CN1542152A - 一种硼化物颗粒／非晶态合金基体的复合材料 - Google Patents

Abstract

本发明提供的硼化物颗粒/非晶态合金基体的复合材料，可根据不同的使用要求进行材料选择与设计，包括硼化物颗粒的类型、体积相对量、平均粒度、颗粒形状以及构成基体的非晶态合金的类型。硼化物颗粒可选择常见的CrB、TiB₂、ZrB₂、AlB₂等，颗粒的平均粒度可为10纳米至200微米范围；非晶态合金是至少含有两种以上过渡族金属元素的多组元合金，硼化物颗粒的体积含量为5～40％，非晶态合金基体为余量。与未含硼化物颗粒的单一非晶态合金相比较，硼化物颗粒增强的非晶态合金基复合材料，具有更好的综合力学性能与热稳定性。

Description

一种硼化物颗粒/非晶态合金基体的复合材料

技术领域：

本发明涉及一种复合材料，硼化物颗粒与非晶态合金基体构成的复合材料。

背景技术：

与常规多晶体金属材料相比，非晶态合金(亦称金属玻璃)由于其原子排列的长程无序和没有晶界，具有高强度、耐腐蚀和各向同性等特性。某些非晶态合金在晶化转变发生之前表现出明显的玻璃转变(即由非晶固体转变为过冷液体，这通常伴随有粘度和比热的突变)，形成较宽的过冷液态温度区间ΔT_x(ΔT_x定义为非晶态固体连续加热过程中发生晶化转变的起始温度T_x与玻璃转变温度T_g之差值，即ΔT_x＝T_x-T_g)。现已发现大约有数十种可形成非晶结构的合金体系具有上述特点，ΔT_x值可超过30℃，甚至可以超过100℃，如Mg-Ln-TM、Ln-Al-TM、Zr-Al-TM、Ti-Zr-TM、Ti-Ni-Cu-Sn、Zr-(Ti，Nb，Pd)-Al-TM、Zr-Ti-TM-Be、Fe-(Al，Ga)-(P，C，B，Si)、Ni-Cu-Nb-Mo-P-B、Ni-Cr-Nb-Mo-P-B、(Cu，Ni)-(Ti，Zr)-(Sn，Si)、Co-Zr-Nb-B、Pd-Cu-Ni-P、(Fe，Co)-(Zr，Hf，Nb，Ta)-B等(Ln＝镧系金属，TM＝过渡族金属)。这类非晶态合金的特点之一是在过冷液态温度区间粘度急剧下降，可表现出“类超塑性”行为，延伸率可超过200％。利用这一特性可实现在过冷液态温度区间将非晶态合金近净形加工成形状复杂的小型零部件。较宽的过冷液态温度区间ΔT_x和在ΔT_x温度范围内的“类超塑性”行为也可将非晶态合金粉末或薄带通过热压、热挤出、电流脉冲加热、等离子体烧结等粉末冶金技术固结成为块体材料。

尽管非晶态合金具有高的屈服强度、弹性应变极限和较高的断裂韧性，但缺乏拉伸塑性，使其应用受到限制。解决这一问题的途径之一是通过第二相晶体颗粒的引入抑制局域剪切带的萌生，促进多重剪切带的形成，进一步增强非晶态合金基体，改善其韧性和塑性。目前，用来作为增强体第二相粒子包括以下几类：(1)钽、铌、铪、钼、钨等难熔金属；(2)MgO、CeO、Al₂O₃、Zr₂O₃、Y₂O₃等氧化物陶瓷；(3)WC、TiC、SiC、ZrC等碳化物陶瓷；(4)Si₃N₄、AlN、TiN和TaN等氮化物陶瓷，第二相粒子颗粒的尺寸为几十至100微米。将增强体引入非晶态合金的方法有：(1)直接将第二相颗粒添加至合金熔体中，熔体冷却后即形成复合材料。其缺陷在于不易实现第二相颗粒在基体上的均匀分布；(2)将第二相颗粒与非晶态合金粉末机械混和，实现第二相颗粒在基体上的均匀分布。这一方法早期用于将氧化物第二相颗粒弥散于高温合金基体中，提高高温合金的高温强度。其缺陷是易于引入来自球磨工具和气氛的杂质元素，如铁、氧、碳等。

