D0I:10.13374/1.issm100103.2008.02.02 第30卷第2期 北京科技大学学报 Vol.30 No.2 2008年2月 Journal of University of Science and Technology Beijing Feh.2008 Mg Cu Y-Si合金玻璃形成能力及力学性能 刘克明)杨滨.)Nini PRYDS) 1)北京科技大学新金属材料国家重点实验室，北京1000832)中国科学院国际材料物理中心，沈阳110016 3)(里索)丹麦国家实验室，罗斯基勒4000，丹麦 摘要利用铜模浇铸法制备了Mg6oC30-,Y1oSi,(x=0,1.0,1.8,2.5,5.0)合金，结果表明，当x=1.0时，合金具有最 大的玻璃形成能力，并且其显微硬度和断裂韧性比MgeoC0Y1o合金也有明显改善。与Mg6oCu30Y1o合金比较，Mg6oCu29Y1oSi 合金过冷液相区宽度△T,值减少，但约化玻璃转变温度T四值略有增加· 关键词镁基合金；块体非晶合金：玻璃形成能力：力学性能 分类号TG146.2+2 Glass-forming ability and mechanical properties of Mg Cu Y Si alloys LIU Keming),YANG Bin1.2),Nini PRYDS3) 1)State Key Laboratory for Advanced Metals and Materials.University of Science and Technology Beijing Beijing 100083.China 2)International Centre for Materials Physics.Chinese Academy of Sciences.Shenyang 110016,China 3)Riso National Laboratory,Dk-1000 Roskilde.Denmark ABSTRACT MgeoCu-YioSi,(x=0,1.0.1.8.2.5.5.0)bulk amorphous alloys were prepared by copper mould casting.The experimental results show that the alloy with x=1.0 has the largest glass-forming ability among Mg6oCu30-Yioi (x=0.1.0. 1.8.2.5.5.0)alloys.The microhardness and fracture toughness of MgoCu29YioSil alloy are also significantly improved compared with those of MgeoCu30Y1o alloy,but its supercooled liquid region (ATx)decreases slightly.However,the reduced glass transition temperature (T of MgooCu2Y n0Sil alloy is larger than that of MgeoCu2Y10Si alloy. KEY WORDS Mg-based alloy:bulk amorphous:glass-forming ability:mechanical properties 在近年来开发的Ffe、Co、Zr、Ni、Mg、Pd,Ti、Cu、 合金的玻璃形成能力势在必行， Nd,Sm及La基等大块非晶合金中)，Mg基非 本文以Si部分替代Mg6oCu30Y1o合金中的Cu, 晶合金因其高的比强度引起各国科研工作者的广泛 研究了MgCu一YSi合金的玻璃形成能力和力学 关注，Mg基三元非晶合金中，Mg6oCu30Y1o具有较 性能，选择Si元素部分替代Cu元素主要基于以下 强的玻璃形成能力，为了进一步提高Mg基非晶合 考虑：(1)Si和Mg、Cu、Y之间具有大的原子半径 金的玻璃形成能力，在三元Mg CuY合金的基础 差：(2)SiMg、SiY之间具有大的负混合热：(3)Si 上，近年来发展了四元MgCu一A一Y、Mg Cu Zn一 具有较小的密度(2.33×103kgm3)·其中，原因 Y,Mg Cu Li-Y、MgCu一AgY合金和五元Mg (1)和(2)有利于提高Mg基非晶合金的玻璃形成能 C一Ag Pd Y合金等.