CN103228811B - 通过快速电容器放电锻造形成金属玻璃 - Google Patents

Abstract

本发明提供了一种锻造装置及方法，包括：使用快速电容器放电成形（RCDF）工具来对金属玻璃进行均匀加热，流变软化，并使其快速地热塑形成为网状。RCDF方法利用存储于电容器内的电能的放电在几毫秒或更小的时间尺度内将金属玻璃合金的样品或填装料均匀且快速地加热至在非晶材料的玻璃化转变温度与合金的平衡熔点之间的预定的“加工温度”。一旦样品被均匀地加热使得整个样品块具有足够低的加工粘度，就可以通过锻造在小于1秒的时间范围内使其成形为高质量的非晶块状制品。

Description

通过快速电容器放电锻造形成金属玻璃

技术领域

本发明一般地涉及形成金属玻璃的新方法；并且更特别地涉及用于使用快速电容器放电加热来形成金属玻璃的工艺。

背景技术

非晶材料是一类新的工程材料，该类工程材料具有高强度、弹性、耐腐蚀性及熔融状态的可加工性的独特组合。非晶材料不同于常规的晶态合金，因为它们的原子结构缺少常规晶态合金的原子结构的典型的长程有序结构。非晶材料一般地通过以“足够快的”冷却速率将熔融合金从结晶相的熔融温度（或者热力学熔融温度）以上冷却至非晶相的“玻璃化转变温度”以下来加工和形成，使得合金晶体的成核及生长得以避免。正因如此，用于非晶态合金的加工方法总是涉及对“足够快的冷却速率”进行量化以确保非晶相的形成，该足够快的冷却速率也称为“临界冷却速率”。

早期非晶材料的“临界冷却速率”是极高的，量级为10⁶℃/sec。正因如此，常规的铸造工艺并不适用于这样高的冷却速率，并且开发了诸如熔融旋压和平面流铸之类的特殊的铸造工艺。由于那些早期合金的结晶动力学是足够快的，因而熔融合金的排热需要极短的时间（量级为10^-3秒或更小）来绕过结晶，并从而同样在至少一个维度上限制早期非晶态合金的尺寸。例如，只有很薄的箔片和薄带（厚度的量级为25微米）使用这些常规的技术来成功地生产出。因为对这些非晶态合金的临界冷却速率要求严重限制了由非晶态合金制成的部件的尺寸，所以将早期非晶态合金用作块状物体及制品受到了限制。

这些年来曾确定“临界冷却速率”很大程度上取决于非晶态合金的化学组成。因此，大量的研究都集中于开发具有低得多的临界冷却速率的新合金组成。在美国专利No.5,288,344、5,368,659、5,618,359及5,735,975中公开了这些合金的实例，并在此以提及方式并入这些专利。这些非晶态合金系（也称为块体金属玻璃或BMG）的特征在于临界冷却速率低至几℃/秒，这允许加工及形成块体比先前可获得的块体大得多的非晶相物体。

在可获得低“临界冷却速率”的BMG的情况下，应用常规的铸造工艺来形成具有非晶相的块状制品已成为可能。过去数年来，包括液态金属科技公司（LiquidMetal Technologies,Inc.）在内的众多公司已在努力开发用于生产由BMG制成的网状金属部件的商用制造技术。例如，诸如永久模金属压铸和到受热的型模内的注射铸造之类的制造方法当前正被用来制造商用硬件和构件，例如，用于标准的消费电子设备（例如，手机和手持式无线设备）的电子外壳、铰链、紧固件、医疗器械及其他高附加值产品。但是，即使块体凝固的非晶态合金给凝固铸造的根本不足，尤其是给以上所讨论的压铸及永久模铸造工艺提供了某种弥补，仍然还存在需要解决的问题。首先，有必要由范围较广的合金组成来制成这些块状物体。例如，目前可获得的具有能够制成大块体的非晶物体的大临界铸造尺寸的BMG被限制于基于可选范围很窄的金属的少数几组合金组成，包括添加有Ti、Ni、Cu、Al和Be的Zr基合金以及添加有Ni、Cu和P的Pd基合金，这不是从工程的角度就是从成本的角度未必得到了优化。

另外，当前的加工技术需要大量的昂贵机器来确保创造出适当的加工条件。例如，大部分成形工艺都需要高真空环境或受控惰性气体环境、材料在坩埚内的感应熔化、对压铸储筒的金属注入，以及穿过压铸储筒进入相当精细的型模组件的闸口（gating）和腔内的气动注射。这些修改后的压铸机器的成本能够是数十万美元每台。而且，因为加热BMG至今为止都经由这些传统的慢热工艺来完成，所以加工和形成块体凝固的非晶态合金的现有技术总是聚焦于将熔融合金从热动力学熔融温度以上冷却至玻璃化转变温度以下。该冷却已使用单步骤的单调冷却操作或者多步骤工艺来实现。例如，金属型模（由铜、不锈钢、钨、钼，它们的合成物，或者其他高电导率材料制成）在环境温度下被用来促进和加快熔融合金的排热。因为“临界铸造尺寸”对应于临界冷却速率，所以这些常规的工艺并不适用于以范围较广的块体凝固非晶态合金来形成较大的块状物体和制品。另外，往往有必要在高压下将熔融合金高速地注入模具，以确保在合金凝固之前将足够的合金材料引入模具内，尤其是在制造复杂且高精度的部件方面。因为金属在高压下被高速地（例如，以高压压铸操作）注入模具内，所以熔融金属的流动变得倾向于Rayleigh-Taylor不稳定。这种流动不稳定性的特征在于韦伯数（Weber number）高，并且该流动不稳定性与促使形成突出缝线和胞粒的流动前沿的散开有关，这些缝线和胞粒在铸造部件中呈现为表面的及结构的微缺陷。同样，还存在着在非玻璃化液体被圈闭于玻璃化金属的固态外壳内部时形成沿着压铸型模的中心线的缩孔或孔隙的趋势。

弥补与使材料从平衡熔点以上到玻璃化转变以下的快速冷却相关的问题的尝试大部分都集中于利用过冷液体的动力稳定性和粘性流动特性。已经提出了包括下列操作的方法：将玻璃原料加热到其中玻璃松弛至粘性过冷液体的玻璃化转变以上，施加压力以形成过冷液体，并且随后在结晶之前冷却至玻璃化转变以下。这些有吸引力的方法实质上很类似于用来加工塑料的方法。但是，与超长时间地在软化转变以上保持为抗结晶稳定的塑料对比，金属过冷液体一旦松弛至玻璃化转变就相当快速地结晶。因此，金属玻璃在以常规的加热速率（20℃/min）来加热时于其内为抗结晶稳定的温度范围是相当小的（玻璃化转变以上的50-100℃），而在该范围内的液体粘性是相当高的（10⁹-10⁷Pa-s）。由于这些高粘性，使这些液体形成为所期望的形状所需的压力是巨大的，并且对于许多金属玻璃合金，该压力能够超过可通过常规的高强度工具获得的压力（<1GPa）。最近，开发出了在以常规加热速率一直加热至相当高的温度（玻璃化转变以上的165℃）时仍抗结晶稳定的金属玻璃合金。在美国专利申请20080135138以及G.Duan等人的论文（AdvancedMaterials，19(2007)4272）和A.Wiest的论文（Acta Materialia，56(2008)2525-2630）中给出了这些合金的实例，上述专利及论文以提及方式被并入本文。由于它们抗结晶的高稳定性，低至10⁵Pa-s的加工粘度成为可达到的，这表明这些合金比传统的金属玻璃更适合在过冷液态下加工。但是，这些粘度仍然显著高于典型为10-1000Pa-s的塑料的加工粘度。为了获得这样低的粘度，金属玻璃合金要么在通过传统加热方式加热时展示出甚至更高的抗结晶稳定性，要么以异常高的加热速率来加热，该异常高的加热速率会扩大稳定性的温度范围并且使加工粘度降低至在加工热塑料中使用的加工粘度的典型值。

