編者按: 非晶合金（BMG）由于其獨特的短程有序、長程無序的結構，具有高強度、高硬度、高耐磨耐蝕性等特點，被認為是極具工程應用前景的結構材料。然而由于非晶合金存在剪切局域化和應變軟化這兩個本質上的缺陷，嚴重制約著BMG作為先進結構材料在工程中的大規模應用。因此，開發室溫塑韌性良好的BMG成為當前研究的熱點。《Ti基非晶復合材料的強韌化機理》一文選擇具有形狀記憶效應與較強非晶形成能力的（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律的影響，分析了其室溫力學性能與強韌化機理。本文的作者為蘭州理工大學的趙燕春副教授。

1  實 驗

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律的影響，分析了該合金的室溫力學行為與強韌化機理。

2  結果與討論

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

從圖1與圖2的可知，M=Fe，Ce合金鑄態組織中B2相體積分數較多，而M=Zr合金鑄態組織中B19‘相體積分數較多。合金內部在應力加載下發生B2-Ti（Ni,Cu）向B19'-Ti（Ni,Cu）的相轉變（即TRIP效應），因此奧氏體相越多，對非晶基體的增強增韌越明顯。另一方面，Fe元素在合金組元中與Ti、Ni的原子對混合熱為負值（–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相的原子團簇，即相分離，其中富Fe相結構的原子結合力較大，結構密堆性高，為硬相，而富Cu相為軟相。軟相的存在使非晶基體周圍環境復雜，容易形成位錯，這必然降低應力誘發馬氏體相變時所需的形核阻力，使奧氏體發生向馬氏體的相轉變變得更加容易，TRIP效應容易進行。從而使得M=Fe的合金塑性最好，相比于M=Ce，Zr合金屈服強度最低。同時Ce與Zr元素添加都可穩定非晶基體組織，因而使得M=Ce合金綜合力學性能最為優異，M=Zr合金屈服強度最高。

圖3和表1為（Ti0.5Ni0.48M0.02）80Cu20（M=Fe，Ce，Zr）合金的室溫壓縮力學性能。較之單一的BMG合金，材料具有更為優異的綜合力學性能，尤其在塑韌性方面。在合金體系中，M=Fe的合金塑韌性最好，塑性應變為13.1%，但屈服強度（980MPa）和斷裂強度（2050MPa）較低；M=Ce時，合金具有最高的斷裂強度（2645MPa），屈服強度達到1150MPa，并且塑性變形能力也達到12.2%；M=Zr時，合金的屈服強度最高（1300MPa），塑性最小（7.5%）。3種合金試樣的斷裂強度遠高于屈服強度，沒有出現應力誘發相變平臺，以連續屈服和強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變關系。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階段為合金強韌化的主要階段，表現為加工硬化速率隨著應變的增加開始逐漸下降。第III階段為線性硬化階段，表現為加工硬化速率隨著應變的增加開始單調下降，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）合金試樣的真應力-真應變曲線。對真應力-真應變方程兩邊取對數可得到Hollomon關系：lnσ=lnk+nlnε。

在雙對數的坐標系下，曲線的斜率n為材料的平均加工硬化指數。由此得出M=Fe，Ce，Zr合金的平均加工硬化指數（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都較大，說明復合材料都有較強的加工硬化能力。M=Fe的合金平均加工硬化指數最大，材料的加工硬化能力最強，這與前述分析結果相符。

平均加工硬化指數n反映了材料開始屈服以后，繼續變形時材料總體的應變硬化行為。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，引入瞬時加工硬化指數來具體分析復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合金的瞬時加工硬化指數（n*）的變化規律為：n*（Fe）>n*（Ce）>n*（Zr）。總體來看，3種不同成分合金的瞬時加工硬化指數都是先增大后減小，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*-真應變關系曲線中，瞬時加工硬化指數反映了材料在每一瞬時的加工硬化能力，因此在圖6中，這一階段曲線的斜率越大、趨勢越陡，復合材料的瞬時加工硬化指數越大，合金的加工硬化能力越強。圖4中，此階段與加工硬化速率隨真應變變化的第I階段一致。合金化元素的不同影響了合金組織內部相轉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，復合材料的加工硬化能力逐漸減小，是合金完成強韌化的主要階段，此階段越長，合金的強韌化效果越明顯。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種復合材料在屈服階段之后的瞬時加工硬化指數隨真應變變化趨勢和加工硬化速率隨真應變變化的3個階段一一對應。合金在受壓應力變形時，其內部發生的B2-Ti（Ni,Cu）→B19'-Ti（Ni,Cu）的相轉變（TRIP效應）和位錯增殖是合金產生加工硬化行為并完成強韌化的主要原因。

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的存在使得邊緣區域的非晶組織更加穩定，不易發生剪切滑移而產生塑性變形。在斷裂中心區域，3種合金的斷口形貌以脈絡紋、韌窩形貌為主。較之M=Zr，Ce的合金，在斷裂中心處M=Fe的合金脈絡紋分布更加密集，并且合金斷裂方向擴展延伸，占據了整個中心區域，而M=Ce的合金出現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的合金塑性均優于M=Zr的合金，這與前述分析結果相符。

3   結 論

1） （Ti0.5Ni0.48M0.02）80Cu20（M=Fe，Ce，Zr）合金的鑄態組織均為非晶+形狀記憶晶相的復合結構，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）熱誘發馬氏體相。M=Fe,Ce合金的鑄態組織中B2相析出體積分數較多。M=Zr合金的鑄態組織中B19’相析出體積分數較多。

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