Deformation of metallic glasses: recent developments in theory, simulations, and experiments
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2016
... 非晶合金是一种无序态材料，其中没有位错、晶界、层错以及介观尺度以上的成分偏析(复相非晶除外)，具有优异的力学、物理和化学性能，是目前材料科学极为活跃的研究领域之一[1~3].近二十年来发现一系列高玻璃形成能力且具有优异力学性能的块体非晶合金.与传统晶态合金相比，非晶合金具有更优异的性能，已应用于航空航天和生物器械等领域[4, 5]. ...
Recent development and application products of bulk glassy alloys
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2011
Nanostructural metallic materials: structures and mechanical properties
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2020
... 非晶合金是一种无序态材料，其中没有位错、晶界、层错以及介观尺度以上的成分偏析(复相非晶除外)，具有优异的力学、物理和化学性能，是目前材料科学极为活跃的研究领域之一[1~3].近二十年来发现一系列高玻璃形成能力且具有优异力学性能的块体非晶合金.与传统晶态合金相比，非晶合金具有更优异的性能，已应用于航空航天和生物器械等领域[4, 5]. ...
Metallic glass nanostructures: fabrication, properties, and applications
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2014
... 非晶合金是一种无序态材料，其中没有位错、晶界、层错以及介观尺度以上的成分偏析(复相非晶除外)，具有优异的力学、物理和化学性能，是目前材料科学极为活跃的研究领域之一[1~3].近二十年来发现一系列高玻璃形成能力且具有优异力学性能的块体非晶合金.与传统晶态合金相比，非晶合金具有更优异的性能，已应用于航空航天和生物器械等领域[4, 5]. ...
Fe-based bulk metallic glasses: Glass formation, fabrication, properties and applications
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2019
... 非晶合金是一种无序态材料，其中没有位错、晶界、层错以及介观尺度以上的成分偏析(复相非晶除外)，具有优异的力学、物理和化学性能，是目前材料科学极为活跃的研究领域之一[1~3].近二十年来发现一系列高玻璃形成能力且具有优异力学性能的块体非晶合金.与传统晶态合金相比，非晶合金具有更优异的性能，已应用于航空航天和生物器械等领域[4, 5]. ...
The fracture of bulk metallic glasses
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2015
... 但是非晶合金体系的宏观塑性较差，影响其作为结构材料或功能材料的应用.长程无序的非晶合金具有宏观各向同性且没有晶界、位错和晶体学取向效应，使其变形和断裂不同于晶体材料.非晶合金在低温下剪切变形会产生应变高度局域化，容易沿单一剪切带发生脆性断裂(压缩塑性应变一般小于2%，无宏观拉伸塑性)甚至在弹性变形阶段即发生灾难性失效，极大地限制其应用范围[6, 7]. ...
Phase separation in metallic glasses
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2013
... 但是非晶合金体系的宏观塑性较差，影响其作为结构材料或功能材料的应用.长程无序的非晶合金具有宏观各向同性且没有晶界、位错和晶体学取向效应，使其变形和断裂不同于晶体材料.非晶合金在低温下剪切变形会产生应变高度局域化，容易沿单一剪切带发生脆性断裂(压缩塑性应变一般小于2%，无宏观拉伸塑性)甚至在弹性变形阶段即发生灾难性失效，极大地限制其应用范围[6, 7]. ...