已经做过几次尝试：创建一种将BMG瞬时加热至足以成形的温度，借此避免以上所讨论的许多问题并且同时扩充能够成形的非晶材料的类型。例如，美国专利No.4,115,682和5,005,456以及A.R.Yavari的论文（Materials Research Society Symposium Proceedings，644(2001)L12-20-1，Materials Science&Engineering A，375-377(2004)227-234；以及Applied Physics Letters，81(9)(2002)1606-1608）全都利用非晶材料的独特导电性质来将材料瞬时加热至成形温度（使用焦耳加热），上述专利及论文以提及方式被并入本文。但是，迄今为止，这些技术都是聚焦于BMG样品的局部加热，以仅允许局部成形，例如，此类部件的接合（即，点焊）或者表面特征的形成。现有技术的这些方法中没有一种教导如何均匀加热整个BMG试样体积，以便能够执行整体成形。相反，所有那些现有技术的方法都预测加热过程中的温度梯度，并且讨论这些梯度会如何影响局部成形。例如，Yavari等人（MaterialsResearch Cociety Symposium Proceedings，644(2001)L12-20-1）写道：“BMG试样的外表面，不管是在接触电极的情况下成形还是在接触成形室内的周围气体（惰性气体）的情况下成形，其温度都会比内部略低一点，因为由电流产生的热量通过传导、对流或辐射的方式从样品中散逸出。另一方面，通过传导、对流或辐射的方式来加热的样品的外表面的温度比内部略高一点。这是本方法的重要优点，因为金属玻璃的结晶和/或氧化往往首先从外表面和界面上开始，并且如果它们的温度稍低于块体的温度，则可以更容易地避免这种所不期望的表面晶体形成。”

BMG在玻璃化转变以上抗结晶的有限稳定性的另一缺点是无能力在亚稳定的过冷液体的整个温度范围内测量热力学性质和传输性质，例如，热容和粘度。典型的测量仪器（例如，示差扫描量热计、热机械分析仪和库埃特粘度计）依靠常规的加热仪器（例如，电加热器和感应加热器），并从而能够达到被认为是常规的样品加热速率（典型为<100℃/min）。如以上所讨论的，当以常规的加热速率来加热时，金属过冷液体在有限的温度范围内能够是抗结晶稳定的，并从而可测得的热力学性质和传输性质被限制于可达到的温度范围内。因此，与抗结晶很稳定的并且它们的热力学性质和传输性质在整个亚稳态范围内都可测的聚合物和有机液体不同，金属过冷液体的性质仅在刚好高于玻璃化转变且刚好低于熔点的窄小温度范围内才可测量。

因此，需要找到一种新的方法来对整个BMG试样体积进行瞬时的且均匀的加热，并从而使非晶金属能够整体成形。另外，从科学角度来看，还需要找到一种新的方法来接近并测量金属过冷液体的这些热力学性质和传输性质。

发明内容

因而，本发明提供了根据本发明的一种用于使用快速电容器放电加热（RCDF）来使非晶材料成形的方法及装置。

在一种实施例中，本发明涉及一种方法，包括：使用快速电容器放电来快速加热非晶材料并使其成形，其中一定量的电能被均匀地释放穿过具有基本上均匀的截面的基本上无缺陷的样品，以使整个样品快速均匀地加热至在非晶相的玻璃化转变温度与合金的平衡熔融温度加工温度之间的加工温度，以及中止放电并且通过至少两个锻造板来施加变形力以使已受热样品成形为非晶制品，同时已受热样品仍然处于非晶材料的玻璃化转变温度与平衡熔点之间的温度。在一种这样的实施例中，样品优选地被以至少500k/sec的速率加热至加工温度。在另一种这样的实施例中，成形步骤使用常规的成形技术，例如，注射成形、动态锻造（dynamic forging）、压印锻造（stamp forging）和吹塑成型。

在另一种实施例中，选择每单位温度变化的相对电阻率变化约为1×10^-4℃^-1的非晶材料。在一种这样的实施例中，非晶材料是基于选自Zr、Pd、Pt、Au、Fe、Co、Ti、Al、Mg、Ni和Cu的元素金属的合金。

在又一种实施例中，通过与样品的相对两端连接的至少两个电极按照将电能均匀引入样品内的方式将一定量的电能释放到所述样品内。在一种这样的实施例中，该方法使用额量为100焦耳的电能。

在再一种实施例中，加工温度大约是在非晶材料的玻璃化转变温度与合金的平衡熔点之间的中点处的温度。在一种这样的实施例中，加工温度为非晶材料的玻璃化转变温度以上的至少200K。在一种这样的实施例中，加工温度是使得已受热的非晶材料的粘度约为1-10⁴Pas-sec的温度。

在又一种实施例中，用来使样品成形的成形压力受到控制，使得样品以足够缓慢的速率变形，以避免高韦伯数的流动。

在又一种实施例中，用来使样品成形的变形速率受到控制，使得样品以足够缓慢的速率变型，以避免高韦伯数的流动。

在又一种实施例中，初始非晶金属样品（原料）可以是具有均匀截面的任何形状，例如，圆柱、薄板、方形及矩形实体。

在又一种实施例中，非晶金属样品的接触表面被平行切割并被抛光成平坦的，以便确保与电极接触表面间的良好接触。

在又一种实施例中，锻造板不是非导电的就是导电的。

在又一种实施例中，成形力的施加从时间t_Fi开始，并且终止于时间t_Fo，使得：

t_Fi>τ_RC且t_Fo<τ_C

其中（τ_RC）是放电的RC时间常数，而（τ_C）是金属玻璃在加工温度下结晶的时间。

在又一种实施例中，本发明涉及用于使非晶材料成形的快速电容器放电装置。在一种这样的实施例中，非晶材料的样品具有均匀的截面。在另一种这样的实施例中，至少两个电极将电能的源连接至非晶材料的样品。在这样的实施例中，电极连在样品上，使得在电极与样品之间形成基本上均匀的连接。在又一种这样的实施例中，与填装料（charge）的半径、宽度、厚度及长度相比，动态电场的电磁趋肤深度是大的。在再一种这样的实施例中，提供了一种锻造工具，包括：按照与所述样品的成形关系布置的至少两个锻造板，以及与电能的源及锻造工具进行信号通信的时序电路，并且其中所述电能的源能够释放足够量的电能，以将整个所述样品均匀地加热到在非晶材料的玻璃化转变温度与合金的平衡熔点之间的加工温度，并且其中所述锻造工具能够施加足够的变形力以使所述已受热样品成形为网状制品，并且其中时序电路感测出电能的放电并且触发锻造工具经由该至少两个锻造板对所述已受热样品施加变形力。

在又一种实施例中，电极材料被选为具有低屈服强度和高电导率及热导率的金属，例如，铜、银或镍，或者以原子百分比至少95%的铜、银或镍形成的合金。

在又一种实施例中，时序电路被配置用于与电能才释放同时或者在其之后施加。在另一种这样的实施例中，成形力的施加从时间t_Fi开始，并且终止于时间t_Fo，使得：

t_Fi>τ_RC且t_Fo<τ_C

其中（τ_RC）是放电的RC时间常数，而（τ_C）是金属玻璃在加工温度下结晶的时间。

在又一种实施例中，“落座”压力被施加于电极与初始非晶样品之间，以便使电极在电极/样品界面处的接触表面塑性变形，以使其符合样品的接触表面的微观特征。

在又一种实施例中，低电流的“落座”电脉冲被施加于电极与初始非晶样品之间，以便使非晶样品在电极的接触表面处的任何非接触区局部软化，并从而使其符合电极的接触表面的微观特征。

在装置的又一种实施例中，电能的源能够产生足够量的电能，以按至少500K/sec的速率将样品整体均匀加热至在非晶相的玻璃化转变温度与合金的平衡熔融温度之间的加工温度。在装置的这类实施例中，电能的源以使得样品被绝热地加热的速率放电，或者换言之，以比非晶金属样品的热弛豫速率高得多的速率放电，以便避免热传输和热梯度的形成，并从而促进样品的均匀加热。