金属硼化物陶瓷具有高熔点、高硬度，在所有的温度下具有高的电导率，在各种腐蚀性化学介质、金属熔体和蒸汽中都非常稳定，且具有高的电导和正的电阻温度系数。在1300℃或1300℃以上，表现有塑性；硼化物的反射率高，挥发性低，是非常好的屏蔽材料；其室温硬度很好，并且能在高温保持较高的硬度，是理想的高温耐磨材料。由于硼化物的超高硬度和耐磨性，以及高模量(刚度)和优良的高温性能，综合了抗氧化和腐蚀性，明显优于氧化物陶瓷和硬质合金。硼化物颗粒作为许多晶体结构金属基复合材料的增强体，获得了成功的应用。例如，作为工具材料，它有足够的耐磨性、硬度和相对高的韧性，作为切削工具(青铜、黄铜、铝合金)以及钻具(岩石和混凝土)。有些硼化物用于高电导性和抵抗熔体，被广泛用于工业生产中，如电解槽的电极，轴承、喷嘴和注射模具、阀和密封件等结构部件。

发明内容：

本发明提供了一种硼化物颗粒/非晶态合金基体的复合材料，是硼化物颗粒与非晶态合金基体构成的复合材料，其特征在于硼化物颗粒是CrB、TiB₂、ZrB₂、AlB₂颗粒中的任一种，非晶态合金是至少含有两种以上过渡族金属元素的多组元合金，硼化物颗粒的体积含量为5～40％，非晶态合金基体为余量。

本发明硼化物颗粒/非晶态合金基体的复合材料中，所述的硼化物颗粒/非晶态合金基体的复合材料的过渡族金属元素优选为Ag、Ce、Co、Cu、Fe、Gd、Hf、La、Mo、Nb、Nd、Ni、Pd、Ta、Ti、V、W、Y、Zn、Zr。

本发明硼化物颗粒/非晶态合金基体的复合材料中，所述的硼化物颗粒/非晶态合金基体的复合材料的基体非晶态合金优选为Cu-Zr、Cu-Ti、Ni-Zr、Fe-Zr、Co-Zr、Ti-Fe、Ni-Zr-Ti、Ti-Ni-Cu、Ti-Ni-Cu-Co、Ti-Zr-Ni-Cu-Co、Cu-Hf-Zr、Cu-Ti-Zr、Ni-Co-Zr-Ti、Cu-Ni-Ti-Zr、Cu-Ni-Ti-Zr-Y、Zr-Ti-Nb-Ni-Cu合金。

本发明硼化物颗粒/非晶态合金基体的复合材料中，所述的硼化物颗粒/非晶态合金基体的复合材料的非晶态合金含有Al、B、Be、C、Ca、Ga、Ge、Mg、P、Si、Sn元素。

