B[5]，Fe-Si-B[6]等被成功地研制出来。在历经数10年的发展后，于1995年，由Inoue及其合作者通过铜模铸造法首次获得了临界尺寸达1 mm的Fe73Al5Ga2P11C5B4非晶合金棒材，正式宣告铁基非晶合金进入了块体时代[7]。时至今日，铁基非晶合金因其优异的综合性能，仍然吸引着人们在这片海洋中不断地探索，并不断地开拓其新的应用领域，利用软磁性能制造变压器磁芯与传感器[8-9]、利用耐蚀性能制备铁基非晶涂层[10-11]、利用催化性能进行污水处理[12]等。随着人们对其研究的不断深入，铁基非晶合金也必将拥有更为广阔的应用空间。
铁基非晶合金形成组元中通常含有大量的类金属元素，表现为金属+类金属类型，对其形成规律的理解有助于人们深入认识非晶合金形成机制。此外，作为典型的脆性非晶合金代表，铁基非晶合金室温塑韧性较差，依然不能令人满意。基于此，本文从铁基非晶合金形成规律和力学性能方面进行了系统总结，尤其是涵盖了作者课题组在铁基非晶合金方面近10年来的最新研究成果，并对当前研究的难点以及未来可能的发展方向进行了展望。
1 铁基非晶合金的形成规律 1.1 非晶形成能力非晶合金的临界尺寸一直是限制其应用的重要因素之一，如何制备更大尺寸的非晶合金也是众多研究者不懈追求的目标。图 1总结了目前公开报道的一些具有良好非晶形成能力的典型铁基非晶合金体系[13-28]，铁基非晶合金最大临界尺寸也只有16 mm[16]，因此提升铁基非晶合金形成能力是非常重要的研究方向。
影响铁基非晶合金形成能力的因素通常有以下几点：(1)组成元素的种类及组元数目，不同元素对非晶合金形成能力影响不同，如原子尺寸、电子结构、元素间混合焓等对非晶形成能力有显著影响，通常来说高形成能力的铁基非晶合金一般都拥有多种组成元素(4种以上)；(2)制备工艺，不同工艺的冷却速度不同，所用保护气氛的种类也可能不同，包括熔体净化等也直接影响非晶形成；(3)原料纯度，杂质的引入可能促进晶态相非均匀形核，不利于非晶形成。因此，改善非晶形成能力通常有两种方式：一是改善工艺，如采用助溶剂包覆原料、J-quench、增材制造等；二是通过合理的成分设计进行优化，如添加稀土元素、相似相异元素替换等。
1.2 制备工艺对铁基非晶合金形成能力的影响非晶合金制备技术从最早的喷枪法、活塞-砧座法到铜辊甩带/甩丝、铜模铸造，再到现在的增材制造，随着技术的不断更新，所获得的非晶合金尺寸也逐渐变大。同样的成分如Fe40Ni40P14B6，采用fluxing与J-quench所制备的非晶临界尺寸从传统铜模吸铸的1 mm提升到了2.5 mm[29]，通常认为，采用助溶剂如B2O3包覆可以起到原料提纯作用从而提升非晶形成能力，也有报道指出助溶剂包覆可以改变某些非晶成分的组成，造成微观结构的差异，进而改善非晶形成能力与力学性能[30]。由于铁基非晶合金对制备条件的敏感，保护气氛的重要性也就不言而喻，一般所选用的保护气氛为高纯氩气，同时在制备的过程中还要多次洗气避免氧的影响。但在一些特殊情况下，如用工业原料制备的Fe-P-C，在持续通氧气氛下制备出的样品反而具有更大的形成能力，在强度相差不大的情况下，其塑性有了较为明显的提升。这主要是因为氧气对工业原料中所含某些元素如Y, Al, Ti等具有较强的亲和力，持续通氧使得熔体流动更加激烈，增加了杂质混合与碰撞的概率，使原料中的杂质元素得以聚集同时更易消散。这一结果反向利用了一些元素对氧的清除作用，为使用工业原料制备低成本铁基非晶合金提供了新思路[31]。同时也有一些铁基非晶合金可以在低真空下仍保持较好的形成能力，如在1.5 Pa的真空度下仍可通过铜模吸铸法获得临界尺寸达2 mm的Fe75Hf3Mo3B15Y4软磁非晶合金，这主要是因为其所含Y元素的熔体净化作用，对氧的强亲和性有助于减少氧对非晶形成能力的恶化[32]。
增材制造作为一种热点技术在多个领域得到广泛应用，对于非晶合金来说，增材制造为其制备工艺带来了全新的生命力，非晶合金增材制造使用较多的是选区激光熔化技术，原料采用非晶合金粉末。传统的制备工艺如铜模铸造，所制备的非晶合金尺寸通常较小，尤其是对于铁基非晶合金这种非晶形成能力相对较差的体系，想依靠铜模铸造法获得大尺寸合金，所需要进行的成分设计工作量极其巨大，耗时耗力且成功率低。而利用选区激光熔化技术，Wang等已经制备出直径为45 mm、高为20 mm的Fe55Cr25Mo16B2C2铁基块体非晶合金(见图 2(a))[33]。
在有能力突破非晶形成能力的同时，利用选区激光熔化技术的增材制造还可以帮助制造不规则的样品。采用选区激光熔化技术制备样品存在两个问题：(1)熔池热影响区对其他未熔区域的影响；(2)所制备样品的孔隙率。由于其逐层制备的工作原理，在对上层进行制备时，就有可能对下层已制备好的部分造成影响，从而影响整体的非晶含量比例；此外，所制备的样品孔隙率也较传统制备方法更高。为了解决这些问题，研究者们付出了很多努力，如文中所提到Wang等制备的Fe55Cr25Mo16B2C2铁基块体非晶合金在TEM分辨率下仍然为非晶结构且密实度大于99%(见图 2(b))[33]。Li等还在选区激光熔化制备非晶合金的基础上，通过添加不同含量的Cu粉末获得了铁基非晶复合材料，表现出高强度、高断裂韧度的优异的力学性能[34]。除了选区激光熔化外，热喷涂可以用来增材制备非晶合金。其原理主要是利用非晶粉末表面熔化以及超音速沉积作用，克服了激光3D打印技术引起的高温度梯度以及热影响区等限制，同时较传统3D打印技术更具打印效率(如图 3(a)所示)。张诚等利用Fe48C15B6Mo14Cr15Y2非晶合金粉末，通过热喷涂技术成功制备了大尺寸的块体铁基非晶合金(见图 3(b), (c))[35]。表 1列出了一些相同成分铁基非晶合金经不同制备工艺所获临界尺寸的差异。
| Preparation method | Alloy composition | Critical diameter | Critical diameter by copper-casting/mm | Ref |
| Fluxing purify melt | Fe78Mo1P9C6.5B3.5Si2 Fe76Si8P9C7 |
2 mm 1 mm |
1 ＜1 |
[36] [37] |
| Fluxing+J quenching | Fe80P13C7 Fe50Ni30P13C7 |
2 mm 1 mm |
＜1 ＜1 |
[38] [30] |
| Additive manufacturing | Fe55Cr25Mo16B2C2 Fe48C15B6Mo14Cr15Y2 |
