技术领域
[0001] 本发明涉及一种具有室温拉伸塑性Ti基非晶合金及其制备方法，属于高性能金属材料技术领域。
相关背景技术
[0002] 非晶合金，又被称作金属玻璃，是指以金属元素作为主要成分，保持金属特性，并且原子呈非晶态无序排列结构的金属材料。与传统晶态合金相比，非晶合金最大特点在于其结构上的长程无序特性，这使得非晶合金的性质与同成分晶态合金有很大差别。大量研究表明，非晶合金具有超高强度和硬度、优异的软磁性能、良好的耐腐蚀和电化学催化等性能，上述特性使得非晶合金成为材料科学里的一个新兴领域。同时，作为研究凝聚态物理中一些重要问题的模型体系，非晶合金的研究已经成为凝聚态物理的一个重要分支。
[0003] 与传统晶态合金的塑性变形机制不同，在室温单向拉伸条件下，由于没有位错和孪晶等结构缺陷和变形承载单元，非晶合金的变形呈现高度的局域化特征，导致在拉伸载荷作用下表现为灾难性的脆性断裂，这一特点严重限制非晶合金的实际工程应用，成为制约非晶合金发展的最大瓶颈。因此，制备具有拉伸塑性的非晶合金对于推动非晶合金作为高性能结构材料的应用具有重要意义，对进一步理解非晶合金的塑性变形机制也有促进作用。
[0004] 提高非晶合金室温拉伸塑性主要有成分优化和微观结构调控等常用方法。公开号为CN105290617A的专利通过激光热效应使加工区域附近的材料具有微观梯度结构，这种结构可以抑制变形过程中剪切带的生成和扩展，促进Zr基非晶合金的均匀流变，提高材料的塑性。但是该加热方法会使样品产生部分晶化，降低了非晶合金材料的强度。公开号为CN112725709A的专利公开了一种提高Fe基非晶合金室温塑性的表面改性方法，通过对Fe基非晶表面进行表面喷丸处理，调节材料表面的残余应力，提高Fe基非晶的室温塑性。此外，通过制备晶体和非晶合金多层材料，通过调整峰值应力，结合界面处的阻挡效应，引入的晶体纳米层可以显著抑制金属玻璃中的剪切局部化。可以促进Cu基非晶合金中多重剪切带的形成，最终提高非晶合金的断裂韧性(Adv.Mater.Interfaces 2017,4,1700510)，但是晶体相的引入会降低非晶合金的强度。因此，探索一种简便易行并且不会降低材料强度的制备具有室温拉伸塑性单相非晶合金的方法具有重要科学意义和工程应用价值。
具体实施方式
[0026] 下面结合附图对本发明的技术方案作进一步说明。
[0027] 本发明实施例使用扫描电镜原位拉伸平台进行Ti基非晶合金材料的室温单轴拉伸性能测试实验，通过准静态加载直至将非晶合金材料拉断，得到应力‑应变曲线，计算出非晶合金材料室温拉伸塑性延伸率和强度等数据，评价不同制备工艺对非晶合金材料的室温拉伸塑性的影响。
[0028] 实施例1
[0029] 本实施例提供一种具有室温拉伸塑性Ti基非晶合金的制备方法，包括以下步骤：
[0030] 将单晶硅基片先后在丙酮、无水乙醇和去离子水中超声清洗10min，随后进行干燥处理。各靶材为纯度为99.9％的Ti靶、Zr靶和Pd靶。沉积生长使用多靶高真空电子束蒸发镀‑5膜仪，抽真空至腔体真空度为2×10 Pa。如图1所示，通过连续调控各靶材电子束沉积功率，Ti元素电子束沉积功率PTi随时间t的变化函数为：PTi＝8+2sin0.1πt；Zr元素电子束沉积功率PZr随时间t的变化函数为：PZr＝4‑sin0.1πt；Pd元素电子束沉积功率PPd随时间t的变化函数为：PPd＝3‑sin0.1πt，t为沉积时间，时间单位为min，功率单位为kW，控制Ti、Zr和Pd含量在基板沉积生长方向呈周期性规律变化。所制备样品中，所制备样品成分沿生长方向周期性起伏波动，Ti的最高含量为64％，最低含量为41％；Zr的最高含量为31％，最低含量为
19％；Pd的最高含量为28％，最低含量为17％。成分周期性起伏波长为223nm。在薄膜沉积生长过程中，调控基板温度随时间按如下函数周期变化：T＝80+100sin0.1πt，温度单位为℃。
沉积Ti基合金薄膜至厚度为200μm。制备得到Ti基合金薄膜材料后，在真空条件下进行低温‑3
去应力退火热处理，热处理炉真空度为3×10 Pa，退火温度为260℃，保温时间为7min。