本发明硼化物颗粒/非晶态合金基体的复合材料中，所述的硼化物颗粒/非晶态合金基体的复合材料的非晶态合金优选为Al-Ni-La、Al-Ni-Co-Y、Al-Ni-Fe-Ce、Al-Fe-Gd、Al-Ni-Gd、Mg-Cu-Y、Mg-Cu-Ag-Y、Mg-Cu-Y-Ca、Mg-Cu-Zn-Y、Mg-Cu-Ag-Pd-Y、Mg-Ni-Nd、Ti-Cu-Ni-Sn、Ti-Cu-Ni-Si、Ti-Cu-Ni-Si-B、Ti-Zr-Cu-Ni-Si-B、Ti-Zr-Cu-Ni-Si-B-Sn、Ti-Cu-Ni-Al-Sn、Ti-Cu-Ni-Be、Zr-Al-Cu、Zr-Al-Cu-Ni、Zr-Al-Co-Ni、Zr-Al-Co-Ni-Y、Zr-Ti-Cu-Ni-Be、Zr-Ti-Cu-Ni-B、Zr-Al-Cu-Ni-Ta、Hf-Al-Cu-Ni、La-Al-Ni、La-Al-Cu、La-Al-Cu-Ni、La-Al-Cu-Ni-Co、Ni-Si-B、Ni-Fe-P、Ni-Zr-Ti-Si、Ni-Cu-Co-Zr-Ti-Nb、Ni-Cu-Nb-Mo-P-B、Ni-Nb-Cr-Mo-P-B、Ni-Nb-Fe-Cr-Mo-P-B、Cu-Ti-Zr-Sn、Cu-Ni-Ti-Zr-Sn、Cu-Ni-Ti-Zr-Si、Nd-Fe-Al、Nd-Fe-Co-Al、Pd-Ni-P、Pd-Ni-Cu-P、Pd-Ni-Fe-Cu-P、Pd-Cu-Si、Pd-Ag-Cu-Si、Fe-Nb-B、Fe-Zr-B、Fe-Zr-Nb-B、Fe-Al-Si-B、Fe-P-Si-B、Fe-P-C-B、Fe-Al-P-C-B、Fe-Al-P-Si-B、Fe-Al-P-C-B-Ge、Fe-Al-Ga-P-B-Ge、Fe-Al-Ga-P-B-Si、Fe-Al-Ga-P-C-Si、Fe-Al-Ga-P-C-B-Si、Fe-Al-Ga-P-C-B-Nb、Fe-Nb-Al-Ga-P-C-B-Si、Fe-Co-Ni-Zr-B、Fe-Co-Ni-Nb-Zr-B、Fe-Co-Ni-Zr-Nb-B、Fe-Co-Ni-Zr-Ta-B、Fe-Co-Zr-Mo-W-B、Fe-Co-Ni-Hf-Nb-B、Fe-Co-Ni-Hf-Ta-B、Fe-Cu-Nb-Si-B、Co-Fe-Zr-W-B、Co-Fe-Zr-Ta-B、Co-Cr-Al-Ga-P-B-C、Co-V-Al-Ga-P-B-C、Co-Fe-Cr-Al-Ga-P-B-C合金。

本发明硼化物颗粒/非晶态合金基体的复合材料中，所述的硼化物颗粒/非晶态合金基体的复合材料的CrB、TiB₂、ZrB₂、AlB₂颗粒的尺寸范围为10纳米至200微米，形成复合材料后，这些陶瓷第二相颗粒弥散分布于非晶态合金基体上。

本发明提供的这类硼化物颗粒/非晶态合金基体的复合材料，可根据不同的使用要求进行材料选择与设计，包括硼化物颗粒的类型、体积相对量、平均粒度、颗粒形状以及构成基体的非晶态合金的类型。

本发明以具有明显玻璃转变的非晶态合金作为基体，引入硼化物颗粒作为增强体，形成硼化物颗粒/非晶态合金基体的复合材料。适量硼化物的引入有利于改进单相非晶态合金的热稳定性和力学性能。同时，硼化物的引入并不显著破坏基体非晶态合金在过冷液态温度区间的可加工特性。含硼化物颗粒的复合材料可由熔体铸造、粉末冶金等技术制备成块体材料。利用其在过冷液态温度区间的“类超塑性”行为，可实现复杂形状零部件的近净形成型加工。