d45 mm×h20 mm 20 mm×20 mm×20 mm |
3 10 |
[33] [35] |
早期非晶合金的突破主要体现在技术革新上，即将关注重点放在制备工艺条件上，而随着Inoue[39]和Johnson[40]等通过合理的成分设计，发展多组元合金体系显著提高了非晶形成能力，引发了非晶合金新一轮的研究热潮。铁基非晶合金形成组元通常为金属+类金属，其中的类金属元素主要是一些原子半径较小的B，C，P，Si等，这些小尺寸的元素可以拓宽组成原子间尺寸差异以增加原子堆垛密度，提高系统的非晶形成驱动力与晶化阻力从而增加非晶形成能力[41]。如本课题组通过向Fe75Mo5P13C7非晶合金加入少量B，使其非晶形成能力有了较大的提升，甚至使用工业原料都可以获得临界直径达2 mm的非晶合金。B的加入改变了相竞争的关系，抑制了α-Fe，Fe3P等晶体相的析出，从而增强了非晶形成能力[42]。
研究还发现，稀土元素可以显著改善非晶形成能力，厘米级铁基非晶合金基本都含有稀土元素，其中Y是最常用的一种。Y的作用可以体现在很多方面，首先Y具有极大的原子半径，造成原子尺寸差异更大，有利于形成随机密堆结构进而改善非晶形成能力；其次，Y还具有净化合金熔体的作用，铁基非晶合金对氧含量十分敏感，而Y具有非常强的氧亲和力，易于在熔融液体阶段形成氧化物而最终留在了铸锭的表面，可起到清除氧的效果，也就减少了异质形核的影响，从而提高了非晶形成能力[43]。如在Fe72Nb4B20Si4合金中添加适量的稀土Y，非晶合金样品的临界直径可从2 mm提高到4 mm[44]。Poon等通过向Fe50Cr15Mo14C15B6中加入Y，所制备的Fe48Cr15Mo14Y2C15B6非晶合金其临界尺寸从1.5 mm提升到9 mm，而加入另一种稀土元素Er，所制备的Fe48Cr15Mo14Er2C15B6非晶合金临界尺寸更是达到了12 mm[14]，将铁基非晶合金从毫米级提升至厘米级。Lu等添加Y、独立开发的(Fe44.3Cr5Co5Mo12.8Mn11.2C15.8B5.9)98.5Y1.5和(Fe44.3Cr10Mo13.8Mn11.2C15.8B5.9)98.5Y1.5非晶合金，将临界尺寸从原来不足7 mm提升到了12 mm[15]。
用相似元素Co，Ni等对Fe进行替换也是提高铁基非晶形成能力的常用手段，所添加元素的电负性与铁的绝对值之差应尽可能的小以保证较高的形成能力，Co和Ni就是这样的元素[43]。如用Co和Ni分别替换Fe76Si3.3P8.7C7B5中的Fe，当Co为7%(摩尔分数，下同)或Ni为5%时，非晶合金临界直径从1 mm提升至3 mm[45]。Mo和Nb同样也是铁基非晶合金中常用的微合金化元素，用Mo替换Fe80P13C7中的Fe，得到的Fe74Mo6P13C7临界尺寸从原始样品的2 mm增加到了6 mm，Mo的加入引入了具有更负混合焓的Mo-P，Mo-C原子对，更强的原子间吸引力带来了更强的化学键，增加了原子规则排布的难度，从而提高了非晶形成能力。然而，过量的Mo加入会导致Fe2Mo3相的生成，从而恶化非晶形成能力，当Mo的含量达到12%时，非晶合金临界尺寸降低至1 mm[46]。类似地，在Fe71.2B24Y4.8合金中添加Nb，可将原始样品不足1 mm的非晶形成能力极大地提升至7 mm的(Fe71.2B24Y4.8)96Nb4非晶合金。这主要是因为Nb的加入影响了该样品的晶化行为，改变了相竞争关系，当Nb的含量为4%时，初生相变为Fe23B6亚稳相，抑制了其他相的生成，提高了过冷液体的稳定性而改善了形成能力[47]。图 4总结了当前常见合金化元素对铁基非晶合金形成能力的作用机制。
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图 4 合金化元素对铁基非晶合金非晶形成能力作用 Fig. 4 Summary of the influence of alloying elements on the glass forming ability of Fe-based amorphous alloy |
最近，本课题组基于铁基非晶合金形成组元的特点，将其合理地分为FeB系、FeP系和FeC系三类非晶合金[48]。统计规律结果表明，FeC系具有最高的非晶形成能力，FeB系次之，FeP系较低(见图 5)。研究还发现三类铁基非晶合金在化学键特性、热稳定性、力学性能等方面均存在明显差异，这为深入认识铁基非晶合金形成规律提供了新的视角和思路，值得进一步研究。
非晶合金不存在诸如位错、晶界等晶体缺陷，具有较高的强度、良好弹性极限、高硬度与耐磨性等[49]。如铁基非晶合金的强度基本在3 GPa以上、弹性极限接近2%, Fe-B系非晶合金硬度常在1000HV以上、个别体系室温塑性应变可达50%。
2.1 强度方面铁基非晶合金的强度约为传统高强钢的3~4倍，当前报道铁基非晶合金最高强度可达4.93 GPa[2]。铁基非晶合金高强度主要归因于其非晶结构[50]没有晶体学缺陷对于强度的恶化，同时含量较高的类金属元素也引入了较多的强化学键共价键，增强了原子的结合力。此外，高强铁基非晶合金通常也含有一些高熔点元素如Nb，Mo，这些高熔点元素的加入同样也可以起到增强原子结合的作用，从而提高了合金强度。文献中最早报道铁基块体非晶合金强度的是FeCoZrMoWB合金，其压缩强度为3.8 GPa[13]。随后Inoue组又在FeSiBNb块体非晶合金基础上，提高B/Si比的同时，用适量Co替换Fe制备了高强FeCoBSiNb块体非晶合金，其压缩强度突破了4 GPa，发展了超高强铁基块体非晶合金[51]。2008年，Yao等[52]通过添加高泊松比的Nb，在简单三元FeNbB非晶合金体系中研制出强度具有4.85 GPa的Fe71Nb6B23非晶合金，创造了当时铁基非晶合金的强度之最。分析认为，高泊松比Nb不仅有助于连接Fe, B原子以形成网状结构的(Fe, M23)B6而提高合金强度，还可以稳定过冷液体来提升非晶形成能力。2013年，Zhao等[2]在Fe71Nb6B23的基础上采用Co替换Fe，当Fe和Co比例为1:1时，制备出了压缩强度高达4.9 GPa的Fe33.5Co33.5Nb6B27块体非晶合金，而后通过添加与主元Fe具有正混合焓的Cu进行调控，将铁基块体非晶合金强度进一步提高至4.93 GPa。出于进一步提升铁基非晶合金热稳定性的考量，人们对铁基非晶合金添加高熔点元素也进行了系统研究，发现添加少量W在提高热稳定性的同时对压缩强度也有很大的提升，如沈军课题组[27]通过用适量的W替换FeCrMoCBY中的Fe，使得合金压缩强度从3.53 GPa提升至4.12 GPa。表 2总结了当前典型的高强铁基非晶合金及其复合材料的力学性能，鉴于铁基非晶合金本身已具备非常高的强度，所以目前对其强度的研究并不多，考虑到非晶合金尤其是铁基非晶合金室温脆性的特征，人们对其力学性能的研究也主要集中在改善合金室温塑韧性方面。