在装置的又一种实施例中，锻造板不是导电的就是非导电的。

在装置的又一种实施例中，气动或磁力驱动系统被提供用于对样品施加变形力。在该系统中，变形力或变形率能够被控制，使得已受热的非晶材料按照足够缓慢的速率变形，以避免高韦伯数的流动。

在装置的又一种实施例中，成形工具还包括用于将工具加热至优选为在非晶材料的玻璃化转变温度附近的温度的加热元件。在这样的实施例中，成形液体的表面将会更缓慢地冷却，从而提高正在形成的制品的表面光洁度。

附图说明

本文的描述在参照所附的图形和数据图表的情况下将获得更全面的理解，这些图形和数据图表是作为本发明的示例性实施例而给出的，而不应被理解为本发明范围的完全列举，在附图中：

图1提供了根据本发明的一种示例性的快速电容器放电成形方法的流程图；

图2提供了根据本发明的快速电容器放电成形方法的一种示例性实施例的示意图；

图3提供了根据本发明的快速电容器放电成形方法的另一种示例性实施例的示意图；

图4提供了根据本发明的快速电容器放电成形方法的又一种示例性实施例的示意图；

图5提供了根据本发明的快速电容器放电成形方法的再一种示例性实施例的示意图；

图6提供了根据本发明的快速电容器放电成形方法的又一种示例性实施例的示意图；

图7提供了根据本发明的与热成像相机结合的快速电容器放电成形方法的一种示例性实施例的示意图；

图8a至8d提供了使用根据本发明的一种示例性快速电容器放电成形方法获得的实验结果的一系列照片图像；

图9提供了使用根据本发明的一种示例性快速电容器放电成形方法获得的实验结果的一个照片图像；

图10提供了对使用根据本发明的一种示例性快速电容器放电成形方法获得的实验结果进行总结的数据图；

图11a至11e提供了根据本发明的一种示例性快速电容器放电装置的一组示意图；

图12a和12b提供了使用图11a至11e所示的装置制成的模制品的照片图像；

图13a和13b提供了（a）用作这些实验中的原料的非晶Zr₃₅Ti₃₀Cu_8.25Be_26.75的5mm棒材的图像；以及（b）在两个MACOR模具之间从图13a的棒材锻造成厚度为0.45mm的板材的图像；

图14提供了根据本发明的一种实施例的RCDF锻造装置的示意图；

图15提供了根据本发明的另一种实施例的RCDF锻造装置的示意图；

图16a至16d提供了（a）直径5mm的金属玻璃Zr₃₅Ti₃₀Cu_8.25Be_26.75的原料棒材的图像，（b）在进行了锻造之后的棒材的图像，（c）去除了废料的所锻造的螺杆的图像，以及（d）溢料磨断的螺杆的图像；以及

图17a至17c提供了以下图像：（a）不锈钢锻造模具的剖面的放大100倍的SEM图像，（b）市场上可购得的不锈钢10-32螺杆的剖面的放大100倍的SEM图像，以及（c）使用本发明的锻造工艺制成的金属玻璃（Zr₃₅Ti₃₀Cu_8.25Be_26.75）螺杆的剖面的放大100倍的SEM图像。

具体实施方式

本发明涉及一种方法，包括：通过焦耳加热来均匀加热金属玻璃，使其流变软化，并且使用挤出工具或型模工具将其快速地（典型地，加工时间为小于1秒）热塑成形为网状制品。更特别地，该方法利用存储于电容器内的电能（典型地，100焦耳至100千焦）的放电来将金属玻璃合金的样品或填装料均匀且快速地（时间尺度为几豪秒或更小）加热至预定的“加工温度”，该加工温度在非晶材料的玻璃化转变温度与合金的平衡熔点之间的中点附近，并且该方法在下文称为快速电容器放电成形（RCDF）。本发明的RCDF工艺从金属玻璃由于其为冷冻液体的优点而具有相对较低的电阻率的观察开始进行，该相对较低的电阻率能够导致材料的高耗散以及以使得样品通过适当施加放电来绝热地加热的速率进行的高效均匀的加热。

通过快速均匀地加热BMG，RCDF方法使过冷液体抗结晶的稳定性扩大至基本上高于玻璃化转变温度的温度，由此使整个样品体积进入与最适宜成形的加工粘度相关的状态。RCDF工艺还提供了获得由亚稳态的过冷液体提供的整个范围的粘度的途径，因为该范围不再受限于稳定晶相的形成。总而言之，该工艺把所形成部件的质量增强、可用部件的产出提高、材料及加工成本的降低、可用BMG材料的范围的扩大、改进的能量效率以及制造机器的资本成本降低考虑在内。另外，由于能够以RCDF方法获得的瞬时均匀的加热，热力学性质和传输性质在液体亚稳态的整个范围内变为可进行测量的。因此，通过将附加的标准仪器（例如，温度和应力测量仪器）并入快速电容器放电装置，能够在玻璃化转变与熔点之间的整个温度范围内测量诸如粘度、热容和焓之类的性质。

图1提供了本发明的RCDF技术的简单流程。如图所示，该工艺从将存储于电容器内的电能（典型地，100焦耳至100千焦）释放到金属玻璃合金的样品块或填装料内。根据本发明，电能的施加可以被用来将样品快速均匀地加热至合金的玻璃化转变温度以上的预定的“加工温度”，并且更具体地是在几微秒至几毫秒或更小的时间尺度内加热至在非晶材料的玻璃化转变温度与合金的平衡熔点之间的中点附近的加工温度（T_g以上的～200-300K），使得非晶材料具有足以允许轻易成形的加工粘度（～1-10⁴Pas-s或更小）。

一旦样品被均匀地加热，使得整个样品块具有足够低的加工粘度，就可以通过包括例如注射成型、动态锻造、压印锻造、吹塑成型等在内的众多技术使其成形为高质量的非晶块体制品。但是，使金属玻璃的装填料成形的能力完全取决于确保对填充料的加热在整个样品块内是既快速又均匀的。如果达不到均匀加热，则相反地，样品将会受到局部加热，而虽然这样的局部加热能够用于某些技术（例如，将部件接合或点焊在一起，或者使样品的特定区域成形），但是这样的局部加热没有也不能被用来执行样品的块体成形。类似地，如果样品加热不够快速（典型为500-10⁵K/s），则要么正在成形的材料将会失去其非晶特征，要么成形技术将会限制于具有卓越的加工性能（即，过冷液体抗结晶的高稳定性）的那些非晶材料，此外还降低了该工艺的实用性。

本发明的RCDF方法确保了对样品的快速均匀加热。但是，要理解使用RCDF来获得对金属玻璃样品进行快速均匀加热的必要标准，有必要首先理解对金属材料的焦耳加热是如何发生的。金属的电阻率的温度依赖性能够依据每单位温度变化的相对电阻率变化系数S来量化，其中S被定义为：

S=(1/ρ₀)[dρ(T)/dT]T_o    （公式1）

其中S的单位为（1/℃），ρ₀是金属在室温T_o下的电阻率（单位：Ohm-cm），而[dρ/dT]_To是在室温下的电阻率的温度导数（单位：Ohm-cm/℃）（被认为是线性的）。典型的非晶材料具有大的ρ₀（80μΩ-cm<ρ₀<300μΩ-cm），而S值很小（且常常为负的）（-1×10^-4<S<+1×10^{- 4}）。

对于出现于非晶合金内的小的S值，可具有均匀电流密度的均匀截面的样品将会在空间内受到均匀的电阻加热，该样品将会自环境温度T₀被快速地加热至最终温度T_F，该最终温度T_F取决于电容器的总能量以及样品填装料的总热容C_S（单位：焦耳/℃），其中电容器的总能量由以下公式给出：