本发明提供的硼化物颗粒/非晶态合金基体的复合材料可由多种材料制备与合成方法中的任一种或几种混合使用来获得，取决于所需求的材料形式，如粉末，薄带，铸锭，板块等。(一)可由单辊熔体快淬方法制备成克级至公斤级批量的薄带材料(厚度30～900微米)，可由气体雾化、机械合金化等方法中的任一种获得克级至公斤级批量的复合材料粉体。如果以某些本征非晶形成能力较强的合金作为基体材料，可直接由常规熔体浇铸方法制备成厚度在毫米量级的块体材料。(二)可采用以下方法实现硼化物颗粒与基体合金的均匀混和：(1)将硼化物颗粒添加至合金熔体中，(电磁或机械)搅拌均匀后使熔体迅速冷却，将硼化物颗粒冻结于基体中，合金熔体同时形成非晶态合金；(2)将硼化物颗粒与合金粉末(或碎屑、碎片)经机械研磨混和，合金粉末(或碎屑、碎片)可为预非晶化的粉末(或碎屑、碎片)、经预熔炼合金化后破碎的粉末(或碎屑、碎片)、与具有明显玻璃转变特征的合金相同化学成分的元素粉末混合物。(三)利用高能量的机械研磨(即机械合金化)可将基体合金的非晶化与硼化物颗粒的均匀分布同时完成，并可使初始的硼化物颗粒进一步破碎，达到纳米尺度，形成硼化物纳米颗粒/非晶态合金基复合材料。与未含硼化物颗粒的单一非晶态合金相比较，硼化物颗粒增强的非晶态合金基复合材料，具有更好的综合力学性能与热稳定性。

附图说明：

图1是机械研磨32小时后形成的Ti₅₀Cu₁₈Ni₂₂Al₄Sn₆非晶态合金和分别含有10％(体积)和15％(体积)CrB的CrB/Ti₅₀Cu₁₈Ni₂₂Al₄Sn₆非晶态合金基体的复合材料与初始态CrB陶瓷颗粒的X射衍线射图谱(Cu靶)；

图2是机械研磨32小时后形成的Ti₅₀Cu₁₈Ni₂₂Al₄Sn₆非晶态合金和分别含有10％(体积)和15％(体积)CrB的CrB/Ti₅₀Cu₁₈Ni₂₂Al₄Sn₆非晶态合金基体的复合材料的差示扫描量热计分析结果(加热速率为40K/min，图中向上箭头指示处为玻璃转变的起始温度)；

图3是机械研磨32小时后形成的Ti₅₀Cu₁₈Ni₂₂Al₄Sn₆非晶态合金和分别含有10％(体积)和30％(体积)TiB₂的TiB₂/Ti₅₀Cu₁₈Ni₂₂Al₄Sn₆非晶态合金基体的复合材料与初始态TiB₂陶瓷颗粒的X射衍线射图谱(Cu靶)；

图4是机械研磨32小时后形成的Ti₅₀Cu₁₈Ni₂₂Al₄Sn₆非晶态合金和分别含有10％(体积)和15％(体积)TiB₂的TiB₂/Ti₅₀Cu₁₈Ni₂₂Al₄Sn₆非晶态合金基体的复合材料的差示扫描量热计分析结果(加热速率为40K/min，图中向上箭头指示处为玻璃转变的起始温度)；