五元MgCu一AgPd一Y合 力，原因(3)有利于保持该合金的轻质高强特性， 金中Ag和Pd部分替代Cu进一步提高了MgCu一 Y合金的玻璃形成能力].然而，Ag和Pd价格昂 1实验方法 贵.因此，寻求价廉量广的元素以提高MgCu一Y 选择质量分数分别为99.99%、99.99%、 99.9%和99.9%的Mg、Cu、Y、Si为原材料，按Mg6o 收稿日期：2006-11-01修回日期：2007-01-12 C30-xY10Six(x=0,1.0,1.8,2.5,5.0)配比经 基金项目：国家自然科学基金资助项目(N。,50671013):北京市自 电弧炉熔炼得到设计成分的母合金锭，再将母合金 然科学基金资助项目(N。·2042014) 作者简介：刘克明(1974一)，男，硕士研究生；杨滨(1960一)男， 锭破碎，放入石墨坩埚内，经真空感应炉加热重熔 教授，博士生导师 后，浇入楔形铜模中，作为对比，利用单辊急冷甩带
Mg－Cu－Y－Si 合金玻璃形成能力及力学性能 刘克明1） 杨 滨12） Nini PRYDS 3） 1） 北京科技大学新金属材料国家重点实验室北京100083 2） 中国科学院国际材料物理中心沈阳110016 3） （里索）丹麦国家实验室罗斯基勒4000丹麦 摘 要 利用铜模浇铸法制备了 Mg60Cu30－ xY10Si x（ x＝01∙01∙82∙55∙0）合金．结果表明当 x＝1∙0时合金具有最 大的玻璃形成能力并且其显微硬度和断裂韧性比 Mg60Cu30Y10合金也有明显改善．与 Mg60Cu30Y10合金比较Mg60Cu29Y10Si1 合金过冷液相区宽度ΔTx 值减少但约化玻璃转变温度 T rg值略有增加． 关键词 镁基合金；块体非晶合金；玻璃形成能力；力学性能 分类号 TG146∙2＋2 Glass-forming ability and mechanical properties of Mg－Cu－Y－Si alloys LIU Keming 1）Y A NG Bin 12）Nini PRY DS 3） 1） State Key Laboratory for Advanced Metals and MaterialsUniversity of Science and Technology BeijingBeijing100083China 2） International Centre for Materials PhysicsChinese Academy of SciencesShenyang110016China 3） Ris⌀National LaboratoryDk－4000RoskildeDenmark ABSTRACT Mg60Cu30－ xY10Si x（ x＝01∙01∙82∙55∙0） bulk amorphous alloys were prepared by copper mould casting．T he experimental results show that the alloy with x ＝1∙0has the largest glass-forming ability among Mg60Cu30－ xY10Si x （ x ＝01∙0 1∙82∙55∙0） alloys．T he microhardness and fracture toughness of Mg60Cu29Y10Si1 alloy are also significantly improved compared with those of Mg60Cu30Y10alloybut its supercooled liquid region （ΔTx） decreases slightly．Howeverthe reduced glass transition temperature （ T rg） of Mg60Cu29Y10Si1alloy is larger than that of Mg60Cu29Y10Si1alloy． KEY WORDS Mg-based alloy；bulk amorphous；glass-forming ability；mechanical properties 收稿日期：2006-11-01 修回日期：2007-01-12 基金项目：国家自然科学基金资助项目（No．50671013）；北京市自 然科学基金资助项目（No．