Bulk metallic glasses
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2004
... 非晶合金与晶体合金的微观结构有较大的不同，使其塑性变形机制有很大的不同.研究发现，剪切带的高度局域化是非晶合金在变形过程中塑性低的主要原因[8].因此，抑制非晶合金中单一剪切带的萌生和扩展而在其内部引入众多的剪切带，能改善其室温塑性.在非晶基体上原位生成或复合引入晶体第二相可提高其塑性，例如原位析出纳米晶[9, 10]、枝晶固溶体[11]或加入高强度纤维[12].研究表明：在非晶合金复合材料的变形过程中，一旦剪切局域化在非晶基体上发生，第二枝晶相能有效阻止剪切带的扩展从而提高块体非晶合金的塑性变形能力.另一方面，第二相还能作为剪切带的诱发点形成新的剪切带，使更多的非晶材料参与到塑性变形中进而耗散更多的弹性能.但是，原位生成的非晶/晶体复合材料也有其不足之处，在提高室温塑性的同时往往使其屈服强度大幅度降低并可能出现明显的应变软化.同时，对于异位形成的非晶合金复合材料，复合的工艺较为复杂且很难找到合适的复合相.复合相组分的量，对与非晶母相界面的亲和性以及尺寸和塑性很敏感，难以控制.近年来人们发现，如果非晶合金体系的组元之间至少存在一对正的混合焓或组元之间的混合焓相差较大，合金熔液在快速凝固条件下往往出现局部结构不均匀甚至液相分离现象.这种非均质微结构的形成使基体中自由体积分布不均匀，可为剪切带提供大量的形核位置.同时，非均质微结构还能在一定程度上阻碍剪切带的扩展[13~15].为此，本文选择玻璃形成能力较好的Cu-Zr-Al为基础合金，添加与体系中Cu组元能构成正混合焓的Fe元素(图1，ΔHFe-Cu=13 kJ/mol[16])使之形成非均质微结构或增加自由体积分布的不均匀性，从而最终改善材料的室温塑性.本文制备Cu(47.8－x)Zr46.2Al6Fex(x=0, 0.8, 1.2, 1.6)四元块体非晶合金，测试添加不同含量的Fe元素对合金的玻璃形成能力和室温变形行为的影响，并探讨其变形机理. ...
Role of nanometer-scale quasicrystals in improving the mechanical behavior of Ti-based bulk metallic glasses
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2003
... 非晶合金与晶体合金的微观结构有较大的不同，使其塑性变形机制有很大的不同.研究发现，剪切带的高度局域化是非晶合金在变形过程中塑性低的主要原因[8].因此，抑制非晶合金中单一剪切带的萌生和扩展而在其内部引入众多的剪切带，能改善其室温塑性.在非晶基体上原位生成或复合引入晶体第二相可提高其塑性，例如原位析出纳米晶[9, 10]、枝晶固溶体[11]或加入高强度纤维[12].研究表明：在非晶合金复合材料的变形过程中，一旦剪切局域化在非晶基体上发生，第二枝晶相能有效阻止剪切带的扩展从而提高块体非晶合金的塑性变形能力.另一方面，第二相还能作为剪切带的诱发点形成新的剪切带，使更多的非晶材料参与到塑性变形中进而耗散更多的弹性能.但是，原位生成的非晶/晶体复合材料也有其不足之处，在提高室温塑性的同时往往使其屈服强度大幅度降低并可能出现明显的应变软化.同时，对于异位形成的非晶合金复合材料，复合的工艺较为复杂且很难找到合适的复合相.复合相组分的量，对与非晶母相界面的亲和性以及尺寸和塑性很敏感，难以控制.近年来人们发现，如果非晶合金体系的组元之间至少存在一对正的混合焓或组元之间的混合焓相差较大，合金熔液在快速凝固条件下往往出现局部结构不均匀甚至液相分离现象.这种非均质微结构的形成使基体中自由体积分布不均匀，可为剪切带提供大量的形核位置.同时，非均质微结构还能在一定程度上阻碍剪切带的扩展[13~15].为此，本文选择玻璃形成能力较好的Cu-Zr-Al为基础合金，添加与体系中Cu组元能构成正混合焓的Fe元素(图1，ΔHFe-Cu=13 kJ/mol[16])使之形成非均质微结构或增加自由体积分布的不均匀性，从而最终改善材料的室温塑性.本文制备Cu(47.8－x)Zr46.2Al6Fex(x=0, 0.8, 1.2, 1.6)四元块体非晶合金，测试添加不同含量的Fe元素对合金的玻璃形成能力和室温变形行为的影响，并探讨其变形机理. ...