| Alloy composition | σy/MPa | σf/MPa | εp/% | Reference |
| (Fe0.335Co0.335Nb0.06B0.27)99.8Cu0.2 | 4900 | 4930 | 2.4 | [2] |
| Fe71Nb6B23 | 4850 | 1.6 | [52] | |
| Fe52Co17.5B20Si4Nb4V2.5 | 4200 | 4700 | 6.3 | [53] |
| [(Fe0.432Co0.288B0.192Si0.048Nb0.04)0.99Cr0.01]99.7Cu0.3 | 4450 | 4480 | 2.2 | [54] |
| Fe77Mo5P9C7.5B1.5 | 2200 | 4300 | 30.6 | [55] |
| [(Fe0.8Ni0.2)0.75B0.2Si0.05)]96Nb4 | 4300 | 0.15 | [56] | |
| Fe71Mo2Nb3P12C10B2 | 2800 | 4000 | 1 | [57] |
| Fe62Ni18P13C7 | 2400 | 3000 | >50 | [48] |
| (Fe77Mo5P9C7.5B1.5)99.9Cu0.1 | 3100 | 6.6 | [58] | |
| Fe41Cr20Mo10W6C15B6Y2 | 4120 | [27] | ||
| (Fe0.9Ni0.1)77Mo5P9C7.5B1.5 | 2940 | 3260 | 8.1 | [59] |
| Fe39Ni39B14Si12.75P2.75Nb2.3 | 3350 | 7.8 | [60] |
非晶合金作为一种玻璃态物质，具有完全不同于晶态材料的变形机理。非晶合金的室温塑性变形主要集中在为数不多的剪切带中，使得绝大部分非晶合金都表现出较差的室温塑性，非晶合金也几乎不存在室温拉伸塑性，即使在室温压缩变形中，往往一超过弹性极限便发生脆性断裂，尤其是以铁基非晶合金为典型的脆性非晶合金代表，其塑性应变通常小于0.2%，几乎不显示宏观塑性[61]。除了非晶合金本身脆性的原因外，较高类金属含量在提高强度和非晶形成能力的同时也恶化了铁基非晶合金的塑性变形能力。因此，对铁基非晶合金塑韧化的研究一直是人们关注的焦点，并进行了大量的工作，也取得了一些显著的成果(成功开发了室温塑性应变超过50%的FeNiPC块体非晶合金[48]、塑性应变超过30%的FeMoPCB非晶基复合材料[55])。当前对铁基非晶合金增塑有两个主要思路，成分设计发展大塑性单相非晶合金与结构设计研制铁基非晶基复合材料。
2.2.1 成分设计发展大塑性铁基非晶合金对于在保证非晶结构的基础上增塑，微合金化是一个可行的方法。可以根据模量判据(合金泊松比大于0.32时，非晶合金易展现宏观塑性变形[62])，利用一些大泊松比元素来进行微合金化，进而提高非晶合金的室温塑性变形能力。然而，铁基非晶合金常含大量的类金属，其与主元Fe所形成的具有方向性的键结构使得根据经验规则来调控模量比较困难。用Fe的相似元素Ni(具有比Fe更大的泊松比)部分替换铁，可以看到在如Fe76Mo4P12C4B4[59]，Fe78B14.2Si12.75P2.75Nb2.3[60]非晶合金中，用适量的Ni来替换Fe，在提高铁基非晶合金泊松比的同时有助于改善合金组元间的作用力，使得材料的塑性有了很大的提升(超过5%)，本课题组也通过用Ni替换Fe71Mo5P12C10B2中的Fe，使其室温塑性从3.1%提升至5.2%[63]。尤其是在具有高泊松比与低剪切模量的Fe-P(C)体系中，通过添加适量的Ni，杨卫明等制备的Fe50Ni30P13C7非晶合金具有22%的大室温塑性[64]。本课题组通过合理的成分调控，进一步降低了剪切流变的能垒，从而获得了室温压缩塑性应变超过50%的Fe62Ni18P13C7非晶合金[48](见图 6(a)), 而且压缩后的样品也只是被压扁并没有发生开裂(如图 6(b)所示)。而后Sarac等通过球差矫正高分辨透射电子显微镜技术，揭示了该类超大室温塑性铁基非晶合金源于其纳米尺度的不均匀性[65]。
具有高泊松比的Nb(0.4)同样是铁基非晶合金增塑常用的合金化元素，如通过添加Nb获得的兼具高强度与一定延展性(室温压缩塑性1.6%)的Fe71Nb6B23非晶合金[52]。不过也有研究指出通过Mo替换Nb(Mo的泊松比为0.3)，样品的室温塑性反而有所提升，用Mo替换[(Fe0.5Co0.5)0.75Si0.05B0.20]96Nb4中的Nb，样品的室温压缩塑性反而从1%增加到了4%，这可能是由于Mo的加入使非晶合金中形成了较多的“类液区”或“软区”，同时Mo也具有更低的剪切模量及G/K值(剪切模量与体积模量的比)，从而改善非晶合金的室温塑性[66]。
类金属元素所带来的强化学键在提高铁基非晶合金强度的同时也恶化了其塑性变形能力，因此调控铁基非晶合金中类金属种类及含量也是改善其室温塑性的一个重要思路。如沈宝龙课题组在FeNiBSiNbP基础上改变B/P原子比，在不降低其软磁性能的前提下通过增加原子尺度的不均性来改善非晶合金的力学性能[67]。选择B和P元素是因为B-P原子对的混合焓为+0.5 kJ/mol，它们含量的改变更易引起原子尺度结构的不均性。研究发现，样品的室温塑性随着B/P原子比显著变化，当P含量增加至4.13%时，合金塑性从5%提升到9.8%，而继续增加P的含量时，室温塑性开始恶化(见图 7(a))。分析认为，塑性的改善主要归因于随着B/P比的改变，形成了原子尺度有序的短程序(0.5~1 nm)，它们分布均匀从而阻碍剪切带的扩展并促进新剪切带的形核，增加了剪切带之间的相互作用以形成连续的网状分布，从而避免主剪切带快速扩展形成裂纹(见图 7(b))。