2042014） 作者简介：刘克明（1974－）男硕士研究生；杨 滨（1960－）男 教授博士生导师 在近年来开发的 Fe、Co、Zr、Ni、Mg、Pd、Ti、Cu、 Nd、Sm 及 La 基等大块非晶合金中［1－12］Mg 基非 晶合金因其高的比强度引起各国科研工作者的广泛 关注．Mg 基三元非晶合金中Mg60Cu30Y10具有较 强的玻璃形成能力．为了进一步提高 Mg 基非晶合 金的玻璃形成能力在三元 Mg－Cu－Y 合金的基础 上近年来发展了四元 Mg－Cu－Al－Y、Mg－Cu－Zn－ Y、Mg－Cu－Li－Y、Mg－Cu－Ag－Y 合金和五元 Mg－ Cu－Ag－Pd－Y 合金等．五元 Mg－Cu－Ag－Pd－Y 合 金中 Ag 和 Pd 部分替代 Cu 进一步提高了 Mg－Cu－ Y 合金的玻璃形成能力［13］．然而Ag 和 Pd 价格昂 贵．因此寻求价廉量广的元素以提高 Mg－Cu－Y 合金的玻璃形成能力势在必行． 本文以 Si 部分替代 Mg60Cu30Y10合金中的 Cu 研究了 Mg－Cu－Y－Si 合金的玻璃形成能力和力学 性能．选择 Si 元素部分替代 Cu 元素主要基于以下 考虑：（1）Si 和 Mg、Cu、Y 之间具有大的原子半径 差；（2）Si－Mg、Si－Y 之间具有大的负混合热；（3）Si 具有较小的密度（2∙33×103 kg·m －3）．其中原因 （1）和（2）有利于提高 Mg 基非晶合金的玻璃形成能 力原因（3）有利于保持该合金的轻质高强特性． 1 实验方法 选择 质 量 分 数 分 别 为 99∙99％、99∙99％、 99∙9％和99∙9％的 Mg、Cu、Y、Si 为原材料按 Mg60 Cu30－ xY10Si x （ x ＝01∙01∙82∙55∙0）配比经 电弧炉熔炼得到设计成分的母合金锭．再将母合金 锭破碎放入石墨坩埚内经真空感应炉加热重熔 后浇入楔形铜模中．作为对比利用单辊急冷甩带 第30卷 第2期 2008年 2月 北 京 科 技 大 学 学 报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol．30No．2 Feb．2008 DOI:10．13374／j．issn1001－053x．2008．02．012
.142 北京科技大学学报 第30卷 法制备了Mg6oCu25Y1oSi5合金，XRD测试在D/ 通过对Mg60Cu30-xY10Six(x=0,1.0,1.8, max2400衍射仪上进行，选用单色CuK。射线源. 2.5)楔形试样不同部位的截面进行X射线衍射分 采用SDSC120差示扫描量热仪测量样品的玻璃 析，确定了不同成分试样形成块体非晶合金的最大 转变、晶化和熔化行为，测量过程中通入流动的高 厚度，如图3所示，可见，随着Sⅰ元素含量的增加， 纯氩气，加热速率为20Kmin-1,温度范围为300~ 块体非晶合金的最大厚度出现先增后减的趋势，当 763K x=1.0时非晶合金的最大厚度为2.6mm,而 2实验结果与分析 Mg6oCu30Y1o合金形成块体非晶合金的最大厚度为 2.2mm,这一实验结果表明，用原子分数1%的Si 2.1 VIg CuY-Si合金的玻璃形成能力 元素部分替代Mg6oCu30Y10合金的Cu元素可使该 图1为铜模浇铸Mg60Cu30-xY1oSix(x=1.0, 合金的玻璃形成能力进一步得到提高 1.8,2.5)合金楔形试样底部X射线衍射谱.由图 3.0 可见，x<2.5时Mg6oCu30-xY1oSix合金均可形成 2.5 MgsoCuYioSi, 完全玻璃相 2.0 1.5 MgCusYSi2s 1.0 0.5 MgooCu2YiSi 3 Si原子分数% MgoCuz YSi 图3 Mg Cu-Y-Si合金形成最大非晶层厚度与硅含量的关系 Fig.3 Maximum thickness of glass phase as a function of Si content 2030405060708090100 根据非晶合金样品厚度t与玻璃形成临界冷却 20) 速率B。之间的关系R。=10/t2,可粗略地估计合金 图1铜模浇铸Mg60Cu0-,Y10Si,(x=1.0,1.8,2.5)试样的X 的玻璃形成临界冷却速率.