[0031] 使用X射线衍射仪对制备的Ti基合金薄膜材料进行结构表征，测试结果如图2所示，从图中可以看出该合金材料为非晶态结构。随后使用原子力显微镜对所制备的Ti基非晶合金表面形貌进行表征，实验结果如图3所示，结果显示材料表面质量较好。随后使用电火花线切割技术制备单向拉伸样品，采用扫描电镜原位拉伸平台进行室温拉伸测试，结果显示Ti基非晶合金的塑性延伸率为1.43％。说明该方法可以制备具有室温拉伸塑性的Ti基非晶合金。
[0032] 实施例2
[0033] 本实施例提供一种具有室温拉伸塑性Ti基非晶合金的制备方法，包括以下步骤：
[0034] 将单晶硅基片先后在丙酮、无水乙醇和去离子水中超声清洗10min，随后进行干燥处理。各靶材为纯度为99.9％的Ti靶、Zr靶和Pd靶。沉积生长使用多靶高真空电子束蒸发镀‑5膜仪，抽真空至腔体真空度为5×10 Pa。如图1所示，通过连续调控各靶材电子束沉积功率，Ti元素电子束沉积功率PTi随时间t的变化函数为：PTi＝8+2sin0.02πt；Zr元素电子束沉积功率PZr随时间t的变化函数为：PZr＝4‑sin0.02πt；Pd元素电子束沉积功率PPd随时间t的变化函数为：PPd＝3‑sin0.02πt，t为沉积时间，时间单位为min，功率单位为kW，控制Ti、Zr和Pd含量在基板沉积生长方向呈周期性规律变化。成分周期性起伏波长为986nm。在薄膜沉积生长过程中，调控基板温度随时间按如下函数周期变化：T＝80+100sin0.02πt，温度单位为℃。沉积Ti基合金薄膜至厚度为200μm。制备得到Ti基合金薄膜材料后，在真空条件下进行‑3
低温去应力退火热处理，热处理炉真空度为5×10 Pa，退火温度为210℃，保温时间为
10min。使用电火花线切割技术制备单向拉伸样品，采用扫描电镜原位拉伸平台进行室温拉伸测试，结果显示Ti基非晶合金的塑性延伸率为1.02％。说明该方法可以制备具有室温拉伸塑性的Ti基非晶合金。
[0035] 实施例3
[0036] 本实施例提供一种具有室温拉伸塑性Ti基非晶合金的制备方法，包括以下步骤：
[0037] 将单晶硅基片先后在丙酮、无水乙醇和去离子水中超声清洗10min，随后进行干燥处理。各靶材为纯度为99.9％的Ti靶、Zr靶和Pd靶。沉积生长使用多靶高真空电子束蒸发镀‑5膜仪，抽真空至腔体真空度为1×10 Pa。如图1所示，通过连续调控各靶材电子束沉积功率，Ti元素电子束沉积功率PTi随时间t的变化函数为：PTi＝8+2sin0.2πt；Zr元素电子束沉积功率PZr随时间t的变化函数为：PZr＝4‑sin0.2πt；Pd元素电子束沉积功率PPd随时间t的变化函数为：PPd＝3‑sin0.2πt，t为沉积时间，时间单位为min，功率单位为kW，控制Ti、Zr和Pd含量在基板沉积生长方向呈周期性规律变化。成分周期性起伏波长为198nm。在薄膜沉积生长过程中，调控基板温度随时间按如下函数周期变化：T＝80+100sin0.2πt，温度单位为℃。沉积Ti基合金薄膜至厚度为200μm。制备得到Ti基合金薄膜材料后，在真空条件下进行低温去应‑3
力退火热处理，热处理炉真空度为1×10 Pa，退火温度为280℃，保温时间为5min。使用电火花线切割技术制备单向拉伸样品，采用扫描电镜原位拉伸平台进行室温拉伸测试，结果显示Ti基非晶合金的塑性延伸率为0.96％。说明该方法可以制备具有室温拉伸塑性的Ti基非晶合金。
[0038] 实施例4
[0039] 本实施例提供一种具有室温拉伸塑性Ti基非晶合金的制备方法，包括以下步骤：
[0040] 将单晶硅基片先后在丙酮、无水乙醇和去离子水中超声清洗10min，随后进行干燥处理。各靶材为纯度为99.9％的Ti靶、Zr靶和Pd靶。沉积生长使用多靶高真空电子束蒸发镀‑5膜仪，抽真空至腔体真空度为2×10 Pa。如图1所示，通过连续调控各靶材电子束沉积功率，Ti元素电子束沉积功率PTi随时间t的变化函数为：PTi＝8+2sin0.04πt；Zr元素电子束沉积功率PZr随时间t的变化函数为：PZr＝4‑sin0.04πt；Pd元素电子束沉积功率PPd随时间t的变化函数为：PPd＝3‑sin0.04πt，t为沉积时间，时间单位为min，功率单位为kW，控制Ti、Zr和Pd含量在基板沉积生长方向呈周期性规律变化。成分周期性起伏波长为493nm。在薄膜沉积生长过程中，调控基板温度随时间按如下函数周期变化：T＝80+100sin0.04πt，温度单位为℃。沉积Ti基合金薄膜至厚度为200μm。制备得到Ti基合金薄膜材料后，在真空条件下进行‑3
