准晶材料课件--研究生课程.

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1、单击此处编辑母版标题样式 单击此处编辑母版副标题样式 1 Mg Zn Y准晶及增强镁基复合材料 v济南大学 v2012 03 目录 v准晶简介 vMg Zn Y准晶 v制备Mg Zn Y准晶的实验方法及分析 v准晶的影响因素 v准晶相增强镁合金的组织与性能特点 v准晶增强镁基复合材料的应用前景 一 准晶 v1 准晶的发现 1984年美国国家标准局Stechtman等人在急冷快速凝固 的Al 14at Mn合金中发现发现了存在有5次对称轴 确证 这些合金相是具有长程定向有序 而没有周期平移有序的一 种封闭的正二十面体相 并称之为准晶体 从而引起世界各 国学者对准晶及其相关领域的研究 以后又陆续发

2、现了具有 8次 10次 12次对称的准晶结构 5次对称性和准晶的发 现对传统晶体学产生了强烈的冲击 它为物质微观结构的研 究增添了新的内容 为新材料的发展开拓了新的领域 瑞典 皇家科学院10月5日宣布 将2011年诺贝尔化学奖授予以色 列科学家达尼埃尔 谢赫特曼 以表彰他 发现了准晶 这一 突出贡献 并称准晶的发现从根本上改变了以往化学家对物 体的构想 v2 准晶的结构 准晶 quasicrystal 是一种具有长程准周期性平移序和非晶 体学旋转对称性的固态有序相 它是一种介于晶体和非晶体 之间的固体 准晶具有完全有序的结构 然而又不具有晶体 所应有的平移对称性 取向序具有晶体周期性所不能容许

3、的 点群对称性 沿取向序对称轴的方向具有准周期性 一种典型的准晶结构是三维空间的彭罗斯拼图 Penrose 二维空间的彭罗斯拼图由内二十面体准晶衍射图角为36度 144度和72度 108度的两种菱形组成 能够无缝隙无交叠 地排满二维平面 这种拼图没有平移对称性 但是具有长程 的有序结构 并且具有晶体所不允许的五次旋转对称性 v准晶按周期维数分类 可分为一维 二维 三维准晶 二维 准晶包括八面体 十面体 十二面体准晶 三维准晶主要为 二十面体准晶 此外准晶还可以分为稳定准晶和亚稳准晶 v3 准晶的应用 自准晶被发现以来 国内外材料工作者对这一新 型固相的形成过程 原子结构 热稳定性 物理和 力学

4、性能等方面进行了大量研究 并取得了显著的成 果 由于其结构的特殊性 准晶具有高硬度 低摩擦 系数和强烈的脆性 基于此 目前对准晶材料的应用 研究主要集中在两个方面 即作为涂层材料和作为软 基体复合材料的增强体 前者是利用准晶的不粘性 耐热和耐蚀性等性能 后者则主要利用准晶的高硬 度 耐磨性等性能 将准晶相引入金属基体中制备 颗粒增强金属基复合材料 对开发准晶材料在结构材 料方面的应用和新的金属基复合材料的颗粒增强体 具有重要意义 v目前 在研究准晶增强金属基复合材料的过程中所选用的基 体合金主要是镁 铝轻合金 这是由于镁 铝合金具有熔点 低 应用范围广的特点 并且 在目前已发现的和研究的较 多

5、的准晶合金系中 铝 镁合金占大多数 准晶增强基体材 料的方式主要有两种 第一是利用原位反应使准晶以高温强化相析出并弥散分布于 基体中 第二是采用粉末冶金的技术将准晶颗粒 微米级 与金属粉混 合后在高温下挤压成由准晶颗粒复合强化的金属基复合材料 同时也有很多人希望通过机械搅拌法向熔体中加入准晶颗 粒来制备准晶增强金属基复合材料 但尚未见很有成效 二 Mg Zn Y合金系中的准晶相 v1993年 罗治平等发现Mg Zn Y合金中Mg3Zn6Y三元相为 二十面体准晶相 I相 使得Mg Zn Y系准晶成为近年来准晶 研究的热点 各国的科技工作者们对Mg Zn Y三元系中准晶 相的形成机制 结构和性能等

6、展开了大量的研究工作 Mg Zn Y系准晶主要为三维20面体稳定准晶 此外 还发现了 二维十面体稳定准晶 稳定Mg Zn Y二十面体准晶的化学成分 在Mg30Zn60Yl0附近 其准点阵常数约0 52nm Mg Zn Y系准晶以其独特的结构而具有特殊的性能 因而可作为镁 基复合材料中重要的增强相 1 Mg Zn Y准晶增强相特性 v经过多年研究发现 相 Mg3Zn6Y 是一种高熔点增强相 可以提高镁合金的延展性和高温性能 相具有二十面体结 构和准周期 共120个对称素 其晶体结构上有二十个三角 形面 12个五重对称顶点 6个五重轴 10个三重轴 15个 二重轴 相的对称性远高于立方体 连接的方