分别取0.22cm和0.26 射线衍射谱 cm作为x=0和x=1.0时Mg6oCu30-xY1oSix合金 Fig-I X-ray diffraction patterns of the as cast MgeoCuso-YioSi 的非晶形成最大厚度，则Mg6oCu30-xY1oSix合金形 (x=1.0.1.8,2.5)aoys 成的临界冷却速率由x=0的200Ks-1降低为x= 图2为Mg6 oCu25Y1oSis楔形试样底部的X射 1.0的150Ks-1. 线衍射谱.可见，铸态样品主要由晶体相Mg和 2.2晶化与熔化分析 Mg2Cu相组成，为了进行比较，图2中还示出了单 通过分析Mg60Cu30-xY1oSix(x=1.0,1.8, 辊急冷甩带法制备的Mg6oCu25Y1oSi5合金的X射 2.5)非晶合金的DSC曲线发现，所有样品均可观察 线衍射谱.由图中可见，Mg6oCu30-,Y1oSix合金当 到明显的玻璃转变吸热峰和晶化转变放热峰，其 x=5.0时即使在高冷速条件下也很难形成完全非 中，Mg6oCu30-xY1oSix(x=1.0,1.8)的第1级晶化 晶组织 表现为单一的放热峰，而Mg60Cu27.5Y1oSi2.5合金的 MgoCuzYoSi, ■Mg DSC曲线上出现了两个晶化转变引起的放热峰，表 ●MgCu 明即使合金成分发生微小变化也能引起非晶合金晶 甩带 化过程的明显差异，Mg60Cu30-xY10Six(x=0, MgCusYioSi 1.0,1.8,2.5)合金的玻璃转变起始温度Tg、晶化 铜模铸造 2说更 转变起始温度Tx1和Tx2、过冷液相区△T.(△T.= 20 0 80 Tx1一T)如表1所示.可见加入Si后△Tx随Si含 60 00 2a(°) 量的增大而增大 图2铜模与甩带MgeoCu2sYnSi5合金试样的X射线衍射图 图4给出了Mg6oCu30-xY1oSix(x=0,1.0, Fig.2 X-ray diffraction patterns of the as cast and the melt-spun 1.8,2.5,5.0)合金的转变温度图，其中Tm为熔化 Mg6oCu2sY noSis alloy 起始温度，T,为熔化结束温度.Turnbu4提出的
法制备了 Mg60Cu25Y10Si5 合金．XRD 测试在 D／ max2400衍射仪上进行选用单色 Cu－Kα 射线源． 采用 SⅡ－DSC120差示扫描量热仪测量样品的玻璃 转变、晶化和熔化行为．测量过程中通入流动的高 纯氩气加热速率为20K·min －1温度范围为300～ 763K． 2 实验结果与分析 2∙1 Mg－Cu－Y－Si 合金的玻璃形成能力 图1为铜模浇铸 Mg60Cu30－ x Y10Si x （ x ＝1∙0 1∙82∙5）合金楔形试样底部 X 射线衍射谱．由图 可见x ＜2∙5时 Mg60Cu30－ xY10Si x 合金均可形成 完全玻璃相． 图1 铜模浇铸 Mg60Cu30－ xY10Si x（ x＝1∙01∙82∙5）试样的 X 射线衍射谱 Fig．1 X-ray diffraction patterns of the as-cast Mg60Cu30－ xY10Si x （ x＝1∙01∙82∙5）alloys 图2 铜模与甩带 Mg60Cu25Y10Si5 合金试样的 X 射线衍射图 Fig．2 X-ray diffraction patterns of the as-cast and the melt-spun Mg60Cu25Y10Si5alloy 图2为 Mg60Cu25Y10Si5 楔形试样底部的 X 射 线衍射谱．可见铸态样品主要由晶体相 Mg 和 Mg2Cu 相组成．为了进行比较图2中还示出了单 辊急冷甩带法制备的 Mg60Cu25Y10Si5 合金的 X 射 线衍射谱．由图中可见Mg60Cu30－ xY10Si x 合金当 x＝5∙0时即使在高冷速条件下也很难形成完全非 晶组织． 通过对 Mg60Cu30－ x Y10Si x （ x ＝01∙01∙8 2∙5）楔形试样不同部位的截面进行 X 射线衍射分 析确定了不同成分试样形成块体非晶合金的最大 厚度如图3所示．可见随着 Si 元素含量的增加 块体非晶合金的最大厚度出现先增后减的趋势．当 x ＝1∙0 时非晶合金的最大厚度为 2∙6mm而 Mg60Cu30Y10合金形成块体非晶合金的最大厚度为 2∙2mm．这一实验结果表明用原子分数1％的 Si 元素部分替代 Mg60Cu30Y10合金的 Cu 元素可使该 合金的玻璃形成能力进一步得到提高． 图3 Mg－Cu－Y－Si 合金形成最大非晶层厚度与硅含量的关系 Fig．