通过向非晶合金基体中引入晶态相，在利用第二相阻碍剪切带扩展促进剪切带相互作用的同时，还可以依靠晶态相容纳更多的塑性变形从而起到非晶合金增塑的效果。最早报道非晶合金复合材料是Cytron[68]于1982年利用真空热压技术将Ni60Nb40非晶合金条带压入Al合金中所制备的。到了2000年，Johnson等[69]通过内生法在Zr基块体非晶合金中成功制备了非晶基复合材料，拓宽了非晶合金新的研究领域。然而，受限于铁基非晶合金形成能力的不足，通过内生法发展Fe基非晶复合材料的研究进展十分缓慢。直至2006年，Shen等[70]在FeCoBSiNb块体非晶合金中，通过添加少量Cu(与主要组元Fe不互溶且混合焓为正)，在非晶基体上原位析出了微米级α-(Fe, Co)延性相和(Fe, Co)23B6硬脆相，由于析出(Fe, Co)23B6亚稳相的原因，该合金塑性应变仅有0.6%。而后Makino等[71]延续这一思路，在FeSiBP体系中添加少量(0.1%~0.6%)Cu，获得了具有3.1%室温塑性的铁基非晶复合材料。Guo等[55]为了在铁基非晶合金中获得单一α-Fe韧性析出相，将目光放在了晶化产物通常较为稳定且相对单一的Fe-(P, C)体系中，在保证非晶形成能力前提下通过合理的成分调控Fe-Mo-(P, C, B)中Fe的含量，成功发展了仅有单一α-Fe韧性相增强的Fe基块体非晶基复合材料，其室温压缩塑性应变高达30.6%(见图 8(a))。从其压缩断面也可以看出，样品有两种形貌特征，Ⅰ为类脉状花样，其较为粗糙也体现了枝晶相对剪切带扩展的抑制，Ⅱ则可能是枝晶相和非晶基体一起发生黏性流动所造成的(如图 8(b)所示)。分析认为，合金具有大塑性的原因是韧性α-Fe枝晶相有效地抑制了剪切带的迅速扩展，并促使剪切带发生偏转进而形成多重剪切带即剪切带与第二相发生了强烈的交互作用(见图 8(c))。
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图 8 FeMoPCB非晶及其复合材料的室温压缩曲线及断口微观形貌[55] (a)Fe75Mo5P10C8.3B1.7和Fe77Mo5P9C7.5B1.5非晶及其复合材料室温压缩名义应力-应变曲线；(b)Fe77Mo5P9C7.5B1.5非晶基复合材料断口形貌；(c)Fe77Mo5P9C7.5B1.5非晶基复合材料发生严重塑性变形后，第二相与剪切带的交互作用 Fig. 8 Stress-strain curves of FeMoPCB amorphous alloy and its composite and the fracture surface morphology[55] (a)nominal stress-strain curves of Fe75Mo5P10C8.3B1.7 and Fe77Mo5P9C7.5B1.5 alloy under room- temperature compression; (b)fracture surface of Fe77Mo5P9C7.5B1.5 bulk metallic glass matrix composite; (c)interactions between α-Fe dendrites and shear bands of Fe77Mo5P9C7.5B1.5bulk metallic glass matrix composite during severe plastic deformation |
本课题组在该大塑性铁基非晶复合材料基础上，通过微量Cu的添加，使得非晶基体在析出微米α-Fe相的同时还析出了纳米级的α-Fe相，发展了微纳多尺度复合增强的铁基块体非晶合金[58]。对于1.5 mm的样品，在加入0.1%的Cu后，样品的强度和塑性均有所提高，尤其是室温压缩塑性从3.9%提高到6.6%(如图 9(a)所示)。Cu的加入减弱了原子间结合力，降低了结晶的能垒，诱导晶态相的析出(见图 9(b))。加入0.1%Cu时，合金析出的纳米晶尺寸在1~10 nm之间(见图 9(c)，(d))，其略小于常规剪切带(10~20 nm)尺寸有助于诱导多重剪切带的萌生，并与微米级析出相协同阻碍剪切带快速扩展，从而提高了合金整体的室温塑性。然而，随着Cu的过量加入，纳米晶的尺寸有所增加，剪切带可能以切过机制越过阻碍，难以诱导多重剪切带萌生，并伴随Fe-P, Fe-B等脆性相的析出，导致合金综合力学性能下降。
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图 9 (Fe77Mo5P9C7.5B1.5)100-xCux合金的室温应力-应变曲线及(Fe77Mo5P9C7.5B1.5)99.9Cu0.1样品的TEM图[58] (a)1.5 mm直径(Fe77Mo5P9C7.5B1.5)100-xCux(x=0, 0.1%, 0.3%, 0.5%, 0.7%, 1.0%)合金的室温应力-应变曲线；(b)(Fe77Mo5P9C7.5B1.5)99.9Cu0.1样品的TEM图；(c)，(d)高分辨TEM显示纳米晶尺寸在1~10 nm Fig. 9 Stress-strain curves of (Fe77Mo5P9C7.5B1.5)100-xCux alloy under room-temperature compression and TEM images of (Fe77Mo5P9C7.5B1.5)99.9Cu0.1 alloy[58] (a)stress-strain curves of (Fe77Mo5P9C7.5B1.5)100-xCux(x=0, 0.1%, 0.3%, 0.5%, 0.7% and 1.0%)alloy rod with 1.5 mm in diameter under room-temperature compression; (b)TEM images of (Fe77Mo5P9C7.5B1.5)99.9Cu0.1 alloy; (c), (d) high-resolution TEM images showing the nanocrystal size from 1 nm to 10 nm |
除了内生法外，外延法也是常用的一种制备非晶基复合材料的有效手段，通常都是添加一些高熔点陶瓷颗粒如碳化物、硼化物等。Poon等在FeMnCrMo(Ln, Y)CB非晶钢中，加入TiC, NbC等颗粒获得铁基非晶复合材料[72]。结果表明，该复合材料的刚度、剪切模量、泊松比均有所增加，根据经验公式FYS=G/20推断，该类非晶基复合材料的强度均超过4 GPa，实测其硬度均在11~12 GPa之间。由于铁基非晶合金的高熔点，外加颗粒也容易在高温下与铁发生反应，导致铁基非晶基体与第二相界面结合较差，反而使得合金脆性倾向增加，这为外延法发展铁基非晶复合材料带了极大的障碍。