图5是机械研磨形成的不同复合材料粉末的X射衍线射图谱(Cu靶)：

a)Ti₅₀Cu₃₅Ni₁₂Sn₃合金+10％(体积)纳米TiB₂；

b)Zr₆₅Al_7.5Cu_17.5Ni₁₀合金+15％(体积)TiB₂；

c)Ni₆₅Nb₅Cr₅Mo₅P₁₄B₆合金+20％(体积)CrB；

d)La₅₅Al₂₅Cu₁₀Ni₅Co₅合金+10％(体积)TiB₂；

图6是机械研磨形成的不同复合材料粉末的差示扫描量热计分析结果(加热速率为40K/min，图中向上箭头指示处为玻璃转变的起始温度)：

a)Ti₅₀Cu₃₅Ni₁₂Sn₃合金+10％(体积)纳米TiB₂；

b)Zr₆₅Al_7.5Cu_17.5Ni₁₀合金+15％(体积)TiB₂；

c)Ni₆₅Nb₅Cr₅Mo₅P₁₄B₆合金+20％(体积)CrB；

d)La₅₅Al₂₅Cu₁₀Ni₅Co₅合金+10％(体积)TiB₂；

图7是急冷法形成的不同复合材料非晶态合金条带的X射衍线射图谱(Cu靶)：

a)Ti₅₀Cu₁₈Ni₂₂Al₄Sn₆合金+20％(体积)TiB₂；

b)Zr₆₅Al_7.5Cu_17.5Ni₁₀合金+10％(体积)ZrB₂；

图8是急冷法形成的不同复合材料非晶态合金条带的差示扫描量热计分析结果(加热速率为40K/min，图中向上箭头指示处为玻璃转变的起始温度)：

a)Ti₅₀Cu₁₈Ni₂₂Al₄Sn₆合金+20％(体积)TiB₂；

b)Zr₆₅Al_7.5Cu_17.5Ni₁₀合金+10％(体积)ZrB₂。

具体实施方式：

实施例1

选择Ti₅₀Cu₁₈Ni₂₂Al₄Sn₆合金为基体(合金成分为原子百分比)，CrB颗粒为增强体。通过机械合金化形成CrB颗粒/Ti₅₀Cu₁₈Ni₂₂Al₄Sn₆非晶态合金为基体的复合材料粉末。以市售纯度为99.9％的钛、铜、镍、铝和锡元素棒材或颗粒作为起始材料，按原子百分比配制成名义合金Ti₅₀Cu₁₈Ni₂₂Al₄Sn₆，在电弧炉中经过数次反复熔炼成母合金纽扣锭，然后将其机械破碎成粒度为200或325目的母合金粉末。CrB陶瓷颗粒的添加量为10～20％(体积)，CrB纯度为99.5％，粒度200目。粉末混和物及GCr15钢球按球与物料重量比5∶1在高纯Ar气氛(99.99％)下装填于淬火不锈钢球磨罐内。将密闭的球磨罐安装于SPEX 8000高能振动式球磨机上进行研磨。Ti₅₀Cu₁₈Ni₂₂Al₄Sn₆粉末混合物以及在其中添加10～20.％(体积)的CrB陶瓷颗粒的粉末混合物经32小时机械合金化后的X射线衍射谱和热分析(差示扫描量热计，DSC，下同)如图1和图2所示。结果表明：粉末混合物已形成CrB/Ti₅₀Cu₁₈Ni₂₂Al₄Sn₆非晶态合金基复合材料。该复合材料的玻璃转变温度(T_g)、晶化起始温度(T_x)和过冷液态温度区间宽度(ΔT_x)列于表1。

实施例2

选择Ti₅₀Cu₁₈Ni₂₂Al₄Sn₆合金为基体(合金成分为原子百分比)，TiB₂颗粒为增强体。基体合金的制备与实施例1相同。在Ti₅₀Cu₁₈Ni₂₂Al₄Sn₆合金中添加10％～30％(体积)TiB₂颗粒，以市售TiB₂粉末为起始材料，粒度200目，纯度为99.0％，经机械合金化形成TiB₂颗粒/Ti₅₀Cu₁₈Ni₂₂Al₄Sn₆非晶态合金基复合材料。机械研磨过程与实施例1相同。Ti₅₀Cu₁₈Ni₂₂Al₄Sn₆粉末混合物以及在其中添加10～30.％(体积)的TiB₂陶瓷颗粒的粉末混合物经32小时机械合金化后的X射线衍射谱和热分析(DSC)如图3和图4所示。该复合材料的玻璃转变温度(T_g)、晶化起始温度(T_x)和过冷液态温度区间宽度(ΔT_x)列于表1。

实施例3

选择Ti₅₀Cu₃₅Ni₁₂Sn₃合金为基体(合金成分为原子百分比)，TiB₂颗粒为增强体。基体合金的制备与实施例1或2相同，在Ti₅₀Cu₃₅Ni₁₂Sn₃合金中添加的10％(体积)的纳米TiB₂颗粒，以市售TiB₂纳米粉末为起始材料，颗粒度为10～100nm，纯度为99.0％，经机械合金化形成硼化物纳米颗粒/非晶态合金基复合材料。机械研磨过程与实施例1或2相同。TiB₂/Ti₅₀Cu₃₅Ni₁₂Sn₃非晶态合金基复合材料的X射线衍射谱和热分析(DSC)结果分别如图5(a)和图6(a)所示。该复合材料的玻璃转变温度(T_g)、晶化起始温度(T_x)和过冷液态温度区间宽度(ΔT_x)列于表1。