E=1/2CV²       （公式2）

T_F将由以下公式给出：

T_F=T₀+E/C_S   （公式3）

进而，加热时间将由电容放电的时间常数τ_RC=RC确定。在此，R是样品的总电阻（加电容放电电路的输出电阻）。因此，金属玻璃的典型加热速率在理论上能够由以下公式给出：

dT/dt=(T_F-T₀)/τ_RC   （公式4）

相比之下，常见的结晶金属具有低得多的ρ₀（1-30μΩ-cm）以及大得多的S值（～0.01-0.1）。这导致行为上的显著差异。例如，对于常见的结晶金属（例如，铜合金、铝或不锈钢合金），ρ₀小得多（1-20μΩ-cm），而S大得多（典型地，S～0.01-0.1）。结晶金属较小的ρ₀值将会导致样品的耗散较小（与电极相比），并且使电容器的能量到样品的耦合变得效率更低。而且，当结晶金属熔化时，ρ(T)在从固体金属到熔融金属的过程中一般会增加2倍或更大。大的S值连同电阻率在常见结晶金属的熔化过程中的增大一起导致在均匀电流密度下的极不均匀的电阻加热。结晶样品将会总是局部熔化，典型为在样品内的高电压电极附近或者其他界面附近。进而，穿过结晶棒材的电容器能量释放会导致加热的空间局部化以及在初始电阻最大的任何地方的局部熔化（通常于界面处）。实际上，这是结晶金属的电容放电焊接（点焊、凸焊、“电栓焊”等）的基础，其中局部熔池产生于电极/样品界面附近或者于待焊接的部件内的其他内部界面附近。

如同背景技术部分所讨论的，现有技术的系统同样认识到了非晶材料的固有导电性质；但是，迄今还没有认识到的是：同样有必要确保对整个样品的均匀加热以避免在加热样品内的能量耗散的空间不均匀性的动态发展。本发明的RCDF方法阐明了两个标准，这两个标准必须达到以防止这种不均匀性的发展以及确保对填装料的均匀加热：

●电流在样品内的均匀性；以及

●相对于动态加热过程中的功率耗散的不均匀性的发展的样品稳定性。

虽然这些标准看似相对较为直接，但是它们对在加热中使用的电荷、用于样品的材料、样品的形状以及在用来引入电荷的电极与样品自身之间的界面设置了众多物理及技术约束。例如，对于长度为L且面积为A=πR²（R=样品半径）的圆柱形填装料，将会存在下列要求。

在电容放电期间于圆柱体内的电流的均匀性要求：动态电场的电磁趋肤深度A与样品的相关尺寸特征（半径、长度、宽度或厚度）相比是较大的。在圆柱体的实例中，相关特征尺寸很明显将是填装料的半径和深度（R和L）。当A=[ρ₀τ/μ₀]^1/2>R,L时，则满足该条件。在此，τ是电容器和样品系统的“RC”时间常数，μ₀=4π×10^-7（H/m）是自由空间的介电常数。对于R和L～1cm，这意味着τ>10-100μs。使用所感兴趣的典型尺寸以及非晶合金的电阻率值，这需要适当尺寸的电容器，通常为～10,000μF或更大的电容。

样品关于功率耗散在动态加热过程中的不均匀性的发展的稳定性能够通过执行稳定性分析来理解，该稳定性分析包括通过遵循傅里叶方程（Fourier equation）的电流和热流进行的电阻“焦耳”加热。对于具有随温度增加的电阻率（即，S为正）的样品，沿着样品圆柱体的轴线的局部温度变化将会增加局部加热，这进一步增加局部电阻和热耗散。对于足够高的功率输入，这会导致沿着圆柱体发生的加热“局部化”。对于结晶材料，它会导致局部熔化。然而该行为在希望沿着构件之间的界面产生局部熔化的焊接中是有用的，但如果希望均匀地加热非晶材料，则该行为是所极不希望的。本发明提供了临界标准来保证均匀加热。使用以上所定义的S，我们发现加热在以下条件下应当是均匀的：

$S<\frac{{\left(2\mathrm{\&pi;}\right)}^{3}D{C}_S}{L^2{I}^2{R}_0}=S_{\mathrm{crit}}$ （公式5）

其中D是非晶材料的热扩散率（m²/s），C_S是样品的总热容，而R₀是样品的总电阻。使用金属玻璃典型的D和C_S值，并且假定长度L约为1cm，且输入功率I²R₀约为10⁶瓦，这些是典型为本发明所需的，则有可能获得约为10^-4-10^-5的S_crit。均匀加热的这个标准，许多金属玻璃应当都会满足（参见上述S值）。特别地，许多金属玻璃具有小于0的S。此类材料（即，S<0）将总是满足加热均匀性的这个要求。在美国专利No.5,288,344、5,368,659、5,618,359及5,735,975中阐明了满足该标准的示例性材料，这些专利以提及方式被并入本文。

在所施加的电荷和所使用的非晶材料的基本物理标准之外，还有用于确保将电荷尽可能均匀地施加于样品的技术要求。例如，重要的是：样品是基本上没有缺陷的，且被形成为具有均匀的截面。如果这些条件不满足，则热量将不会在样品上均匀地耗散，并且将会发生局部加热。特别地，如果在样品块内存在间断面或缺陷，则以上所讨论的物理常数（即，D和C_S）在导致差别加热速率的那些点将是不同的。另外，因为样品的热性质同样取决于物品的尺寸（即，L），所以如果物品的截面改变，则将会存在沿着样品块的局部热点。而且，如果样品接触表面并不是足够平坦及平行的，则界面接触电阻将存在于电极/样品界面。因此，在一种实施例中，样品块按这样的要求形成：它基本上没有缺陷，并且具有基本上均匀的截面。应当理解，虽然样品块的界面应当是均匀的，但是只要该要求满足了，就不存在对样品块的形状所设置的固有约束。例如，样品块可以采用任意适合的几何形状上均匀的形状，例如，薄板、块体、圆柱体等。在另一种实施例中，样品接触表面被平行切割并被抛光成平坦的，以便保证与电极间的良好接触。

另外，重要的是在电极与样品之间不形成界面接触电阻。要达到这点，电极/样品界面必须被设计为确保电荷被均匀地施加（即，具有均匀的密度），使得在界面处没有形成“热点”。例如，如果电极的不同部分提供与样品间有差异的导电接触，则在初始电阻最大的任何地方都将会发生加热的空间局部化和局部熔化。这将进而会导致其中局部熔池产生于电极/样品界面附近或者样品内的其他内部界面附近的放电焊接。按照均匀电流密度的这种要求，在本发明的一种实施例中，电极被抛光成平坦的和平行的，以确保与样品间的良好接触。在本发明的另一种实施例中，电极由软金属制成，并且施加超过界面处的电极材料屈服强度的，但未超过电极的抗弯强度的均匀的“落座”压力，从而确实将电极压在整个界面上，而又不会弯曲，并且使在界面处的任何非接触区都塑性变形。在本发明的又一种实施例中，均匀低能量的“落座”脉冲被施加，该脉冲勉强够使非晶样品在电极的接触表面处的任何非接触区域的温度上升至刚好超过非晶材料的玻璃化转变温度，并从而允许非晶样品符合电极的接触表面的微观特征。另外，在又一种实施例中，电极被定位使得正电极和负电极提供穿过样品的对称电流通路。某些适用于电极材料的金属是Cu、Ag和Ni，以及基本上由Cu、Ag和Ni制成的合金（即，含有原子百分比至少95%的这些材料）。

最后，假定电能被成功地均匀释放到样品内，则如果有效地避免到电极周围的冷却剂的热传输，即如果实现了绝热的加热，样品就将会均匀地加热。要生成绝热的加热条件，dT/dt必须是足够高的，或者τ_RC是足够小的，以确保热梯度由于热传输而没有形成于样品内。要量化该标准，τ_RC的大小应当比非晶金属样品的热弛豫时间τ_th小得多，τ_th由以下公式给定：