2.3 断裂韧度方面断裂韧度作为表征材料阻碍裂纹扩展能力的指标，在工程应用中十分重要。但对于铁基非晶合金来说，由于其形成能力较弱且脆性较大，给韧性测试制样带来极大挑战。通常测量铁基非晶合金断裂韧度的方法有压痕法、纳米压痕法以及三点弯曲法等。Poon等通过压痕法研究了Fe48Cr15Mo14Er2C15B6[73]非晶钢的断裂韧度，结果表明仅为3.2~3.8 MPa·m1/2。对于具有一定韧性的非晶合金，则更多采用的是单边缺口三点弯曲测量断裂韧度法即三点弯曲法，此时得到的断裂韧度都是KC，而非真正意义上KIC(平面应变断裂韧度)。本课题组报道的Fe75Mo5P10C8.3B1.7非晶合金与Fe77Mo5P9C7.5B1.5非晶复合材料的缺口断裂韧度KC分别为(27.2±2.1), (36.7±4.3) MPa·m1/2，均远高于之前提到的非晶钢[74]。铁基非晶复合材料更高的断裂韧度，除了依赖该体系较低的剪切模量外(具有较低的剪切能垒，易发生剪切变形，从而避免过早的脆性断裂)，也有赖于α-Fe析出相对裂纹有效的阻碍作用促使裂纹分叉，从而避免了裂纹快速失稳扩展。通过针对化学键的优化，降低合金剪切模量的同时提高泊松比，Lewandowski等获得了断裂韧度达到了(52.8±5.1) MPa·m1/2的Fe59Cr6Mo14C15B6非晶合金[75]。最近，柳林课题组利用选区激光熔化(SLM)3D打印技术向Fe43.7Co7.3Cr14.7Mo1.6C15.5B4.3Y1/9非晶合金中加入50%(质量分数)的Cu粉末以制备复合材料，研究发现其断裂韧度从原始合金的2.2 MPa·m1/2提升到了(47.07±1.96) MPa·m1/2 [34]，这主要得益于所加入的高韧性Cu对于SLM造成的热应力所诱发的微裂纹起到了显著的抑制作用(通过产生高密度位错以释放过多的应变能，从而降低热应力，抑制微裂纹的形成)，使得合金断裂韧度有了显著提升。通过引入结构不均匀性以提升塑度的思路，对断裂韧度的改善同样有效，沈宝龙课题组通过改变FeNiBSiNbP非晶合金中B/P原子比，在非晶基体中形成了部分原子尺度的有序规则排列，其中Fe39Ni39B12.82Si2.75Nb2.3P4.13非晶合金的断裂韧度高达72.3 MPa·m1/2, 为在铁基非晶合金中迄今报道的最大值[67]，其增韧原理与上文提到的引入结构非均匀性增加室温塑性类似，都是非均匀结构阻碍剪切带的迅速扩展并促进新剪切带的形核与引入更多的金属键协同作用提高了合金的室温塑韧性。图 10总结了当前典型铁基非晶合金及其复合材料的断裂韧度[22, 34, 67, 73-74]。
铁基非晶合金诞生至今的数10年中，经过众多研究者的不懈努力，取得了一系列重要进展，如通过对铁基非晶合金稀土微合金化作用获得了厘米级铁基非晶合金；借助选区激光熔化技术，通过3D打印增材制造制备出了突破非晶形成能力上限的铁基非晶合金；通过不断的成分优化，将铁基非晶合金的断裂强度提升至4.93 GPa；通过合理的成分和结构设计，发展了室温超大塑性的铁基单相非晶合金及其复合材料。当前，铁基非晶合金的研究仍存在许多难点，需要进一步深入研究，主要体现在以下方面：
(1) 形成能力，尽管铁基非晶合金临界尺寸可达16 mm，但仍然没有突破直径20 mm以上的铁基非晶合金，与铜基、镍基、镁基等非晶合金相比仍有差距，超强非晶形成能力的铁基非晶合金值得期待。对于提高非晶形成能力，在不考虑制备工艺影响的前提下，主要还是通过成分设计来实现。随着高通量、机器学习和深度学习等新技术的不断发展，可明显改变传统低效的试错法，更加高效地进行成分设计。同时，制备工艺的革新也有助于获得更大尺寸的铁基非晶合金，除了不断优化的增材制造外，低应力超声焊接也是一个值得期待应用于铁基非晶合金的技术[76]。新的技术有助于突破非晶形成能力的限制，而具有更大非晶形成能力成分的出现也有助于更多工艺的应用。
(2) 铁基非晶合金形成理论方面，合金熔体结构对非晶形成能力影响显著，熔体的性质与组成直接影响了液-固相变的动力学转变过程。如熔体结构、黏度等都直接影响了非晶转变过程，与非晶合金形成能力密切相关。加大对铁基非晶合金熔体结构和性质的深入认识，有助于丰富人们对铁基非晶合金这类金属——类金属型非晶合金形成机制的认识，完善非晶合金形成理论具有重要意义。
(3) 铁基非晶合金室温脆性，尽管出现了少量室温超大塑性的铁基非晶合金，但是其本征脆性问题依然悬而未决。且当前展现良好室温塑性的铁基非晶合金大都是在小尺寸试样，如何发展良好塑性变形能力的大尺寸铁基非晶合金，依然充满挑战。发展铁基非晶基复合材料是一个可能的方向，现阶段已经可以通过析出单一枝晶相来极大地改善合金塑韧性，但枝晶也容易导致应力集中，如果获得延性球状析出相且分布均匀的铁基非晶复合材料，发展具有拉伸塑形的铁基非晶复合材料值得人们去探索。此外，设计出由纯金属元素构成的铁基非晶合金也是一个可能的方向，金属键性越强的铁基非晶合金室温塑性可能会有所提升，同时对于不含类金属元素的铁基非晶合金成分，利用弹性模量、泊松比等经验规则进行成分设计的可靠性也更高。再有，通过包裹限制的手段，如在非晶合金表面电镀一层金属镍[77]，也可有效地改善铁基非晶合金室温塑性变形能力，值得进一步深入研究。
(4) 超高强铁基非晶合金，目前铁基非晶合金的室温压缩强度尚未突破5 GPa，而与Fe相似元素Co为主要组元的非晶合金室温压缩强度已经超过了6 GPa[78]，制备出超高强的铁基非晶合金还是很有希望，通过对化学键的优化、高熔点元素的引入、多尺度结构的设计等，有望获得更高强的铁基非晶合金。同时，随着工艺的革新，更多潜在的成分也有了被制备成为块体的可能，这其中就包含着具备超高强度的铁基非晶合金。
| [1] |
KLEMENTS W, WILLENSR H, DUWEZ P. Non-crystalline structure in solidified gold-silicon alloys[J]. Nature, 1960, 187(4740): 869-870. |
| [2] |
ZHAO C L, DUN C C, SHEN B L, et al. Enhancement of plastic deformation in FeCoNbB bulk metallic glass with superhigh strength[J]. Intermetallics, 2013, 32: 408-412. DOI:10.1016/j.intermet.2012.09.018 |
| [3] |
INOUE A. Bulk amorphous alloys preparation and foundmental characteristics[M]. Switzerland: Trans Tech Publications Ltd, 1998.