实施例4

选择Zr₆₅Al_7.5Cu_17.5Ni₁₀合金为基体(合金成分为原子百分比)，TiB₂颗粒为增强体。通过机械合金化形成TiB₂颗粒/非晶Zr₆₅Al_7.5Cu_17.5Ni₁₀合金为基体的复合材料粉末。基体合金的制备同实施例1。TiB₂陶瓷颗粒的添加量为15％(体积)，纯度为99.0％，粒度200目。粉末混合物及GCr15钢球按磨球与物料重量比15∶1装填于淬火不锈钢球磨罐内，经机械泵抽真空后通入高纯Ar气(99.999％)，在NEV-MA8型高能振动式球磨机进行研磨。Zr₆₅Al_7.5Cu_17.5Ni₁₀与15％的TiB₂颗粒粉末混合物经40小时机械合金化后形成TiB₂颗粒/非晶Zr₆₅Al_7.5Cu_17.5Ni₁₀合金复合材料粉末。该复合材料的X射线衍射谱和热分析结果见图5(b)和图6(b)，其玻璃转变温度(T_g)、晶化起始温度(T_x)和过冷液态温度区间宽度(ΔT_x)列于表1。

实施例5

选择Ni₆₅Nb₅Cr₅Mo₅P₁₄B₆合金为基体(合金成分为原子百分比)，CrB颗粒为增强体。通过机械合金化形成CrB颗粒/非晶Ni₆₅Nb₅Cr₅Mo₅P₁₄B₆合金为基体的复合材料粉末。以市售镍、铌、铬、钼、磷、硼元素粉末作为起始材料，纯度均大于99.5％，粒度为200或325目，按原子百分比配制成名义成分为Ni₆₅Nb₅Cr₅Mo₅P₁₄B₆的粉末混合物。CrB陶瓷颗粒的添加量为20％(体积)，纯度为99.5％，粒度200目。机械研磨过程与实施例1或2相同，Ni₆₅Nb₅Cr₅Mo₅P₁₄B₆粉末混合物与20％的CrB颗粒的粉末混合物经48小时机械合金化后，形成CrB颗粒/非晶Ni₆₅Nb₅Cr₅Mo₅P₁₄B₆合金为基体的复合材料粉末。该复合材料的X射线衍射谱和热分析结果见图5(c)和图6(c)，其玻璃转变温度(T_g)、晶化起始温度(T_x)和过冷液态温度区间宽度(ΔT_x)列于表1。

实施例6

选择La₅₅Al₂₅Cu₁₀Ni₅Co₅合金为基体(合金成分为原子百分比)，TiB₂颗粒为增强体。在La₅₅Al₂₅Cu₁₀Ni₅Co₅合金中添加10％(体积)普通TiB₂颗粒。基体合金的制备与实施例1相同。机械研磨过程与实施例4相同，添加的10％(体积)TiB₂陶瓷颗粒，经60小时机械合金化后形成TiB₂颗粒/La₅₅Al₂₅Cu₁₀Ni₅Co₅非晶态合金基复合材料粉末。该复合材料的X射线衍射谱和热分析结果分别如图5(d)和图6(d)所示，其玻璃转变温度(T_g)、晶化起始温度(T_x)和过冷液态温度区间宽度(ΔT_x)列于表1。

实施例7

选择Ti₅₀Cu₁₈Ni₂₂Al₄Sn₆(原子比)合金为基体，添加20％(体积)TiB₂颗粒作为增强体，用熔体急冷法制备成TiB₂颗粒/Ti₅₀Cu₁₈Ni₂₂Al₄Sn₆非晶态合金为基体的复合材料薄带。基体合金的制备与实施例1相同。预熔炼的合金锭经机械破碎成粉末，与TiB₂陶瓷颗粒在Spex8000球磨机中经0.5小时机械混合，将混合物冷压成直径为Φ10×20mm的块体毛坯。复合材料毛坯放置于石英管内，石英管喷嘴的尺寸为4×0.6mm，经电磁感应熔化后，在高纯氩气压力作用下喷射在高速旋转的铜辊上(辊速39米/秒)，熔体急冷成厚度为40μm、宽度为4mm的TiB₂/Ti₅₀Cu₁₈Ni₂₂Al₄Sn₆非晶态合金基复合材料薄带。该复合材料的X射线衍射谱和热分析结果分别如图7(a)和图8(a)所示，其玻璃转变温度(T_g)、晶化起始温度(T_x)和过冷液态温度区间宽度(ΔT_x)列于表1。