Enhanced plasticity by introducing icosahedral medium-range order in ZrCuNiAl metallic glass
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2012
... 非晶合金与晶体合金的微观结构有较大的不同，使其塑性变形机制有很大的不同.研究发现，剪切带的高度局域化是非晶合金在变形过程中塑性低的主要原因[8].因此，抑制非晶合金中单一剪切带的萌生和扩展而在其内部引入众多的剪切带，能改善其室温塑性.在非晶基体上原位生成或复合引入晶体第二相可提高其塑性，例如原位析出纳米晶[9, 10]、枝晶固溶体[11]或加入高强度纤维[12].研究表明：在非晶合金复合材料的变形过程中，一旦剪切局域化在非晶基体上发生，第二枝晶相能有效阻止剪切带的扩展从而提高块体非晶合金的塑性变形能力.另一方面，第二相还能作为剪切带的诱发点形成新的剪切带，使更多的非晶材料参与到塑性变形中进而耗散更多的弹性能.但是，原位生成的非晶/晶体复合材料也有其不足之处，在提高室温塑性的同时往往使其屈服强度大幅度降低并可能出现明显的应变软化.同时，对于异位形成的非晶合金复合材料，复合的工艺较为复杂且很难找到合适的复合相.复合相组分的量，对与非晶母相界面的亲和性以及尺寸和塑性很敏感，难以控制.近年来人们发现，如果非晶合金体系的组元之间至少存在一对正的混合焓或组元之间的混合焓相差较大，合金熔液在快速凝固条件下往往出现局部结构不均匀甚至液相分离现象.这种非均质微结构的形成使基体中自由体积分布不均匀，可为剪切带提供大量的形核位置.同时，非均质微结构还能在一定程度上阻碍剪切带的扩展[13~15].为此，本文选择玻璃形成能力较好的Cu-Zr-Al为基础合金，添加与体系中Cu组元能构成正混合焓的Fe元素(图1，ΔHFe-Cu=13 kJ/mol[16])使之形成非均质微结构或增加自由体积分布的不均匀性，从而最终改善材料的室温塑性.本文制备Cu(47.8－x)Zr46.2Al6Fex(x=0, 0.8, 1.2, 1.6)四元块体非晶合金，测试添加不同含量的Fe元素对合金的玻璃形成能力和室温变形行为的影响，并探讨其变形机理. ...
New compositional design for creating tough metallic glass composites with excellent work hardening
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2015
... 非晶合金与晶体合金的微观结构有较大的不同，使其塑性变形机制有很大的不同.研究发现，剪切带的高度局域化是非晶合金在变形过程中塑性低的主要原因[8].因此，抑制非晶合金中单一剪切带的萌生和扩展而在其内部引入众多的剪切带，能改善其室温塑性.在非晶基体上原位生成或复合引入晶体第二相可提高其塑性，例如原位析出纳米晶[9, 10]、枝晶固溶体[11]或加入高强度纤维[12].研究表明：在非晶合金复合材料的变形过程中，一旦剪切局域化在非晶基体上发生，第二枝晶相能有效阻止剪切带的扩展从而提高块体非晶合金的塑性变形能力.另一方面，第二相还能作为剪切带的诱发点形成新的剪切带，使更多的非晶材料参与到塑性变形中进而耗散更多的弹性能.但是，原位生成的非晶/晶体复合材料也有其不足之处，在提高室温塑性的同时往往使其屈服强度大幅度降低并可能出现明显的应变软化.同时，对于异位形成的非晶合金复合材料，复合的工艺较为复杂且很难找到合适的复合相.复合相组分的量，对与非晶母相界面的亲和性以及尺寸和塑性很敏感，难以控制.近年来人们发现，如果非晶合金体系的组元之间至少存在一对正的混合焓或组元之间的混合焓相差较大，合金熔液在快速凝固条件下往往出现局部结构不均匀甚至液相分离现象.这种非均质微结构的形成使基体中自由体积分布不均匀，可为剪切带提供大量的形核位置.同时，非均质微结构还能在一定程度上阻碍剪切带的扩展[13~15].为此，本文选择玻璃形成能力较好的Cu-Zr-Al为基础合金，添加与体系中Cu组元能构成正混合焓的Fe元素(图1，ΔHFe-Cu=13 kJ/mol[16])使之形成非均质微结构或增加自由体积分布的不均匀性，从而最终改善材料的室温塑性.本文制备Cu(47.8－x)Zr46.2Al6Fex(x=0, 0.8, 1.2, 1.6)四元块体非晶合金，测试添加不同含量的Fe元素对合金的玻璃形成能力和室温变形行为的影响，并探讨其变形机理. ...