τ_th=c_sR²/k_s     （公式5）

其中k_s和c_s是非晶金属的热导率和比热容，而R是非晶金属样品的特征长度尺度（例如，圆柱形样品的半径）。取k_s约为10W/(m K)以及c_s约为5×10⁶J/(m³K)（代表Zr基玻璃的近似值），并且R约为1×10^-3m，我们获得约为0.5s的τ_th。因此，具有比0.5s小得多的τ_RC的电容器应当被用来保证均匀的加热。

转至成形方法自身，图2提供了根据本发明的RCDF方法的示例性的成形工具的示意图。如图所示，基本的RCDF成形工具包括电能的源（10）和两个电极（12）。电极被用来将均匀的电能应用于由非晶材料制成的均匀截面的样品块（14），该非晶材料具有足够低的S_crit值并且具有足够高的大的ρ₀值，以确保均匀的加热。均匀的电能被用来在几毫秒或更小的时间尺度内将样品均匀地加热至合金的玻璃化转变温度以上的预定的“加工温度”。根据优选的成形方法（例如，喷射造型、动态锻造、压印锻造、吹塑成型等），这样形成的粘性液体同时成形，以在小于1秒的时间尺度上形成制品。

应当理解，适合于供应均匀密度的足够能量以将样品块快速均匀地加热至预定的加工温度的任何电能的源（例如，具有10μs-10ms的放电时间常数的电容器）都可以使用。另外，适合于提供在样品块上的均匀接触的任何电极都可以被用来传输电能。如上所述，在一种优选的实施例中，电极由软金属（例如，Ni、Ag、Cu）或者使用原子百分比至少为95%的Ni、Ag和Cu的合金形成，并且在足以使电极于电极/样品界面处的接触表面塑性变形的压力下保持于样品块上，以使其符合样品块的接触表面的微观特征。

虽然上述讨论总体上聚焦于RCDF方法，但是本发明同样涉及用于是非晶材料的样品块成形的装置。在图2所示意性示出的一种优选的实施例中，注射成型装置可以与RCDF方法结合。在这样的实施例中，使用机械荷载的柱塞将已受热的非晶材料的粘性液体注入保持于环境温度下的模腔（18）内，以形成金属玻璃的网状构件。在图2所示的方法实例中，填装料位于电绝缘的“圆筒”或“压铸储筒”内，并且通过由具有高电导率和热导率的导电材料（例如，铜或银）制成的圆柱形活塞使其预荷载达注射压力（典型为1-100MPa）。柱塞充当系统的一个电极。样品填装料停留于电接地的基础电极上。电容器所存储的能量被均匀地释放到圆柱形金属玻璃样品填装料内，假定满足以上所讨论的某些标准。荷载柱塞然后驱使已受热的粘性熔化物进入网状模腔内。

虽然以上讨论了注射成型技术，但是任意适合的成形技术都可以使用。在图3至5中提供了可以结合RCDF技术来使用的其他成形方法的某些可替换的示例性实施例，并在下文进行讨论。例如，如图3所示，在一种实施例中可以使用动态锻造成形方法。在这样的实施例中，电极（22）的样品接触部分（20）自身形成了模具。在本实施例中，冷样品块（24）在压缩应力下被保持于电极之间，并且当电能被释放时，样品块将变得足够粘性以允许电极在预定预定的应力下将其挤压到一起，由此使样品块的非晶材料符合模具（20）的形状。

在另一种实施例中，如图4所示意性示出的，提出了压印形式（stamp form）成形方法。在该实施例中，电极（30）将样品块（32）的每一端都夹紧于或者保持于它们之间。在所示出的示意图中，使用了非晶材料的薄板，但是应当理解，这种技术可以进行修改以对任意合适的样品形状进行操作。在电能被释放穿过样品块时，包括相对的型模或印模的模面（36）的成形工具或印模（34）（如图所示）被以预定的压缩力共同聚合于保持于它们之间的样品部分上，由此将样品块压印成最终所期望的形状。

在又一种示例性的实施例中，如图5所示意性示出的，能够使用吹塑成型的成形方法。同样，在本实施例中，电极（40）将样品块（42）的每一端夹紧于或保持于它们之间。在一种优选的实施例中，样品块包括材料薄板，但是任何合适的形状都可以使用。与其初始形状无关，在该示例性的技术中，样品块被定位于型模45之上的框架（44）内，以形成基本上气密性的密封，使得样品块的相对两侧面（46和48）（即，面朝型模的侧面与背朝型模的侧面）能够被暴露于有差异的压力，即，气体正压或者真空负压。在电能被释放穿过样品块时，样品变为粘性的并且在差异压力的应力下变形以符合型模的轮廓，由此使样品块形成为最终所期望的形状。

在又一种示例性的实施例中，如图6所示意性示出的，能够使用纤维抽拉技术。再者，在本实施例中，电极（49）在样品的每一端附近与样品块（50）接触良好，同时将会在样品的每一端施加拉力。冷氦流（51）被吹送到所拉出的导线或纤维上，以促进其冷却到玻璃化转变以下。在一种优选的实施例中，样品块包括圆柱形棒材，但是任何合适的形状都可以使用。在电能被释放穿过样品块时，样品变为粘性的并且在拉力的应力下均匀伸展，由此将样品块拉伸成截面均匀的导线或纤维。

在又一种示例性的实施例中，如图7所示意性示出的，本发明涉及用于测量过冷液体的热力学性质和传输性质的快速电容器放电装置。在一种这样的实施例中，样品（52）在压缩应力下被保持于两个桨状电极（53）之间，同时热成像相机（54）聚焦于样品上。当电能被释放时，相机将被激活，并且样品块将同时被充电。在样品变得足够粘性之后，电极将在预定的压力下挤压到一起，以使样品变形。假定相机具有所需的分辨率和速度，则可以通过一系列的热图像来俘获同步的加热和变形过程。使用该数据，能够将时间、热及变形数据转换成时间、温度和应变数据，同时能够将所输入的电功率和所施加的压力转换成内部能量和所施加的应力，由此得出关于温度以及样品的温度相关的粘度、热容及焓的信息。

虽然上述讨论集中于众多示例性成形技术的基本特征，但是应当理解，其他成形技术也可以用于本发明的RCDF方法，例如，挤压或模压铸造。而且，可以将另外的元件添加到这些技术中，以提高最终制品的质量。例如，要提高按照上述任意成形方法形成的制品的表面光洁度，可以将型模或印模加热至非晶材料的玻璃化转变温度附近或者刚好小于非晶材料的玻璃化转变温度，由此修平表面缺陷。另外，要获得具有较好的表面光洁度的制品或者网状部件，可以控制上述任意成形技术的压缩力（在注射成型技术的情形中为压缩速度），以避免由高“韦伯数”流动引起的熔融前沿不稳定性，即，防止雾化、喷雾、流线等。

以上所讨论的RCDF成形技术和可替换的方案可以应用于小的、复杂的、网状的、高性能的金属构件的生产，例如，用于电子产品、支架、外壳、紧固件、铰链、硬件、手表构件、医疗构件、相机及光学部件、珠宝等。RCDF方法同样能够被用来生产通过与RCDF加热和注射系统一起使用的各种类型的挤出染料动态挤压出的小的薄板、套管、面板等。

总而言之，本发明的RCDF技术提供了一种用于使非晶态合金成形的方法，该方法将对范围广泛的非晶态材料的快速均匀加热考虑在内，并且是相对较廉价且能量高效的。下面将更详细地描述RCDF系统的优点。