7、式众多 而 且是一种拓扑密堆结构 比其他许多晶体相更稳定 与基体 有较强的界面关系 钉扎晶界和位错运动的作用很强 vMg3Zn6Y准晶的生成成分范围宽 在Mg Zn Y合金中 保持Zn 与Y的原子比为4 38 7 改变Zn和Y的含量 可以形成含不同体 积分数Mg3Zn6Y准晶相的Mg基复合材料 Zn Y含量较少 时 Mg为初生相 准晶以颗粒形态或共晶组织 Mg3Zn6Y相 Mg 分布于 Mg晶界上 对Mg3Zn6Y准晶增强Mg Zn Y 合金的性能分析结果表明 随准晶相含量的增加 复合材料的 强度提高 Y含量在1 0 1 5 原子分数 时 Zn Y接近6 拉 伸强度为180 250MPa 2

8、Mg Zn Y合金系准晶的形成规律 v图给出了合金在不同Zn Y下673K的部分 等温相图 从图中也可以看出Zn Y是合金 中相组成的一个重要的控制因素 当合金 中Zn Y原子比在1 6之间时易形成W相 面心立方Mg2Zn3Y3 当合金中Zn Y原 子比小于1时易形成H相 Mg3ZnY 当 合金成分中Zn Y在6左右时 合金的相组 成落在图中Mg I相 准晶相Mg3Zn6Y 区域 这与Zn和Y元素的活性以及两者之 间的强相互作用有关 相同 Y Z原子比的 情况下 生成准晶的量随Zn和Y含量的增 加而增加 当Mg原子含量较低时候 组 成相主要为I相和Mg7Zn3相 随镁含量增 加 开始生成 Mg

9、 当Mg的原子百分比 大于75 时 主要相由I相变为 Mg相 并且在一定成分条件下 比如 Mg75Zn23Y2中 仅存在 Mg相和I相 v在凝固过程中 原子首先要聚集在一起成为一些排列紧凑的 原子簇 如果有足够时间 这些原子簇便会在三维空间中呈 周期性排列 生成晶体 这时原子簇就会适当调整其中晷原 子的位置并降低其对称性 以适应各种周期点阵本身的对称 性 反之 如果凝固过程进展很快 这些原子簇便按其几何 特征堆在一起 保留其二十面体对称 但只显示准周期性 如果凝固过程进展的再更快些 就会形成非晶 v在Mg Zn Y合金中准晶I相的形成方式有两种 一种是准晶I相 在熔体中直接析出 当Y元素含量较

10、低时 例如化学成分为 Zn60Mg37Y3的合金 在凝固过程合金将越过初生相形成区 I 相作为初生相直接从过冷熔体中析出并以枝晶方式生长 另一种方式是通过包晶反应或者包共晶反应生成准晶I相 通常是在常规凝固条件下 Mg3Zn6Y准晶相通过包晶反应 形成 三 实验方法及分析 v1 实验方法 v实验合金用纯Mg Zn 和Mg Y 中间合金熔配 Mg Zn 的 纯度为99 9 Mg Y 中间合金中 Mg 和Y 元素的质量比为 3 1 试验中Mg Zn Y合金单个式样为200g 合金成分为Mg Zn Y 质量分数 浇注温度为700 合金在 CO2 0 5 SF6 气氛保护下 采用电阻炉熔化后浇入金属型

11、 中 研究冷却速率对准晶形貌影响的实验是在DTA 分析设 备中控制冷却速率进行的 v研究不同凝固速度Mg Zn Y合金组织转变及相选择 亚决速 凝固Mg Zn Y合金试样的制备采用的水冷阶梯铜模注射成形 法 快速凝固是采用单辊甩带法制备不同转速的合金条带 2 Mg Zn Y合金中的准晶相表征 vMg Zn Y合金系的X衍射分析 vMg Zn Y合金系的SEM分析 vMg Zn Y合金系的TEM分析 3 Mg70Zn28Y2合金中凝固组织 v图为Mg70Zn28Y2 合金中典型凝固组织光学显微 镜照片 从照片上看 该组织中主要由花瓣准晶相 枝晶状或分布在花瓣准晶端部边缘的 Mg 相和 Mg7Zn