|
| [4] |
DUWEZ P, LIN S. Amorphous ferromagnetic phase in iron-carbon-phosphorus alloys[J]. Journal of Applied Physics, 1967, 38(10): 4096. DOI:10.1063/1.1709084 |
| [5] |
YAMAUCHIK, NAKAGAWY. Amorphous ferromagnetic Fe-P-B alloys prepared by a new technique of splat cooling[J]. JapaneseJournal of Applied Physics, 1971, 10(12): 1730. |
| [6] |
KIKUCHIM, FUJIMORIH, MASUMOTOT, et al. New amorphous ferromagnets with low coercive force[J]. Japanese Journal of Applied Physics, 1976, 14: 1077. |
| [7] |
INOUE A. Thermal and magnetic properties of bulk Fe-based glassy alloys prepared by copper mold casting[J]. Materials Transactions, JIM, 1995, 36(12): 1427-1433. DOI:10.2320/matertrans1989.36.1427 |
| [8] |
MASUMOTO H, URATA A, INOUEA, et al. FePBNbCr soft-magnetic glassy alloys with low loss characteristics for inductor cores[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2010, 504(Suppl): 139-141. |
| [9] |
HASEGAWA R. Applications of amorphous magnetic alloys in electronic devices[J]. Journal of Non-Crystal Solids, 2001, 287(1/3): 405-412. |
| [10] |
GUO R Q, LI N, LIU L, et al. Study of structure and corrosion resistance of Fe-based amorphous coatings prepared by HVAF and HVOF[J]. Corrosion Science, 2011, 53(7): 2351-2356. DOI:10.1016/j.corsci.2010.12.022 |
| [11] |
ZHENG Z, ZHENG Y, WANG J F, et al. Erosion-corrosion of HVOF-sprayed Fe-based amorphous metalliccoating under impingement by a sand-containing NaCl solution[J]. Corrosion Science, 2013, 76: 337-347. DOI:10.1016/j.corsci.2013.07.006 |
| [12] |
YANG J, BIANXF, WANG P, et al. Rapid organism degradation function of Fe-based alloys in high concentration wastewater[J]. Journal of Non-Crystal Solids, 2012, 358(18/19): 2571-2574. |
| [13] |
INOUE A, ZHANG T, TAKEUCHI A. Bulk amorphous alloys with high mechanical strength and good soft magnetic propertiesin Fe-TM-B (TM=Ⅳ-Ⅷ group transition metal) system[J]. Applied Physics Letters, 1997, 71(4): 464-466. DOI:10.1063/1.119580 |
| [14] |
POON S J, PONNAMBALAM V. Fe-based bulk metallic glasses with diameter thickness larger than one centimeter[J]. Journal of Materials Research, 2004, 19(5): 1320-1323. DOI:10.1557/JMR.2004.0176 |
| [15] |
LU Z P, LIU C T. Structural amorphous steels[J]. Physical Review Letters, 2004, 92(24): 245503. DOI:10.1103/PhysRevLett.92.245503 |
| [16] |
SHEN J, CHEN Q J, SUN J F, et al. Exceptionally high glass-forming ability of an FeCoCrMoCBY alloy[J]. Applied Physics Letters, 2005, 86(15): 1519071. |
| [17] |
ZHAO Y H, PAN M X. Synthesis and elastic properties of amorphous steels with high Fe content[J]. Intermetallics, 2006, 14(8/9): 1107-1111. |
| [18] |
LI F, SHEN B L, INOUE A, et al. Excellent soft-magnetic properties of (Fe, Co)-Mo-(P, C, B, Si) bulk glassy alloys with ductile deformation behavior[J]. Applied Physics Letters, 2007, 91(23): 234101. DOI:10.1063/1.2820608 |
| [19] |
SHEN B L, CHANG C, INOUE A, et al. Enhancement of glass-forming ability of FeCoNiBSiNb bulk glassy alloys with superhigh strength and good soft-magnetic properties[J]. Journal of Applied Physics, 2007, 102(2): 023515. DOI:10.1063/1.2757013 |
| [20] |
AMIYA K, INOUE A. Fe-(Cr, Mo)-(C, B)-Tm bulk metallic glasses with high strength and high glass-forming ability[J]. Reviews on Advanced Materials Science, 2008, 18(1): 27-29. |
| [21] |
PAN J, LI N, LIU L, et al. Formation of centimeter Fe-based bulk metallic glasses in low vacuum environment[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2008, 463(1/2): 246-249. |
| [22] |
DEMETRIOU M D, KALTENBOECK G, JOHNSON W L, et al. Glassy steel optimized for glass-forming ability and toughness[J]. Applied Physics Letters, 2009, 95(4): 041907. DOI:10.1063/1.3184792 |
| [23] |
JIAOZ B, GAO J E, LU Z P, et al. Effects of alloying elements on glass formation, mechanical and soft-magnetic properties of Fe-based metallic glasses[J]. Intermetallics, 2011, 19(10): 1502-1508. DOI:10.1016/j.intermet.2011.05.020 |
| [24] |
WANG H, MA L, LI L, et al. Fabrication of Fe-based bulk metallic glasses from low-purity industrial raw materials[J]. Journal of Alloys Compounds, 2015, 629: 1-4. DOI:10.1016/j.jallcom.2014.11.228 |
| [25] |
WANG S, JIANG W, HU H, et al. Roles of Co element in Fe-based bulk metallic glasses utilizing industrial FeB alloy as raw material[J]. Progress in Natural Science:Materials International, 2017, 27(4): 503-506. DOI:10.1016/j.pnsc.2017.08.004 |
| [26] |
ZHU K R, JIANG W, ZHANG B, et al. Effect of Mo on properties of the industrial Fe-B-alloy-derived Fe-based bulk metallic glasses[J]. International Journal of Minerals, Metallurgy, and Materials, 2017, 24(8): 926-930. DOI:10.1007/s12613-017-1479-1 |
| [27] |
LIANG D D, WEI X S, SHEN J. Effect of W addition on the glass forming ability and mechanical properties of Fe-based metallic glass[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2018, 731: 1146-1150. DOI:10.1016/j.jallcom.2017.10.104 |
| [28] |
HU F, YUAN C C, SHEN B L, et al. Effects of heavy rare-earth addition on glass-forming ability, thermal, magnetic, and mechanical properties of Fe-RE-B-Nb (RE=Dy, Ho, Er or Tm) bulk metallic glass[J]. Journal of Non-Crystalline Solids, 2019, 525: 119681. DOI:10.1016/j.jnoncrysol.2019.119681 |