3 Maximum thickness of glass phase as a function of Si content 根据非晶合金样品厚度 t 与玻璃形成临界冷却 速率 Rc 之间的关系 Rc＝10／t 2可粗略地估计合金 的玻璃形成临界冷却速率．分别取0∙22cm 和0∙26 cm 作为 x＝0和 x＝1∙0时 Mg60Cu30－ xY10Si x 合金 的非晶形成最大厚度则 Mg60Cu30－ xY10Si x 合金形 成的临界冷却速率由 x＝0的200K·s －1降低为 x＝ 1∙0的150K·s －1． 2∙2 晶化与熔化分析 通过分析 Mg60Cu30－ x Y10Si x （ x ＝1∙01∙8 2∙5）非晶合金的 DSC 曲线发现所有样品均可观察 到明显的玻璃转变吸热峰和晶化转变放热峰．其 中Mg60Cu30－ xY10Si x（ x＝1∙01∙8）的第1级晶化 表现为单一的放热峰而 Mg60Cu27∙5Y10Si2∙5合金的 DSC 曲线上出现了两个晶化转变引起的放热峰．表 明即使合金成分发生微小变化也能引起非晶合金晶 化过程的明显差异．Mg60Cu30－ x Y10Si x （ x ＝0 1∙01∙82∙5）合金的玻璃转变起始温度 Tg、晶化 转变起始温度 Tx1和 Tx2、过冷液相区ΔTx（ΔTx＝ Tx1－ Tg）如表1所示．可见加入 Si 后ΔTx 随 Si 含 量的增大而增大． 图4给出了 Mg60Cu30－ x Y10Si x （ x ＝01∙0 1∙82∙55∙0）合金的转变温度图其中 T m 为熔化 起始温度Ts 为熔化结束温度．Turnbull ［14］提出的 ·142· 北 京 科 技 大 学 学 报 第30卷
第2期 刘克明等：MgC一YSi合金玻璃形成能力及力学性能 143 “约化玻璃转变温度”是评价非晶合金形成能力的重 Mg6oCu30-xY1oSix(x=1.0,1.8,2.5)的硬度比 要参数，即Tg=TgT1,式中T为液相线温度。通 Mg6oCu30Y1o非晶合金高，非晶合金的硬度随硅含量 常认为，具有较大Tg值的合金体系具有较强的玻 的增加而增加是由于硅对玻璃相的影响而形成的， 璃形成能力，合金越靠近共晶成分其熔化结束温度 Mg6oCu25Y1oSi5合金的硬度最低是由于低硬度的晶 T。与起始温度Tm之差越小，由图4可见， 化相Mg和Mg2C山的析出（如图2所示）·另外，晶 Mg6oCu30Y1o合金的熔化结束温度T,与起始温度 化后的Mg60Cu30-xY10Six(x=0,1.0,1.8,2.5) Tm之差约1K;表明这一合金处于三元合金的共晶 合金硬度普遍比晶化前要高，利用光学显微镜对 点附近，Mg6oCu29Y1oSi1合金的熔化起始温度Tm Mg6oCu29Y1oSi1非晶合金残余压痕研究未发现有明 与结束温度T,间的温度间隔较窄，约为19K,对于 显压后裂纹，而Mg6oC30Y10非晶合金的残余压痕 x=2.5合金，熔化起始温度比x=1.0合金升高了 周围有明显的裂纹迹象，表明少量$元素的加入不 约19K,起始温度Tm与结束温度T,间的温度间隔 仅提高了非晶合金的硬度而且可使其断裂韧性得到 大约为24K.这表明，相对而言，Mg6oCu29Y1oSi 改善 合金更靠近四元合金的共晶点，鉴于x=0和x= 550 1.0合金处于共晶点成分附近，可取合金的熔化起 500 ●退火态 ■铸态 始温度Tm作为T代入Tg=Tg/T中；而对于 450。--品化 400 x=1.8和x=2.5合金，定义熔化过程的结束温度 至350 T,为T由此得到的Tg值也列于表1中，可见， 300 ,非品 Mg6oCu29Y1oSi1合金Tg值增大与非晶合金形成能 250 200 品化 力的提高是一致的， 150 2 表1 MgeoCu3o--￥Y1Si,(x=0.1.0,1.8,2.5)非晶合金的热力学 S1原子分数% 数据（加热速率20Kmim一） Table 1 Data of thermodynamics for Mg6oCuso-Y10Si(=0,1.0. 