Atomic interaction mechanism for designing the interface of W/Zr-based bulk metallic glass composites
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2015
... 非晶合金与晶体合金的微观结构有较大的不同，使其塑性变形机制有很大的不同.研究发现，剪切带的高度局域化是非晶合金在变形过程中塑性低的主要原因[8].因此，抑制非晶合金中单一剪切带的萌生和扩展而在其内部引入众多的剪切带，能改善其室温塑性.在非晶基体上原位生成或复合引入晶体第二相可提高其塑性，例如原位析出纳米晶[9, 10]、枝晶固溶体[11]或加入高强度纤维[12].研究表明：在非晶合金复合材料的变形过程中，一旦剪切局域化在非晶基体上发生，第二枝晶相能有效阻止剪切带的扩展从而提高块体非晶合金的塑性变形能力.另一方面，第二相还能作为剪切带的诱发点形成新的剪切带，使更多的非晶材料参与到塑性变形中进而耗散更多的弹性能.但是，原位生成的非晶/晶体复合材料也有其不足之处，在提高室温塑性的同时往往使其屈服强度大幅度降低并可能出现明显的应变软化.同时，对于异位形成的非晶合金复合材料，复合的工艺较为复杂且很难找到合适的复合相.复合相组分的量，对与非晶母相界面的亲和性以及尺寸和塑性很敏感，难以控制.近年来人们发现，如果非晶合金体系的组元之间至少存在一对正的混合焓或组元之间的混合焓相差较大，合金熔液在快速凝固条件下往往出现局部结构不均匀甚至液相分离现象.这种非均质微结构的形成使基体中自由体积分布不均匀，可为剪切带提供大量的形核位置.同时，非均质微结构还能在一定程度上阻碍剪切带的扩展[13~15].为此，本文选择玻璃形成能力较好的Cu-Zr-Al为基础合金，添加与体系中Cu组元能构成正混合焓的Fe元素(图1，ΔHFe-Cu=13 kJ/mol[16])使之形成非均质微结构或增加自由体积分布的不均匀性，从而最终改善材料的室温塑性.本文制备Cu(47.8－x)Zr46.2Al6Fex(x=0, 0.8, 1.2, 1.6)四元块体非晶合金，测试添加不同含量的Fe元素对合金的玻璃形成能力和室温变形行为的影响，并探讨其变形机理. ...