| [29] |
SHEN T, SCHWARZ R. Bulk ferromagnetic glasses in the Fe-Ni-P-B system[J]. Acta Materialia, 2001, 49(5): 837-847. DOI:10.1016/S1359-6454(00)00365-7 |
| [30] |
LIU H S, YANG W M, WAN C. Fluxing induced boron alloying in Fe-based bulk metallic glasses[J]. Materials and Design, 2017, 129: 63-68. DOI:10.1016/j.matdes.2017.05.020 |
| [31] |
LIU H S, YANG W M, SHEN B L, et al. Oxygen-driven impurities scavenging before solidification of Fe-based metallic glasses[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2019, 773: 401-412. DOI:10.1016/j.jallcom.2018.09.242 |
| [32] |
GUO S F, LIU L, XIN L. Formation of magnetic Fe-based bulk metallic glass under low vacuum[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2009, 478: 226-228. DOI:10.1016/j.jallcom.2008.11.132 |
| [33] |
WANG L, WANG H, YAN M, et al. Selective laser melting helps fabricate record-large bulk metallic glass:experiments simulation and demonstrative part[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2019, 808: 151731. DOI:10.1016/j.jallcom.2019.151731 |
| [34] |
LI N, ZHANG J J, LIU L, et al. 3D printing of Fe-based bulk metallic glass composites with combined high strength and fracture toughness[J]. Materials and Design, 2018, 143: 285-296. DOI:10.1016/j.matdes.2018.01.061 |
| [35] |
ZHANG C, LI N, LIU L, et al. 3D printing of Fe-based bulk metallic glasses and composites with large dimensions and enhanced toughness by thermal spraying[J]. Journal of Materials Chemistry A, 2018, 6(16): 6800-6805. DOI:10.1039/C8TA00405F |
| [36] |
LIU F J, YAO K F, DING H Y. Fe-based glassy alloys with high iron content and high saturation magnetization[J]. Intermetallics, 2011, 19(11): 1674-1677. DOI:10.1016/j.intermet.2011.07.011 |
| [37] |
LI Q, YI S. Improvement of glass forming ability and soft magnetic properties of Fe-C-Si-P amorphous alloys through a flux treatment technique[J]. Metals and Materials International, 2014, 20(1): 7-11. DOI:10.1007/s12540-014-1001-5 |
| [38] |
LI Q, LI J F, YAO K F, et al. Formation of bulk magnetic ternary Fe80P13C7 glassy alloy[J]. Intermetallics, 2012, 26: 62-65. DOI:10.1016/j.intermet.2012.03.045 |
| [39] |
INOUE A, ZHANG T, MASUMOTO T. Al-La-Ni amorphous alloys with a wide supercooled liquid region[J]. Materials Transaction, JIM, 1989, 30(12): 965-972. DOI:10.2320/matertrans1989.30.965 |
| [40] |
JOHNSON W L. Bulk glass-forming metallic alloys:science and technology[J]. MRS Bulletin, 1999, 24(10): 42-56. DOI:10.1557/S0883769400053252 |
| [41] |
LU Z P, LIH X, LU Z C, et al. Fe-based bulk metallic glasses:glass formation, fabrication, properties and applications[J]. Progress in Materials Science, 2019, 103: 235-318. DOI:10.1016/j.pmatsci.2019.01.003 |
| [42] |
GUO S F, SU C, LI N, et al. Effects of B addition on glass forming ability and thermal behavior of FePC-based bulk metallic glasses[J]. Journal of Iron and Steel Research International, 2017, 24(4): 442-447. DOI:10.1016/S1006-706X(17)30067-5 |
| [43] |
LU Z P, LIU C T, PORTER W D. Role of yttrium in glass formation of Fe-based bulk metallic glasses[J]. Applied Physics Letters, 2003, 83(13): 2581. DOI:10.1063/1.1614833 |
| [44] |
KIM D H, PARK J M, PARK J S, et al. Effect of Y addition on thermal stability and the glass forming ability in Fe-Nb-B-Si bulk glassy alloy[J]. Materials Science and Engineering:A, 2006, 435/436: 425-428. DOI:10.1016/j.msea.2006.07.073 |
| [45] |
LU Z P, JIAO Z B, LI H X, et al. Effects of alloying elements on glass formation, mechanical and soft-magnetic properties of Fe-based metallic glasses[J]. Intermetallics, 2011, 19(10): 1502-1508. DOI:10.1016/j.intermet.2011.05.020 |
| [46] |
LI Q, YANG X H, MIA X H, et al. The effect of Mo on the glass forming ability, mechanical and magnetic properties of FePC ternary bulk metallic glasses[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2013, 554: 446-449. DOI:10.1016/j.jallcom.2012.11.170 |
| [47] |
KIM D H, PARK J M, KIM D H, et al. Development of quaternary Fe-B-Y-Nb bulk glassy alloys with high glass-forming ability[J]. Journal of Materials Research, 2007, 22(2): 471-477. DOI:10.1557/jmr.2007.0057 |
| [48] |
GUO S F, QIU J, Y UP, et al. Fe-based bulk metallic glasses:brittle or ductile?[J]. Applied Physics Letters, 2014, 105(16): 161901. DOI:10.1063/1.4899124 |
| [49] |
INOUE A. Stabilization of metallic supercooled liquid and bulk amorphous alloys[J]. Acta Materialia, 2000, 48(1): 279-306. DOI:10.1016/S1359-6454(99)00300-6 |
| [50] |
汪卫华. 非晶态物质的本质和特性[J]. 物理学进展, 2013, 33(5): 178-344. WANG W H. The nature and characteristics of amorphous substances[J]. Progress in Physics, 2013, 33(5): 178-344. |
| [51] |
INOUE A, SHEN B L, CHANG C T. Super-high strength of over 4000 MPa for Fe-based bulk glassy alloys in[(Fe1-xCox)0.75B0.2Si0.05]96Nb4 system[J]. .Acta Materialia, 2004, 52(14): 4093-4099. DOI:10.1016/j.actamat.2004.05.022 |
| [52] |
YAO J H, WANG J Q, LI Y. Ductile Fe-Nb-B bulk metallic glass with ultrahigh strength[J]. Applied Physics Letters, 2008, 92(25): 251906. DOI:10.1063/1.2949747 |
| [53] |
KIM H K, LEE K B, LEE J C. Ductile Fe-based amorphous alloy[J]. Materials Science and Engineering:A, 2012, 552: 399-403. DOI:10.1016/j.msea.2012.05.059 |