图5 MgeoCu30-:Y1Six非晶合金及晶化后的维氏硬度与硅含量 1.8.2.5)metallic glasses 的关系 Fig.5 Vickers hardness of amorphous and crystalline MgeoCuso- 合金 T/KT/KTz/K△T,/K YioSi,alloys with different Si content Mg6oCusoY10 426 465 39 0.583 Mg6oCu29Y 1Si 414 444 呢 0.586 3 MgeoCu28.2Y1oSi1.8 结论 415 446 31 0.563 MgeoCu27.5Y 10Si2.5 422 458 615 33 0.562 (1)采用楔形铜模浇铸法制备了 Mg6oCu30-xY10Six(x=0,1.0,1.8,2.5,5.0)合 900 金，其中，Mg6oCu29Y1oSi块体非晶合金的最大厚 800 度为2.6mm, 700 (2)以原子分数1.0%Si部分替代Mg6oCu30Y10 兰 合金的C不仅可提高该合金的硬度，也可明显地 500 改善其断裂韧性 400 (3)块体非晶合金Mg6oCu29Y1oSi的过冷液态 300 温度区间△Tx约为30K,比Mg6oCu30Y1o金属玻璃 0 Si原子分数% 的△T,值39K有所降低，但约化玻璃转变温度Tg 值略有增加，这与Mg6oCu29Y1oSi1合金非晶形成能 图4Mg6oCu0-,Y1oSi,合金的转变温度与硅含量的关系 力提高是相一致的， Fig.4 Relationship bet ween transformation temperature and Si con- tent for Mg6oCus0-Y1oSi,alloys 参考文献 2.3力学性能 [1]Chiriach H.Lupu N.Bulk amorphous (Fe.Co.Ni)(Zr.Nb. 图5示出了Mg6oCu30-xY10Six(x=0,1.0, M)1oB(M=Ti.Ta or Mo)soft magnetic alloys.J Magn Magn 1.8,2.5,5.0)合金及其晶化后的维氏硬度.可见 Maer,2000,215/216:394 (下转第207页)
“约化玻璃转变温度”是评价非晶合金形成能力的重 要参数即 Trg＝ Tg／Tl式中 Tl 为液相线温度．通 常认为具有较大 Trg值的合金体系具有较强的玻 璃形成能力．合金越靠近共晶成分其熔化结束温度 Ts 与 起 始 温 度 T m 之 差 越 小．由 图 4 可 见 Mg60Cu30Y10合金的熔化结束温度 Ts 与起始温度 T m 之差约1K；表明这一合金处于三元合金的共晶 点附近．Mg60Cu29Y10Si1 合金的熔化起始温度 T m 与结束温度 Ts 间的温度间隔较窄约为19K．对于 x＝2∙5合金熔化起始温度比 x＝1∙0合金升高了 约19K起始温度 T m 与结束温度 Ts 间的温度间隔 大约为24K．这表明相对而言Mg60Cu29Y10Si1 合金更靠近四元合金的共晶点．鉴于 x＝0和 x＝ 1∙0合金处于共晶点成分附近可取合金的熔化起 始温度 T m 作为 Tl 代入 Trg＝ Tg／Tl 中；而对于 x＝1∙8和 x＝2∙5合金定义熔化过程的结束温度 Ts 为 Tl．由此得到的 Trg值也列于表1中．可见 Mg60Cu29Y10Si1 合金 Trg值增大与非晶合金形成能 力的提高是一致的． 表1 Mg60Cu30－ xY10Si x（ x＝01∙01∙82∙5）非晶合金的热力学 数据（加热速率20K·min －1） Table1 Data of thermodynamics for Mg60Cu30－ xY10Si x（ x＝01∙0 1∙82∙5） metallic glasses 合金 Tg／K T x1／K T x2／K ΔT x／K T rg Mg60Cu30Y10 426 465 － 39 0∙583 Mg60Cu29Y10Si1 414 444 － 30 0∙586 Mg60Cu28∙2Y10Si1∙8 415 446 － 31 0∙563 Mg60Cu27∙5Y10Si2∙5 422 458 615 33 0∙562 图4 Mg60Cu30－ xY10Si x 合金的转变温度与硅含量的关系 Fig．4 Relationship between transformation temperature and Si content for Mg60Cu30－ xY10Si x alloys 2∙3 力学性能 图5示出了 Mg60Cu30－ x Y10Si x （ x ＝01∙0 1∙82∙55∙0）合金及其晶化后的维氏硬度．