●快速均匀的加热增强了热塑性加工性能：

BMG的热塑成型和成形严格受限于BMG在加热到它们的玻璃化转变温度T_g以上时的晶化倾向。在T_g以上的过冷液体内的晶体形成和生长的速率随温度而快速增加，同时液体的粘度下降。以约为20℃/min的常规加热速率，在BMG被加热至相对T_g超出ΔT（=30-150℃）的温度时会发生晶化。该ΔT确定了液体能够进行热塑性加工的最高温度和最低粘度。实际上，粘度被约束为大于～10⁴Pa-s，更典型地为10⁵-10⁷Pa-s，这严格限制了网状成形。使用RCDF，能够以10⁴-10⁷℃/s的加热速率来均匀加热非晶材料的样品并使其同时形成（所需的总加工时间为数毫秒）。进而，能够以大得多的ΔT并因此以低得多的加工粘度（1-10⁴Pa-s）来使样品热塑成形为网状，1-10⁴Pa-s是在塑料的加工中所使用的粘度范围。这要求低得多的施加荷载、较短的周期时间，并且将导致更好的工具寿命。

●RCDF允许加工范围宽得多的BMG材料：

ΔT的显著扩大以及显著缩减至几毫秒的加工时间使得能够加工种类多得多的玻璃成形合金。特别地，ΔT小的合金或者具有快得多的结晶动力学并进而具有相当差的玻璃成形能力的合金能够使用RCDF来加工。例如，较廉价的以及其他更加期望的基于Zr、Pd、Pt、Au、Fe、Co、Ti、Al、Mg、Ni和Cu及其他廉价金属的合金是ΔT小且结晶倾向强的相当差的玻璃形成物。这些“边缘玻璃形成”合金无法使用当前实行的任何方法来进行热塑加工，但是能够容易地结合本发明的RCDF方法来使用。

●RCDF是极其材料有效的：

当前正用于形成块状非晶制品的常规工艺（例如，压铸）需要使用远超过所铸造部件的体积的原材料量。这是由于除了铸造之外的模具的整个喷射含量包括闸口、流道、铸道（或料饼（biscuit））及溢料（flash），所有这些对于到模具模腔的熔融金属通道都是必要的。相比之下，RCDF所喷射的含量在大部分情况下都会仅包括部件，而在喷射成型装置的情形中，包括与压铸相比较短的流道和较薄的料饼。因此，RCDF方法对于包括高成本非晶材料的加工（例如，非晶金属宝石的加工）的应用尤其有吸引力。

●RCDF是极其能量有效的：

诸如压铸、永久模铸造、熔模铸造和金属粉末注射成型（PIM）之类的竞争制造技术固有为能量效率远低的。在RCDF中，所消耗的能量仅略微大于将样品加热至所期望的加工温度所需的能量。热坩埚、射频感应熔融系统等都不需要。此外，也不需要将熔融的合金从一个容器倒入另一个容器，由此减少了所需的加工步骤以及材料污染和材料损失的可能性。

●RCDF提供了相对小的、紧凑的及易于自动化的技术：

与其他制造技术相比，RCDF制造设备是小的、紧凑的、清洁的，并且使其适合于以最少的运动部件及基本上全部是“电子”的过程来实现自动化。

●不需要环境气氛的控制：

通过RCDF来处理样品所需的毫秒级的时间尺度将导致已受热样品最小限度地暴露于周围空气。正因如此，与其中延长的空气暴露会引起熔融金属和最终部件的严重氧化的当前加工方法不同，该工艺能够在周围环境内执行。

示例性实施例

本领域技术人员应当意识到，根据本发明的另外的实施例应被认为是属于上述一般性公开内容的范围之内，并且上述非限制性的实例并不以任何方式来意指对其他实施例的放弃。

实例1：对电阻加热的研究

要证明对BMG来说电阻热量在圆柱形样品内耗散的电容放电将会引起均匀快速的样品加热的基本原理，简单的实验室点焊机器被用作示范成形工具。机器Unitek1048B点焊机将高达100焦耳的能量存储于约为10μF的电容器内。所存储的能量能够受到精确地控制。RC时间常数的量级为100μs。为限制样品圆柱体，提供了具有平坦的平行表面的两个桨状电极。点焊机具有装载于上电极的弹簧，该弹簧允许将高达约80牛的力的轴向载荷施加于上电极。这进而允许将约为20Mpa的恒定压缩应力施加于样品圆柱体。

几种BMG材料的小的直圆柱体被制造为具有1-2mm的直径和2-3mm的高度。样品的质量为约40-约170mg，并且被选择以获得正好在特定的BMG的玻璃化转变温度以上的T_F。BMG材料是分别具有340℃、300℃和大约430℃的玻璃化转变温度（T_g）的Zr-Ti基BMG（Vitreloy1，Zr-Ti-Ni-Cu-Be BMG）、Pd基BMG（Pd-Ni-Cu-P合金）和Fe基BMG（Fe-Cr-Mo-P-C）。所有这些金属玻璃都具有约为-1×10^-4的S（<<S_crit）。

图8a值8d示出了对半径为2mm且高度2mm的Pd合金的圆柱体（8a）的一些列试验的结果。合金的电阻率为ρ₀=190μΩ-cm，而S约为-1×10^-4（℃^-1）。E=50（8b）、75（8c）和100（8d）焦耳的能量被存储于电容器组内，并且被释放到保持于约为20MPa的压缩应力下的样品内。在BMG内的塑性流动的程度通过测量所加工的样品的初始及最终高度来量化。尤其重要的是要注意，在加工过程中没有观察到样品键合于铜电极。这能够归因于铜相对于BMG较高的电导率和热导率。简言之，铜从未达到足够高的温度，以致在加工的时间尺度（约为几毫秒）内没有允许为“熔融的”BMG所浸润。此外，应当指出，对电极表面的损害很小或者没有损害。最终的加工样品在加工之后被从铜电极内自由地移出，并且在图9内以长度尺度参考来示出。

初始的和最终的圆柱体高度被用来确定由于样品在荷载下变形而于其内形成的总压缩应变。工程“应变”由H₀/H给出，其中H₀和H分别是样品圆柱体的初始（最终）高度。真应变由ln(H₀/H)给出。结果相对于放电能量标绘于图10内。这些结构指出，真应变看似是电容器所释放的能量的大致线性递增函数。

这些试验结果指出，BMG样品毛坯的塑性变形是电容器所释放能量的定义明确的函数。在数十次此类试验之后，有可能确定样品的塑性流动（对于给定的样品几何形状）是所输入能量的定义很明确的函数，如图10所清楚示出的。简言之，使用RCDF技术，塑性加工能够通过所输入的能量来精确地控制。而且，流动的特征在质量和数量上都随递增的能量而改变。在约为80牛的所施加的压缩载荷下，能够观察到流动行为随递增的能量E的清晰演变。特别地，对于Pd合金，E=50焦耳的流动被限制于ln(H₀/H_F)～1的应变。该流动是相对稳定的，但是同样存在某种剪切稀化的迹象（例如，非牛顿流动行为）。对于E=75焦耳，可获得ln(H₀/H_F)～2的更广泛的流动。在该区域内，流动是牛顿的且均匀的，具有穿过“型模”的光滑且稳定的熔融前沿。对于E=100焦耳，可获得很大的变形，最终样品的厚度为0.12cm且真应变约为3。存在其特征在于高“韦伯数”流动的流动散开、流线及液体“喷溅”的明显迹象。简言之，能够观察到在“型模”中移动的从稳定到不稳定的熔融前沿的明显转变。因此，使用RCDF能够通过调整所施加的载荷和释放给样品的能量来系统地且可控地改变塑性流动的定性性质和程度。

实例2：注射成型装置

在另一个实例中，构造出了一种工作原型的RCDF注射成型装置。在图11a至11e提供了该设备的示意图。以成形装置进行的实验证明：它能够被用来在小于1秒的时间内将几克的填装料注射成型为网状制品。图中所示的系统能够存储约为6千焦的电能，以及施加待用来生产小的网状BMG部件的高达约100MPa的受控加工压力。

