塊體非晶具有優異的力學、彈性等性能，然而其差的室溫塑性使得其在外力作用下易發生災難性失效，嚴重制約其作為結構材料的應用。為改善其塑性，科學家們嘗試了諸多方法但均未取得突破性進展。
基于Johnson發明的塊體非晶脈沖電流快速熱塑性成型法創新并發展出高流變成型方法(High Rheological Rate Forming，HRRF)，即利用脈沖電流快速(105～106K/s)將塊體非晶升溫至過冷液相區，在預設壓力下，過冷液體經充型窄通道獲得超高流變速率而實現液相超常非均勻變形，且迅即填充模腔并快冷獲得輪廓清晰的零件，整個過程僅需10～20ms。前期研究表明，HRRF法可顯著強化Zr48Cu36Al8Ag8塊體非晶微觀結構不均勻性，HRRF后樣品內部“軟區”更軟，“硬區”更硬；在成型同時可顯著提高非晶塑性，室溫壓縮塑性經二次成型由鑄態的約0.1%提高到2.0%。因此，HRRF法可有望徹底改變塊體非晶長期受限于低塑性的尷尬局面，然而該法對其它Zr基非晶塑性的作用規律如何仍有待探索。
以Zr48Cu36Al8Ag8塊體非晶為研究對象，利用課題組自主設計的高流變成型裝置成型該塊體非晶。對HRRF前后樣品均進行壓縮試驗及其斷口SEM觀察，然后分析其壓縮應力-應變曲線及斷口剪切帶行為特征，探究了HRRF法對該塊體非晶壓縮塑性的作用規律。
由高純金屬(4N)按原子百分比配制Zr48Cu30Al8Ag8Pd6，在高純氬氣保護下，翻轉重熔樣品四次，并輔以電磁攪拌以確保其化學均勻性，然后吸鑄到內腔尺寸為準6mm×120mm的水冷銅模中獲得長棒試樣。長棒試樣經金剛石切割機切為長20mm的HRRF試樣，后利用HRRF法獲得成型后樣品，成型預設壓力為5.1kN，成型電壓145V。HRRF前后樣品的非晶本質均由XRD與DSC結果證實。
將Zr48Cu30Al8Ag8Pd6塊體非晶HRRF前后樣品均加工為準2mm×4mm的圓柱試樣，然后在材料萬能試驗機上進行單軸壓縮試驗，應變速率為4×10-4s-1，從而獲取HRRF前后樣品的壓縮應力-應變曲線。之后，利用掃描電鏡對HRRF前后的樣品壓縮表面形貌進行觀察，以分析HRRF前后的樣品剪切帶行為信息。
圖1為Zr48Cu30Al8Ag8Pd6塊體非晶HRRF前后的樣品XRD圖?？煽闯?，HRRF前后存在明顯的漫散射峰，說明樣品均為非晶態。
圖1:Zr48Cu30Al8Ag8Pd6合金HRRF前后的樣品XRD圖
圖2為10K/min升溫速率下Zr48Cu30Al8Ag8Pd6塊體非晶HRRF前后的DSC曲線?？捎^察到明顯的過剩自由體積焓變、玻璃轉變吸熱臺階與晶化放熱峰。DSC所標定的HRRF前后樣品的特征參數見表1?？煽闯觯琀RRF后樣品的過剩自由體積焓變值ΔHrel由HRRF前的11.3J·g-1增加到13.3J·g-1，表明其內部軟區中的自由體積增多。同時，其焓變開始溫度Tβ也大幅提前28K，表明其內部軟區中的原子在更低的溫度下即開始運動。此外，HRRF后樣品的玻璃轉變溫度Tg提前，過冷液相區間寬度ΔTx變寬且晶化溫度Tx滯后，這是HRRF法顯著改變該塊體非晶的微觀結構所致。
圖2:10K/min升溫速率下Zr48Cu30Al8Ag8Pd6塊體非晶HRRF前后的DSC曲線
表1:DSC曲線標定的Zr48Cu30Al8Ag8Pd6塊體非晶HRRF前后的樣品特征參數值