实施例8

选择Zr₆₅Al_7.5Cu_17.5Ni₁₀(原子比)合金为基体，添加10％(体积)ZrB₂颗粒作为增强体，用熔体急冷法制备成ZrB₂颗粒/非晶Zr₆₅Al_7.5Cu_17.5Ni₁₀合金为基体的复合材料薄带。薄带的制备方法同实施例7。熔体急冷成厚度为40μm的ZrB₂颗粒/Zr₆₅Al_7.5Cu_17.5Ni₁₀非晶态合金基复合材料条带。该复合材料的X射线衍射谱和热分析结果分别如图7(b)和图8(b)所示，其玻璃转变温度(T_g)、晶化起始温度(T_x)和过冷液态温度区间宽度(ΔT_x)列于表1。

表1各实施例中硼化物/非晶态合金复合材料的玻璃转变温度(T_g)，晶化开始温度(T_x)和过冷液态区宽度(ΔT_x)(加热速率为40K/min)

编                                         制备      T_g     T_x     ΔT_x

     复合材料

号                                         方法      (℃)    (℃)    (℃)

     Ti₅₀Cu₁₈Ni₂₂Al₄Sn₆+10％(体积)CrB           432     499     67

1                                             MM

     Ti₅₀Cu₁₈Ni₂₂Al₄Sn₆+15％(体积)CrB           444     506     62

     Ti₅₀Cu₁₈Ni₂₂Al₄Sn₆+10％(体积)TiB₂         437     500     63

2                                             MM

     Ti₅₀Cu₁₈Ni₂₂Al₄Sn₆+30％(体积)TiB₂         455     510     55

3    Ti₅₀Cu₃₅Ni₁₂Sn₃+10％(体积)TiB₂     MM      395     466     71

4    Zr₆₅Al_7.5Cu_17.5Ni₁₀+15％(体积)TiB₂   MM      398     471     73

5    Ni₆₅Nb₅Cr₅Mo₅P₁₄B₆+20％(体积)CrB  MM      401     441     40

6    La₅₅Al₂₅Cu₁₀Ni₅Co₅+10％(体积)TiB₂ MM      220     292     72

7    Ti₅₀Cu₁₈Ni₂₂Al₄Sn₆+20％(体积)TiB₂ MS      443     506     63

8    Zr₆₅Al_7.5Cu_17.5Ni₁₀+10％(体积)ZrB₂   MS      437     492     55

注：MM：机械研磨法；MS：熔体急冷法。

Claims (7)

1、一种硼化物颗粒/非晶态合金基体的复合材料，是硼化物颗粒与非晶态合金基体构成的复合材料，其特征在于硼化物颗粒是CrB、TiB₂、ZrB₂、AlB₂颗粒中的任一种，非晶态合金是至少含有两种以上过渡族金属元素的多组元合金，硼化物颗粒的体积含量为5～40％，非晶态合金基体为余量。

2、按照权利要求1所述的硼化物颗粒/非晶态合金基体的复合材料，其特征在于所述的过渡族金属元素是指Ag、Ce、Co、Cu、Fe、Gd、Hf、La、Mo、Nb、Nd、Ni、Pd、Ta、Ti、V、W、Y、Zn、Zr。

3、按照权利要求2所述的硼化物颗粒/非晶态合金基体的复合材料，其特征在于所述的非晶态合金是Cu-Zr、Cu-Ti、Ni-Zr、Fe-Zr、Co-Zr、Ti-Fe、Ni-Zr-Ti、Ti-Ni-Cu、Ti-Ni-Cu-Co、Ti-Zr-Ni-Cu-Co、Cu-Hf-Zr、Cu-Ti-Zr、Ni-Co-Zr-Ti、Cu-Ni-Ti-Zr、Cu-Ni-Ti-Zr-Y、Zr-Ti-Nb-Ni-Cu合金。