整个机器包括几个独立的系统，包括：电能电荷发生系统、受控加工压力系统及型模组件。电能电荷发生系统包括电容器组、电压控制面板和电压控制器，这些器件全部经由一组电引线（62）和电极（64）与型模组件连接，从而能够通过电极将所释放的电能施加于样品毛坯。受控的加工压力系统（66）包括气源、活塞调节器和气动活塞，这些器件全部经由控制系统互连起来，从而可以在成形过程中将高达约100MPa的受控加工压力施加于样品。最后，成形装置还包括将在下文进行更详细的描述的型模组件（60），但是在该图中将该型模组件（60）示为电极柱塞（68）处于完全缩回的位置。

在图11b中示出了从较大的装置中拆下来的整个型模组件。如图所示，该整个型模组件包括上型模块和下型模块（70a和70b）、分模的上部件和下部件（72a和72b）、用于将电流传送至型模盒加热器（76）的电引线（74）、绝缘隔板（78）以及在本图中被示为处于“完全压下的”位置的电极柱塞组件（68）。

如图11c和11d所示，在操作期间，非晶材料（80）的样品块被定位于在到分模（82）的闸口顶上的绝缘储筒（78）内。该组件自身被定位于模块组件（60）的上块（72a）内。电极柱塞（未示出）然后被定位为与样品块（80）接触，并且受控压力经由启动活塞组件来施加。

一旦样品块就位并且与正电极接触，样品块就经由RCDF方法来加热。已受热的样品变为粘性的，并且在柱塞的压力下可控地促使其穿过闸口（84）进入型模（72）内。如图10e所示，在该示例性的实施例中，分模（60）采取圆环（86）的形式。在图12a和12b中示出了由使用本发明的示例性RCDF装置来形成的Pd₄₃Ni₁₀Cu₂₇P₂₀的非晶材料制成的样品环。

该实验表明：复杂的网状部件可以使用本发明的RCDF技术来形成。虽然型模在本实施例中被形成为圆环的形状，但是本领域技术人员应当意识到，该技术同样可应用于各种各样的制品，包括小的、复杂的、网状的、高性能的金属构件，例如，用于电子器件、支架、外壳、紧固件、铰链、硬件、手表构件、医疗构件、相机及光学部件、珠宝等的铸造。

实例3：锻造方法和装置

如同关于图3所简要描述的，本发明的RCDF方法可以被用来执行动态锻造。锻造是一种用于加热金属部件并将其压成所期望的形状的常见方法。金属玻璃的锻造能够通过以下操作来完成：首先将金属玻璃填装料加热至玻璃化转变以上，并且在填装料软化后，通过锻造板来施加力以将已软化的金属玻璃压成二维或三维的物体。如图3所示，锻造板由此充当着柱塞和型模两者，并因此是高度导热的，并且不可避免地，是高度导电的。但是，在锻造板的正面存在所雕刻的模腔会阻止电能有效地施加于金属玻璃填装料，并因此，在大部分情况下排除将锻造板也用作电极。因此，在一种实施例中描述了一种用以使电极与锻造板物理分离的锻造方法。特别地，在本实施例中，该方法和装置确保了电能被有效地耗散穿过电导率较低的金属玻璃填装料，而不是流过电导率较高的锻造板。

非导电锻造

对于由作为稳健的玻璃形成物（如，Vitreloy-1）的合金制成的几何形状简单的部件（例如平板），锻造模具可以由高温陶瓷（例如MACOR）制成。由于陶瓷是绝缘的，它们能够在电流释放时与样品接触。正因如此，压力能够在电容放电加热进行时通过锻造模具来施加，去除了对附加控制电路的需要。另外，陶瓷的低热扩散率允许金属玻璃较长时间地保持于较高的温度下。这使得材料能够在较低的压力下被锻造成相当薄的部件，假定金属玻璃是足够稳健的，并且在较长的时间内不结晶。因此，在本发明的一种实施例中，使用非导电的模具来锻造金属玻璃部件。

在一种示例性的实施例中，非导电锻造结合0.792F的电容器组以具有3-1/4’孔眼的气动活塞驱动器来形成。MACOR锻造板连接至为了使MACOR板保持平行而使用导杆的气动驱动器。

在一个实例中，该非导电成形装置被用来将由Vitreloy-1的变体（Zr₃₅Ti₃₀Cu_8.25Be_26.75）制成的直径为5mm的非晶棒材锻造成薄板，两个MACOR锻造板连接至上述装置。该棒材每一端都被夹紧于两个铜电极之间。在电容放电之前，20psi的压力通过MACOR锻造板施加于棒材在电极之间的部分上。电容器组以93伏的电压来放电，以释放出2100J/cc的电能密度，从而将样品快速地加热至Tg和Tm之间。棒材瞬时被软化并且通过所施加的压力成形于MACOR锻造板之间，并且随后通过到锻造板的传导而冷却。如图13所示，所产生的薄板是完全非晶的，并且具有0.45mm的厚度。

导电锻造

对于边缘玻璃成形合金或者为了制成具有复杂的几何形状的部件，金属模具由于它们的高热导率以及它们能够被机械加工成复杂的几何图形的相对简易性而必须要使用。但是，由于它们的低电阻率，优选的是它们在电容放电期间不与金属玻璃接触，因为电流将会主要流过模具，导致金属玻璃在模具界面处的非均匀加热，该非均匀加热会阻止金属玻璃的成形，并且会促进局部焊接以及对模具的破坏。因此，要使用RDHF以金属模具进行成功的锻造，必须使加热阶段与成形阶段有效地分离开。

在本实施例中，这通过以下操作来实现：使导电锻造板在放电过程中与电容放电电路电隔离，并且仅允许导电板在放电完成之后快速地施加力以使已软化的金属玻璃变形为近似网状。特别地，根据本发明的一种实施例，力的施加应当开始于时间t_Fi，并且终止于时间t_Fo，使得：

t_Fi>τ_RC且t_Fo<τ_C

其中（τ_RC）是放电电路的RC时间常数，而（τ_C）是金属玻璃在操作温度下结晶的时间。典型的τ_RC值为0.1-10ms，取决于放电电路的电容和电阻，而典型的τ_C值为10-1000ms，取决于金属玻璃成形液体抗结晶的稳定性。

在图14中给出了本发明的一种示例性装置。在该装置中，锻造板（100）在放电过程中保持为与金属玻璃填装料（102）不接触，使得从高电导率的电极（103）到金属玻璃填装料的电流路径保持于原位（104），并且经由例如绝缘体（105）来隔离。在放电过程完成之后，锻造板就电动/气动机制或其他适合的快速驱动机制（未示出）来激活，以快速地施加力并使已软化的金属玻璃成形。

在图15中给出了基于电动/气动操作的快速驱动机制的一个示例性装置。在该示例性器件中，传感器/定时器电路（106）通过测量在放电电路（108）的一部分内的电压或电流来感测出电容放电的开始和延迟。通过传感器/定时器电路内的传感器进行的放电的检出会激活定时器。在以上的不等式所阐明的延迟时间τ_RC之后，气动阀（110）被开动以经由气动活塞（114）通过锻造板（113）给已软化的金属玻璃（112）施加压力。再者，如同上文关于锻造不等式所讨论的，整个过程将在小于τ_C的时段后终止。应当理解，其控制电路能够被用来控制放电和压力施加，或者感测该放电并然后施加压力。前者允许更大的控制，因为它允许选择电路的时序以使力能够在放电之前施加或者在放电的同时施加，以对在模具的运动中的任何机械时间延误予以考虑。后者受限于在放电之后施加压力，所以任何机械时间延迟都会添加到总的加工时间上。

虽然任意适合的材料都可以用于本发明的RCDF锻造装置的构件，但是在一种示例性的实施例中，锻造板可以包括（但不限于）铜、黄铜和钢，并且高电导率的电极可以包括（但不限于）铜和铜/铍。类似地，虽然任何检测及快速开动机制都可以使用，但是用于激活并施加力的某些示例性的方法包括（但不限于）以气动、液压或电动运动进行的电压/电流感测，以及以气动、液压或电动运动进行的温度感测。