可见 Mg60Cu30－ x Y10Si x （ x ＝1∙01∙82∙5）的硬度比 Mg60Cu30Y10非晶合金高非晶合金的硬度随硅含量 的增加而增加是由于硅对玻璃相的影响而形成的． Mg60Cu25Y10Si5 合金的硬度最低是由于低硬度的晶 化相 Mg 和 Mg2Cu 的析出（如图2所示）．另外晶 化后的 Mg60Cu30－ x Y10Si x （ x ＝01∙01∙82∙5） 合金硬度普遍比晶化前要高．利用光学显微镜对 Mg60Cu29Y10Si1 非晶合金残余压痕研究未发现有明 显压后裂纹而 Mg60Cu30Y10非晶合金的残余压痕 周围有明显的裂纹迹象表明少量 Si 元素的加入不 仅提高了非晶合金的硬度而且可使其断裂韧性得到 改善． 图5 Mg60Cu30－ xY10Si x 非晶合金及晶化后的维氏硬度与硅含量 的关系 Fig．5 Vickers hardness of amorphous and crystalline Mg60Cu30－ x Y10Si x alloys with different Si content 3 结论 （1） 采 用 楔 形 铜 模 浇 铸 法 制 备 了 Mg60Cu30－ xY10Si x （ x ＝01∙01∙82∙55∙0）合 金．其中Mg60Cu29Y10Si1 块体非晶合金的最大厚 度为2∙6mm． （2） 以原子分数1∙0％ Si 部分替代 Mg60Cu30Y10 合金的 Cu 不仅可提高该合金的硬度也可明显地 改善其断裂韧性． （3） 块体非晶合金 Mg60Cu29Y10Si1 的过冷液态 温度区间ΔTx 约为30K比 Mg60Cu30Y10金属玻璃 的ΔTx 值39K 有所降低但约化玻璃转变温度 Trg 值略有增加这与 Mg60Cu29Y10Si1 合金非晶形成能 力提高是相一致的． 参 考 文 献 ［1］ Chiriach HLupu N．Bulk amorphous （FeCoNi）70（ZrNb M）10B20（M＝TiTa or Mo） soft magnetic alloys．J Magn Magn Mater2000215／216：394 （下转第207页） 第2期 刘克明等： Mg－Cu－Y－Si 合金玻璃形成能力及力学性能 ·143·
第2期 郭飞等：数据挖掘在安钢电极预测建模中的应用 .207. (阎平凡，张长水.人工神经网络与模拟进化计算。北京：清 modelling.Proe CSEE.2005,25(11):90 华大学出版社，2000：11) (张栾英，李瑞欣，秦志明，等.采用模拟退火算法的Emam网 [11]Sun L,Zhang Q D,Chen X L.et al.Thermal contour model of 络及在热工过程建模中的应用.中国电机工程学报，2005,25 work roll in plate mills by simulated annealing algorithm.IUniv (11):90) Sci Technol Beijing.2002.24(3):313 [14]Vyas NS.Satishkumar D.Artificial neural network design for (孙林，张清东，陈先霖，等.基于模拟退火算法的中厚板精轧 fault identification in rotor-bearing system.Mech Mach Theory, 机工作辊热膨胀模型.北京科技大学学报，2002,24(3)：313) 2001,36(1):157 [12]Xu Y.A clustering analysis approach using adaptive genetic algo [15]Liu X H.Yin J.Zhang QZ.Adaptive control of a class of non rithms.Syst Eng Electron.1997,30(9):39 linear system using piecewise linearization based on Lyapunovs (徐勇·一种基于自适应遗传算法的聚类分析方法，系统工 law-Control Theory Appl.2005.22(5):829 程与电子技术，1997,30(9)：39) (刘小河，殷杰，张奇志·基于Lyapunov方法的一类非线性系 [13]Zhang L Y.Li R X.Qin Z M.et al.Elman network using sim- 统分段线性化自适应控制，控制理论与应用，2005,22(5)： ulated