| [54] |
LI X, KATO H, INOUE A, et al. Improved plasticity of iron-based high-strength bulk metallic glasses by copper-induced nanocrystallization[J]. Journal of Non-Crystal Solids, 2011, 357(15): 3002-3005. DOI:10.1016/j.jnoncrysol.2011.04.004 |
| [55] |
GUO S F, LIU L, LI N, et al. Fe-based bulk metallic glass matrix composite with large plasticity[J]. Scripta Materialia, 2010, 62(6): 329-332. DOI:10.1016/j.scriptamat.2009.10.024 |
| [56] |
CHANG C T, SHEN B L, INOUE A. FeNi-based bulk glassy alloys with superhigh mechanical strength and excellent soft-magnetic properties[J]. Applied Physics Letters, 2006, 89(5): 051912. DOI:10.1063/1.2266702 |
| [57] |
GUO S F, SHEN Y. Design of high strength Fe-(P, C)-based bulk metallic glasses with Nb addition[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2011, 21(11): 2433-2437. DOI:10.1016/S1003-6326(11)61032-7 |
| [58] |
GUO S F, SU C. Micro/nano ductile-phases reinforced Fe-based bulk metallic glass matrix composite with large plasticity[J]. Materials Science and Engineering:A, 2017, 707: 44-50. DOI:10.1016/j.msea.2017.09.036 |
| [59] |
SEIFODDINI A, STOICA M, ECKERT J, et al. New (Fe0.9Ni0.1)77Mo5P9C7.5B1.5 glassy alloys with enhanced glass-forming ability and large compressive strain[J]. Materials Science and Engineering:A, 2013, 560: 575-582. DOI:10.1016/j.msea.2012.09.104 |
| [60] |
ZHOU J, YANG W M, SHEN B L, et al. Ductile FeNi-based bulk metallic glasses with high strength and excellent soft magnetic properties[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2018, 742: 318-324. DOI:10.1016/j.jallcom.2018.01.317 |
| [61] |
INOUE A. Bulk glassy alloys:historical development and current research[J]. Engineering, 2015, 1(2): 185-191. DOI:10.15302/J-ENG-2015038 |
| [62] |
GU X, POON S J, SHIFKET G J. Mechanical properties of iron-based bulk metallic glasses[J]. Journal of Materials Research, 2007, 22(2): 344-351. DOI:10.1557/jmr.2007.0036 |
| [63] |
GUO S F, LIU L, LI N, et al. Enhancement of plasticity of Fe-based bulk metallic glass by Ni substitution for Fe[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2010, 504(Suppl 1): S78-S81. |
| [64] |
YANG W M, LIU H, INOUE A, et al. Mechanical properties and structural features of novel Fe-based bulk metallic glasses with unprecedented plasticity[J]. Scientific Reports, 2014, 4: 6233. |
| [65] |
SARAC B, IVANOV Y P, STOICA M, et al. Origin of large plasticity and multiscale effects in iron-based metallic glasses[J]. Nature Communications, 2018, 9: 1333. DOI:10.1038/s41467-018-03744-5 |
| [66] |
RAMASAMY P, STOICA M, BERA S, et al. Effect of replacing Nb with(Mo and Zr)on glass forming ability, magnetic and mechanical properties of FeCoBSiNb bulk metallic glass[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2017, 707: 78-81. DOI:10.1016/j.jallcom.2016.11.408 |
| [67] |
ZHOU J, WANG Q Q, SHEN B L, et al. A novel FeNi-based bulk metallic glass with high notch toughness over 70 MPa·m1/2 combined with excellent soft magnetic properties[J]. Materials and Design, 2020, 19: 108597. |
| [68] |
CYTRON S J. A metallic glass-metal matrix composite[J]. Journal of Materials Science Letters, 1982, 1: 211-213. DOI:10.1007/BF00724898 |
| [69] |
HAYS C C, KIM C P, JOHNSON W L. Microstructure controlled shear band pattern formation and enhanced plasticity of bulk metallic glasses containing in situ formed ductile phase dendrite dispersions[J]. Physical Review Letters, 2000, 84(13): 2901-2904. DOI:10.1103/PhysRevLett.84.2901 |
| [70] |
SHEN B L, MEN H, INOUE A. Fe-based bulk glassy alloy composite containing in situ formed α-(Fe, Co) and (Fe, Co)23B6 microcrystalline grains[J]. Applied Physics Letters, 2006, 89(10): 101915. DOI:10.1063/1.2348737 |
| [71] |
MAKINO A, LI X, YUBUT K, et al. The effect of Cu on the plasticity of Fe-Si-B-P-based bulk metallic glass[J]. Scripta Materialia, 2009, 60(5): 277-280. DOI:10.1016/j.scriptamat.2008.09.008 |
| [72] |
POON S J, SHIFLET G J, GU X J.Amorphous steel composites with enhanced strength, elastic properties and ductilities: US20090025834A1[P].2009-01-29.
|
| [73] |
HESS P A, POON S J, SHIFLET G J, et al. Indentation fracture toughness of amorphous steel[J]. Journal of Materials Research, 2005, 20(4): 783-786. DOI:10.1557/JMR.2005.0104 |
| [74] |
GUO S F, LIU L, CHAN K C. Notch toughness of Fe-based bulk metallic glass and composites[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2011, 509(39): 9441-9446. DOI:10.1016/j.jallcom.2011.07.016 |
| [75] |
LEWANDOWSKI J J, POON S J, GU X J, et al. Tough Fe-based bulk metallic glasses[J]. Applied Physics Letters, 2008, 92(9): 09198. |
| [76] |
MA J, YANG C, LIANG X, et al. Fast surface dynamics enabled cold joining of metallic glasses[J]. Science Advances, 2019, 5(11): 7256. DOI:10.1126/sciadv.aax7256 |
| [77] |
CHEN W, CHAN K C, GUO S F, et al. Plasticity improvement of an Fe-based bulk metallic glass by geometric confinement[J]. Materials Letters, 2011, 65(5): 1172-1175. |
| [78] |
WANG J F, LI R, ZHANG T, et al. Co-based ternary bulk metallic glasses with ultrahigh strength and plasticity[J]. Journal of Materials Research, 2011, 26(16): 2072-2079. DOI:10.1557/jmr.2011.187 |