低温去应力退火热处理，热处理炉真空度为4×10 Pa，退火温度为230℃，保温时间为8min。
使用电火花线切割技术制备单向拉伸样品，采用扫描电镜原位拉伸平台进行室温拉伸测试，结果显示Ti基非晶合金的塑性延伸率为1.13％。说明该方法可以制备具有室温拉伸塑性的Ti基非晶合金。
[0041] 对比例1
[0042] 合金成分对Ti基非晶合金室温拉伸塑性的影响
[0043] 本对比例提供一种Ti基非晶合金的制备方法，与实施例1的不同在于将泊松比较大的元素Pd替换为泊松比较小的Cu元素。室温拉伸测试结果显示Ti基非晶合金的塑性延伸率为0.14％。说明缺少泊松比较大的Pd元素，所制备的Ti基非晶合金不具备明显的室温拉伸塑性。
[0044] 对比例2
[0045] 成分突变的多层Ti非晶合金薄膜材料的室温拉伸塑性
[0046] 本对比例提供一种Ti基非晶合金的制备方法，与实施例1的不同在于各沉积靶材的电子束沉积功率按梯度规律周期性变化。首先按照Ti元素电子束蒸发功率PTi＝8+2sin0.1π、Zr元素电子束蒸发功率PZr＝4‑sin0.1π、Pd元素电子束蒸发功率PPd＝3‑sin0.1π沉积材料厚度800nm。随后按照Ti元素电子束蒸发功率PTi＝8+2sin0.2π、Zr元素电子束蒸发功率PZr＝4‑sin0.2π、Pd元素电子束蒸发功率PPd＝3‑sin0.2π沉积材料厚度为800nm。按上述功率交替循环变化，制备具有界面的多层Ti基非晶合金材料。室温拉伸测试结果显示样品为脆性断裂，说明成分交替不连续变化的Ti基非晶合金内部存在明显的界面，该结构不具有室温拉伸塑性。
[0047] 对比例3
[0048] 成分均匀分布Ti基非晶合金薄膜材料的室温拉伸塑性
[0049] 本对比例提供一种Ti基非晶合金的制备方法，与实施例1的不同在于各沉积靶材的电子束沉积功率恒定为，Ti元素电子束蒸发功率PTi为：PTi＝10kW；Zr元素电子束蒸发功率PZr＝3kW；Pd元素电子束蒸发功率PPd＝2kW，沉积制备成分均匀分布的Ti基非晶合金材料。室温拉伸测试结果显示样品为脆性断裂，说明成分均匀分布的Ti基非晶合金不具有室温拉伸塑性。
[0050] 对比例4
[0051] 成分周期性起伏波长对Ti基非晶合金室温拉伸塑性的影响
[0052] 本对比例提供一种Ti基非晶合金的制备方法，与实施例1的不同在于周期波长控制参量ω＝2π，成分周期性起伏波长为10nm。单轴室温拉伸实验结果显示样品的塑性延伸率为0.12％。说明成分周期性起伏波长过小不能制备具有明显室温拉伸塑性Ti基非晶合金。
[0053] 对比例5
[0054] 成分周期性起伏波长对Ti基非晶合金室温拉伸塑性的影响
[0055] 本对比例提供一种Ti基非晶合金的制备方法，与实施例1的不同在于周期波长控制参量ω＝0.002π，成分周期性起伏波长为10360nm。单轴室温拉伸实验结果显示样品的塑性延伸率为0.07％。说明成分周期性起伏波长过大不能制备具有明显室温拉伸塑性Ti基非晶合金。
[0056] 对比例7
[0057] 基板温度变化对Ti基非晶合金室温拉伸塑性的影响
[0058] 本对比例提供一种Ti基非晶合金的制备方法，与实施例1的不同在于沉积生长过程中基板温度恒定为100℃。单轴室温拉伸实验结果显示样品的塑性延伸率为0.17％。说明恒定基板温度沉积生长的Ti基非晶合金的微观结构不均匀性显著降低，不能制备具有明显室温拉伸塑性Ti基非晶合金。
[0059] 对比例8
[0060] 低温去应力退火对Ti基非晶合金室温拉伸塑性的影响
[0061] 本对比例提供一种Ti基非晶合金的制备方法，与实施例1的不同在于不进行后续低温去应力热处理。单轴室温拉伸实验结果显示样品的塑性延伸率为0.13％。说明不对样品进行低温去应力退火处理不能制备具有明显室温拉伸塑性Ti基非晶合金。
[0062] 对比例9
[0063] 低温去应力退火温度对Ti基合金室温拉伸塑性的影响
[0064] 本对比例提供一种Ti基合金的制备方法，与实施例1的不同在于后续去应力热处理的温度为500℃。X射线结果显示样品发生晶化，说明退火温度过高不能制备Ti基非晶合金。
[0065] 以上实例所述仅为本发明的较佳实施例，并非对本发明的保护范围的限定，凡依本案的设计思路所做的各种修改、结合、部分结合和替换，均落入本案的保护范围。