annealing algorithm and its application in thermal process 829) (上接第143页) [9]Chiriac H.Lupu N.Magnetic properties of (Nd,Ce.Pr)Fe- [2]Inoue A.Stabilization of metallic supercooled liquid and bulk (Si.Al)bulk amorphous materials.J MagnMagn Mater, amorphous alloys.Acta Mater.2000.48:279 1999,196/197,235 [3]Nich T G.Mukan T.Liu C T.Superplastic behavior of a Zr- [10]Fan G J.Loser W.Roth S.Glassforming ability of RE-Al- 10Al-5Ti-17.9Cu-14.6Ni metallic glass in the supercooled liq TM alloys (RE=Sm:Y:TM=Fe,Co.Cu).Acta Mater, uid region.Scripta Mater,1999.40 (9):1021 2000,48,3823 [4]Javazaki H.Ukaih:Izemiya K.Corrosion behavior of amorphous [11]Lu Z P.Hu X.Li Y.Glass forming ability of La-Al-Ni-Cu Ni Cr-Nb-P-B bulk alloys in 6M HCI solution.Mater Sci and Pd-Si-Cu bulk metallic glasses.Mater Sci Eng.2001, Emg,2001,A318:77 A304/306:679 [5]Gebert A.Wolff U.John A.Stability of the bulk glass forming [12]Liu Z F,Yang B.Zhang Y,et al.Preparation of a La62Al15.7 Mg6sY 10Cu2s alloy in aqueous electrolytes.Mater Sci Eng 2001. (Cu,Ni)22.3 bulk amorphous alloy by spray forming.J Univ Sci A299:125 Technol Beijing.2007.29(4):394 [6]Myung W N,Bach Y,Hwange S.Viscous flow behavior and (刘宗锋，杨滨，张勇，等.喷射成形制备La62A5.7(Cu,Ni)2.3 thermal properties of bulk Amorphous Pd4o Nilo Cu3o P20 alloys. 块体非晶合金.北京科技大学学报，2007,29(4)：394) Mater Sci Eng.2001.A304/306:687 [13]Inoue A.High strength bulk amorphous alloys with low critical [7]Zhan G T.Inoue A.Ti-based amorphous alloys with a large su- cooling rates.Mater Trans JIM,1995,36:866 percooled liquid region.Mater Sci Eng.2001,A304/306:771 [14]Ohnuma M,Pryds N H.Linderoth S.et al.Bulk amorphous [8]Gerold U,Wiedenmann A.Keiderlin G U.Decomposition and (Mgo.98Alo.02)Cus Y10 alloy.Scripta Mater.1999.41(8): crystallization of the bulk amorphous ZrTisCu47 Nig alloy studied 889 by SANS.PhwB,1997,234/236.995
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