圖3為Zr48Cu30Al8Ag8Pd6塊體非晶HRRF前后樣品在室溫下的壓縮應力-應變曲線，相應地，可獲得HRRF前后樣品的屈服強度σy、斷裂強度σf和塑性變形量εp，列于表2?？煽闯觯?span style="font-size:18px;font-family:-apple-system-font, BlinkMacSystemFont, "background-color:#FFFFFF;line-height:2;">Zr48Cu30Al8Ag8Pd6塊體非晶HRRF后樣品的εp由HRRF前的1.0%增加到5.1%，σy由1577MPa減少到1496MPa，σf則由1865MPa增加到1954MPa，這與前期研究結果一致，表明HRRF法在不損害Zr48Cu30Al8Ag8Pd6塊體非晶強度的同時，顯著增加了其壓縮塑性。
圖3:Zr48Cu30Al8Ag8Pd6塊體非晶HRRF前后樣品的壓縮應力-應變曲線
表2:Zr48Cu30Al8Ag8Pd6塊體非晶HRRF前后樣品壓縮應力-應變曲線特征參數值
圖4為Zr48Cu30Al8Ag8Pd6塊體非晶HRRF前后的SEM圖。由圖4(a)可看出，HRRF前樣品表面上存在一定數量且尚未完全擴展的剪切帶(白框內)，同時可見一條剪切臺階較淺并發生分叉的剪切帶。從圖4(b)可看出，HRRF后樣品表面上除了數量眾多且尚未完全擴展的剪切帶外，還存在諸多方向各異且臺階明顯的剪切帶，其剪切帶發生了交割、分叉和阻止。
圖4:Zr48Cu30Al8Ag8Pd6塊體非晶HRRF前后的SEM圖
在壓縮應力下，當壓縮強度達到σy時，塊體非晶內部開始形成剪切帶，開始塑性變形。由于HRRF后樣品內部軟區更軟，且其內部熱力學不穩定的自由體積顯著增加，因而HRRF后樣品內部剪切轉變更易發生，剪切帶將提前優先在其軟區內大量均勻形核，所以，HRRF后樣品σy較HRRF前的顯著下降。隨著壓縮的不斷進行，塊體非晶內部剪切帶不斷形成與擴展，而HRRF法顯著強化了塊體非晶內部微觀結構不均勻性并使其硬區更硬，因此HRRF后樣品內部剪切帶的擴展將嚴重受阻。
這改變了其剪切帶的傳播方向并促進其大量增值，同時使其“加工硬化”作用更加明顯，因而其σf較HRRF前的顯著增大。隨著塑性變形的不斷增加，硬化區內將開始形成剪切帶以承擔更大的塑性變形；同時HRRF后樣品內部數量眾多且方向不同的剪切帶不斷擴展演化并發生嚴重的交割、分叉和阻止，且逐漸連接成剪切帶網絡，使塊體非晶可承擔更大的塑性變形，因而HRRF后樣品的壓縮塑性顯著提高。
當剪切帶貫穿樣品后，樣品并非立即斷裂，剪切帶的不連續變形反而承擔了更大的塑性變形量，其在壓縮應力-應變曲線上以鋸齒流變形式呈現，見圖3內的插圖，可看出HRRF后樣品較HRRF前的表現出更加明顯的鋸齒流變行為，這從鋸齒流變角度再次證實了HRRF法對該塊體非晶有顯著增塑的效果。
（1）Zr48Cu30Al8Ag8Pd6塊體非晶HRRF后樣品的εp由HRRF前的1.0％增加到5.1％，σy由1577MPa減少到1496MPa，σf則由1865MPa增加到1954MPa，其壓縮應力-應變曲線也表現出更加明顯的鋸齒流變行為，這表明HRRF法在不損害Zr48Cu30Al8Ag8Pd6塊體非晶強度的同時，可顯著增加其壓縮塑性。
（2）Zr48Cu30Al8Ag8Pd6塊體非晶HRRF后壓縮樣品表面上分布著數量眾多且方向不同的剪切帶，剪切帶臺階明顯并發生交割、分叉和阻止，且逐漸連接成剪切帶網絡，使塊體非晶可承擔更大的塑性變形；而HRRF前的樣品中僅觀察到數條剪切臺階較淺的剪切帶，這也表明HRRF能顯著增加該BMG的壓縮塑性。
來源：熱加工工藝 2018年第47卷第20期 呂龍 張啟東 馬郁柏 劉保串 李小蘊 祖方遒《高流變成型方法對Zr48Cu30Al8Ag8Pd6塊體非晶壓縮塑性的作用規律》