在本发明的一种实施例中，不锈钢锻造模具被用来锻造金属玻璃螺杆。力通过具有3-1/4’直径孔眼的且装配有电磁阀的气动活塞来施加。控制电路包括作为电流传感器的线圈（例如，Rogowski线圈）、允许对电路编程的微控制器芯片，以及用于驱动电磁阀的晶体管（例如，Darlington晶体管）。在放电之前，模具被保持为与金属玻璃分离。一旦放电开始，在线圈两端就产生电压。该电压经由运算放大器放大并馈入微控制器。微控制器被编程以在保持了一定时间（几毫秒）之后将电压发送给晶体管。这会打开电磁阀，并且促使活塞将锻造模具移向已受热的金属玻璃。

为了将直径为5mm的金属玻璃（Zr₃₅Ti₃₀Cu_8.25Be_26.75）的棒材锻造成10-32螺杆，两个不锈钢模具被构造并且在以上所描述的锻造中对齐。长度为3.8cm的BMG棒材被夹紧于两个铜电极之间，并且使用电流脉冲来加热，该电流脉冲使用电容为0.792F的电容器组来生成。电容器组被充电至94伏，以释放出2100J/cc的能量密度。与电磁阀连接的储罐被加压至80psi。控制电路被编程以在感测到任何电流的同时就点火。所产生的螺杆如图16a至c所示。

该螺杆是按很高的精度来模制的。在扫描电子显微镜中检测踏面显示：材料已经在螺纹周围完美地复制了型模。所锻造的金属玻璃的攻丝呈现为至少与不锈钢10-32螺杆的一样精确，该不锈钢10-32螺杆是机械加工的，而不是锻造的，如图17a至17c所示。在锻造过程中可能会形成小的溢料，因为某些材料会不可避免地流到所闭合的锻造板之间的模腔外。溢料能够通过使用锯进行的抛光或切割来去除。溢料的去除连同微量的攻丝一起将不会改变螺杆的性能。

等同原则

本领域技术人员应当意识到，上述实例以及关于本发明的各种优选实施例的描述都只是对本发明的总体说明，并且本发明的步骤及各种构件的变化可以属于本发明的精神和范围之内。例如，对本领域技术人员而言应当显而易见的是，另外的加工步骤或者可替换的配置都不会影响本发明的快速电容器放电成形方法/装置的改进性质，也不使得该方法/装置不适用于其预期目的。因此，本发明并不限制于本文所描述的具体实施例，而是由随附的权利要求书的范围所界定。

Claims (24)

1.一种使用快速电容器放电来快速加热并锻造金属玻璃的方法，包括：

提供在至少两个锻造板之间的由金属玻璃形成合金所形成的金属玻璃的样品，所述样品具有基本上均匀的截面；

将一定量的电能均匀地释放通过所述样品，以将所述样品整体均匀地加热至在所述金属玻璃的玻璃化转变温度与所述金属玻璃形成合金的平衡熔点之间的加工温度；

通过所述至少两个锻造板来施加变形力以使所加热的样品成形为非晶制品，同时所加热的样品仍然处于所述金属玻璃的所述玻璃化转变温度与所述金属玻璃形成合金的所述平衡熔点之间的温度，其中所述变形力开始于时间t_Fi，并且终止于时间t_Fo，使得：t_Fi＞.t_RC且t_Fo＜t_C，其中(.t_RC)是放电的RC时间常数，而(t_C)是所述金属玻璃在所述加工温度下结晶的时间；以及

将所述制品冷却至所述金属玻璃的所述玻璃化转变温度以下的温度。

2.根据权利要求1所述的方法，其中所述样品的温度以至少500K/sec的速率增加。

3.根据权利要求1所述的方法，其中所述金属玻璃具有不大于1×10^-4℃^-1的每单位温度变化的相对电阻率变化S，并且在室温下的电阻率ρ₀为80-300μΩ-cm。

4.根据权利要求1所述的方法，其中所述一定量的电能为至少100焦耳，并且放电时间常数为10μs至10ms。

5.根据权利要求1所述的方法，其中所述加工温度使得所加热的金属玻璃的粘度为1-10⁴Pas-sec。

6.根据权利要求1所述的方法，其中所述样品是基本上无缺陷的。

7.根据权利要求1所述的方法，其中所述金属玻璃形成合金是基于选自Zr、Pd、Pt、Au、Fe、Co、Ti、Al、Mg、Ni和Cu的元素金属的合金。

8.根据权利要求1所述的方法，其中释放所述一定量的电能的步骤在所述样品内产生电场，并且其中所产生的动态电场的电磁趋肤深度与所述样品的半径、宽度、厚度及长度相比是大的。

9.根据权利要求1所述的方法，其中释放所述一定量的电能的步骤通过连接至所述样品的相对端的至少两个电极来进行，并且其中所述电极不与所述锻造板接触。

10.根据权利要求1所述的方法，其中所述样品的所述加热和成形在100μs-1s内的时间完成。

11.一种用于快速加热并锻造金属玻璃的快速电容器放电装置，包括：

(a)金属玻璃的样品，所述样品具有基本上均匀的截面；

(b)电能的源；

(c)将所述电能的源与金属玻璃的所述样品互连的至少两个电极，所述电极被附接至所述样品使得在所述电极与所述样品之间形成基本上均匀的连接；

(d)锻造工具，包括布置成与所述样品处于形成关系的至少两个锻造板；

(e)与所述电能的源及所述锻造工具进行信号通信的时序电路；

(f)其中所述电能的源能够释放一定量的电能，足以将所述样品整体均匀地加热至在所述金属玻璃的玻璃化转变温度与所述金属玻璃形成合金的平衡熔点之间的加工温度，并且其中所述锻造工具能够施加变形力，足以将所述加热的样品形成为网状制品，其中所述变形力开始于时间t_Fi，并且终止于时间t_Fo，使得：t_Fi＞.t_RC且t_Fo＜t_C，其中.t_RC是放电的RC时间常数，而t_C是所述金属玻璃在所述加工温度下结晶的时间；并且

(g)其中所述时序电路感测所述电能的释放并且触发所述锻造工具经由所述至少两个锻造板对所述加热的样品施加变形力。

12.根据权利要求11所述的装置，其中所述时序电路包括Rogowski线圈、微控制器芯片、Darlington晶体管和电磁阀。

13.根据权利要求11所述的装置，其中所述成形工具还包括用于将所述工具加热至所述金属玻璃的玻璃化转变温度的温度或所述金属玻璃的玻璃化转变温度以下的温度的温度受控的加热元件。

14.根据权利要求11所述的装置，还包括与所述成形工具处于操作关系以用于对所述样品施加所述变形力的气动或磁驱动系统之一。

15.根据权利要求11所述的装置，其中所述样品的温度以至少500K/sec的速率增加。

16.根据权利要求11所述的装置，其中所述金属玻璃具有不大于1×10^-4℃^-1的每单位温度变化的相对电阻率变化S，并且在室温下的电阻率ρ₀为80-300μΩ-cm。

17.根据权利要求11所述的装置，其中所述一定量的电能为至少100焦耳，并且时间常数为10μs至10ms。

18.根据权利要求11所述的装置，其中所述加工温度使得所加热的金属玻璃的粘度为1-10⁴Pas-sec。

19.根据权利要求11所述的装置，其中所述样品是基本上无缺陷的。

20.根据权利要求11所述的装置，其中所述金属玻璃是基于选自Zr、Pd、Pt、Au、Fe、Co、Ti、Al、Mg、Ni和Cu的元素金属的金属玻璃形成合金。

21.根据权利要求11所述的装置，其中所述装置能够在100μs至1s的时间内由室温下的样品形成所述制品。

22.根据权利要求11所述的装置，其中所述电能的源在所述样品内产生电场，并且其中所产生的动态电场的电磁趋肤深度与填装料的半径、宽度、厚度及长度相比是大的。

23.根据权利要求11所述的装置，其中所述至少两个锻造板是导电的。

24.根据权利要求23所述的装置，其中所述电极不与所述锻造板接触。