4、按照权利要求2所述的硼化物颗粒/非晶态合金基体的复合材料，其特征在于所述的非晶态合金含有Al、B、Be、C、Ca、Ga、Ge、Mg、P、Si、Sn元素。

5、按照权利要求4所述的硼化物颗粒/非晶态合金基体的复合材料，其特征在于所述的非晶态合金是Al-Ni-La、Al-Ni-Co-Y、Al-Ni-Fe-Ce、Al-Fe-Gd、Al-Ni-Gd、Mg-Cu-Y、Mg-Cu-Ag-Y、Mg-Cu-Y-Ca、Mg-Cu-Zn-Y、Mg-Cu-Ag-Pd-Y、Mg-Ni-Nd、Ti-Cu-Ni-Sn、Ti-Cu-Ni-Si、Ti-Cu-Ni-Si-B、Ti-Zr-Cu-Ni-Si-B、Ti-Zr-Cu-Ni-Si-B-Sn、Ti-Cu-Ni-Al-Sn、Ti-Cu-Ni-Be、Zr-Al-Cu、Zr-Al-Cu-Ni、Zr-Al-Co-Ni、Zr-Al-Co-Ni-Y、Zr-Ti-Cu-Ni-Be、Zr-Ti-Cu-Ni-B、Zr-Al-Cu-Ni-Ta、Hf-Al-Cu-Ni、La-Al-Ni、La-Al-Cu、La-Al-Cu-Ni、La-Al-Cu-Ni-Co、Ni-Si-B、Ni-Fe-P、Ni-Zr-Ti-Si、Ni-Cu-Co-Zr-Ti-Nb、Ni-Cu-Nb-Mo-P-B、Ni-Nb-Cr-Mo-P-B、Ni-Nb-Fe-Cr-Mo-P-B、Cu-Ti-Zr-Sn、Cu-Ni-Ti-Zr-Sn、Cu-Ni-Ti-Zr-Si、Nd-Fe-Al、Nd-Fe-Co-Al、Pd-Ni-P、Pd-Ni-Cu-P、Pd-Ni-Fe-Cu-P、Pd-Cu-Si、Pd-Ag-Cu-Si、Fe-Nb-B、Fe-Zr-B、Fe-Zr-Nb-B、Fe-Al-Si-B、Fe-P-Si-B、Fe-P-C-B、Fe-Al-P-C-B、Fe-Al-P-Si-B、Fe-Al-P-C-B-Ge、Fe-Al-Ga-P-B-Ge、Fe-Al-Ga-P-B-Si、Fe-Al-Ga-P-C-Si、Fe-Al-Ga-P-C-B-Si、Fe-Al-Ga-P-C-B-Nb、Fe-Nb-Al-Ga-P-C-B-Si、Fe-Co-Ni-Zr-B、Fe-Co-Ni-Nb-Zr-B、Fe-Co-Ni-Zr-Nb-B、Fe-Co-Ni-Zr-Ta-B、Fe-Co-Zr-Mo-W-B、Fe-Co-Ni-Hf-Nb-B、Fe-Co-Ni-Hf-Ta-B、Fe-Cu Nb-Si-B、Co-Fe-Zr-W-B、Co-Fe-Zr-Ta-B、Co-Cr-Al-Ga-P-B-C、Co-V-Al-Ga-P-B-C、Co-Fe-Cr-Al-Ga-P-B-C合金。

6、按照权利要求1～5之一所述的硼化物颗粒/非晶态合金基体的复合材料，其特征在于所述的CrB、TiB₂、ZrB₂、AlB₂颗粒的尺寸范围为10纳米至200微米。

7、按照权利要求1～5之一所述的硼化物颗粒/非晶态合金基体的复合材料，其特征在于所述的CrB、TiB₂、ZrB₂、AlB₂颗粒形成复合材料后，这些陶瓷第二相颗粒弥散分布于非晶态合金基体上。

Images