12、3 基体组成 准晶形貌既有典型的具有五次 对称性的花瓣状 又有尺寸较小的对称性还太明显 的团状形貌 花瓣状准晶的形貌完整 尺寸较大 可以推断这是准晶充分自由生长的结果 此外 图 中还有一个值得关注的现象 就是部分 Mg 相分 布在靠近准晶花瓣端部边缘处 对该现象给出如下 解释 稳定的准晶是具有严格的化学计量比的物质 在Mg Zn Y 合金中 通常认为二十面体准晶相的 成分为Mg30Zn60Y10 从晶粒大小可推断花瓣状 准晶生长较快 这导致在富镁的Mg Zn Y 合金凝固 过程中 Mg 作为过剩溶质元素会被排出固相 准 晶相 从而在花瓣准晶端部前沿富集 最终导致 在花瓣状准晶端部边缘形成 Mg

13、 相 韩国学者YiS 报道 在富镁的Mg Zn Y 合金中可以获得只有 Mg 相和准晶相两相组成的共晶组织 4 Mg70Zn28Y2合金差热分析 v图为Mg70Zn28Y2准晶合金 的差热分析然线 从图中可 以看出Mg70Zn28Y2三元合 金凝固过程中在647 C析出a Mg枝晶 在563 C左右存 在另一相变点 准晶相析出 温度大概在416 C 随后低 温相MgTZn3相大概在346 C形成 最终的凝固组织为a Mg枝晶 M93Zn7相和准晶 相 5 五次对称性花瓣状准晶形貌的形成机制 v关于五次对称性的花瓣状形貌的形成机制 Kim认为 以下 两个过程非常关键 首先 从熔体中形成五角二十面

14、体相 这一过程接近准晶的形核过程 其次 按五次对称方向的晶 体择优生长取向生长 最终可形成具有五次对称性的花瓣状 准晶形貌 当然 以上只是Kim 在用透射电镜分析Al Mn 合 金快速凝固组织时提出的 然而 稳定准晶的常规凝固过程 中 准晶的生长后期还存在一个明显的熟化过程 在该过程 中 准晶端部会变得粗大光滑 这主要归功于界面能的作用 综上分析 其生长示意图如下 四 准晶的影响因素 v1 冷却速率对准晶形貌的影响 v在Mg Zn Y合金中 准晶I相的制备可以采用普通低速凝固方 法 但是要求合金成分准确 同时 也可采用快速凝固方法 但是快速凝固将导致大的过饱和固溶度和成分均匀化或偏 析减小 要

15、求严格控制冷却速度 v随着凝固速度的不同 I相的形成方式也随之变化 对于常规 凝固时 I相分别通过包共晶反应 L w a Mg I以及共晶 反应L a Mg I来形成 对于亚快速和快速凝固则仅有共晶反 应L a Mg I来形成I相 w相不再作为中间相形成 当凝固 速度大于10 6K s 1时 随着合金偏析的减小 准晶I相的量也 会随之减少 但更加均匀了 常规凝固冷却速率对准晶形貌的 影响 冷却速率显著影响合金凝固过程中准 晶形貌演化 图a b分别为 Mg70Zn28Y2合金在DTA分析中采用 10 min和20 min冷却速率下 的凝固组织 10 min冷却速率下 准晶多为块状 且较分散 20

16、 min冷却速率下 准晶形貌以破碎花 瓣为主 在破碎的准晶花瓣周围有些 游离开的块状准晶 较快的冷却速率 可以使准晶生长的花瓣状形貌得以保 留 较慢的冷速率下 合金凝固时间 增长 因而花瓣准晶在凝固过程中熟 化时间增长 熟化时间越长 越容易 使准晶花瓣端部粗化以及在端部发生 分叉 这可导致准晶花瓣发生脱落 脱落准晶在低温相中游离开 在界面 能作用下容易形成多边形形貌 亚快速凝固Mg Zn Y合金组织 v为亚快速凝固不同冷却速度阶梯模试样XRD分析 a为 8mm b为 6mm c为 4mm d为 2mm XRD分析结果显示 亚快速凝固 Mg18Zn3Y合金试样中仅有a Mg和准晶I相 合金中共晶区为准晶I相与 a Mg共晶组织 而颗粒相为a Mg v图是亚快速凝固阶梯模试 样DES能谱 a 8mm b 6mm e 4mm 从能谱分析结 果图中可以看出 阶梯模 试样共晶区ZnY原子比在 6 3 7 4之间 接近准晶I 相中ZnY原子比6 而在a 一Mg的颗粒区 zn的固 溶量远大于在平衡态中的 最大固溶量 且随着凝固 速度的提高 Zn的固溶 量增加 2mm能谱与 4mm相近 未列出 图是亚