Phase separation in Cu43Zr43Al7Ag7 bulk metallic glass
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2005
... 非晶合金与晶体合金的微观结构有较大的不同，使其塑性变形机制有很大的不同.研究发现，剪切带的高度局域化是非晶合金在变形过程中塑性低的主要原因[8].因此，抑制非晶合金中单一剪切带的萌生和扩展而在其内部引入众多的剪切带，能改善其室温塑性.在非晶基体上原位生成或复合引入晶体第二相可提高其塑性，例如原位析出纳米晶[9, 10]、枝晶固溶体[11]或加入高强度纤维[12].研究表明：在非晶合金复合材料的变形过程中，一旦剪切局域化在非晶基体上发生，第二枝晶相能有效阻止剪切带的扩展从而提高块体非晶合金的塑性变形能力.另一方面，第二相还能作为剪切带的诱发点形成新的剪切带，使更多的非晶材料参与到塑性变形中进而耗散更多的弹性能.但是，原位生成的非晶/晶体复合材料也有其不足之处，在提高室温塑性的同时往往使其屈服强度大幅度降低并可能出现明显的应变软化.同时，对于异位形成的非晶合金复合材料，复合的工艺较为复杂且很难找到合适的复合相.复合相组分的量，对与非晶母相界面的亲和性以及尺寸和塑性很敏感，难以控制.近年来人们发现，如果非晶合金体系的组元之间至少存在一对正的混合焓或组元之间的混合焓相差较大，合金熔液在快速凝固条件下往往出现局部结构不均匀甚至液相分离现象.这种非均质微结构的形成使基体中自由体积分布不均匀，可为剪切带提供大量的形核位置.同时，非均质微结构还能在一定程度上阻碍剪切带的扩展[13~15].为此，本文选择玻璃形成能力较好的Cu-Zr-Al为基础合金，添加与体系中Cu组元能构成正混合焓的Fe元素(图1，ΔHFe-Cu=13 kJ/mol[16])使之形成非均质微结构或增加自由体积分布的不均匀性，从而最终改善材料的室温塑性.本文制备Cu(47.8－x)Zr46.2Al6Fex(x=0, 0.8, 1.2, 1.6)四元块体非晶合金，测试添加不同含量的Fe元素对合金的玻璃形成能力和室温变形行为的影响，并探讨其变形机理. ...
Superductile bulk metallic glass
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2006
Enhanced plasticity in the Zr-Cu-Ni-Al-Nb alloy system by in-situ formation of two glassy phases
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2015
... 非晶合金与晶体合金的微观结构有较大的不同，使其塑性变形机制有很大的不同.研究发现，剪切带的高度局域化是非晶合金在变形过程中塑性低的主要原因[8].因此，抑制非晶合金中单一剪切带的萌生和扩展而在其内部引入众多的剪切带，能改善其室温塑性.在非晶基体上原位生成或复合引入晶体第二相可提高其塑性，例如原位析出纳米晶[9, 10]、枝晶固溶体[11]或加入高强度纤维[12].研究表明：在非晶合金复合材料的变形过程中，一旦剪切局域化在非晶基体上发生，第二枝晶相能有效阻止剪切带的扩展从而提高块体非晶合金的塑性变形能力.另一方面，第二相还能作为剪切带的诱发点形成新的剪切带，使更多的非晶材料参与到塑性变形中进而耗散更多的弹性能.但是，原位生成的非晶/晶体复合材料也有其不足之处，在提高室温塑性的同时往往使其屈服强度大幅度降低并可能出现明显的应变软化.同时，对于异位形成的非晶合金复合材料，复合的工艺较为复杂且很难找到合适的复合相.复合相组分的量，对与非晶母相界面的亲和性以及尺寸和塑性很敏感，难以控制.近年来人们发现，如果非晶合金体系的组元之间至少存在一对正的混合焓或组元之间的混合焓相差较大，合金熔液在快速凝固条件下往往出现局部结构不均匀甚至液相分离现象.这种非均质微结构的形成使基体中自由体积分布不均匀，可为剪切带提供大量的形核位置.同时，非均质微结构还能在一定程度上阻碍剪切带的扩展[13~15].为此，本文选择玻璃形成能力较好的Cu-Zr-Al为基础合金，添加与体系中Cu组元能构成正混合焓的Fe元素(图1，ΔHFe-Cu=13 kJ/mol[16])使之形成非均质微结构或增加自由体积分布的不均匀性，从而最终改善材料的室温塑性.本文制备Cu(47.8－x)Zr46.2Al6Fex(x=0, 0.8, 1.2, 1.6)四元块体非晶合金，测试添加不同含量的Fe元素对合金的玻璃形成能力和室温变形行为的影响，并探讨其变形机理. ...
Classification of bulk metallic glasses by atomic size difference, heat of mixing and period of constituent elements and its application to characterization of the main alloying element
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2005
... 非晶合金与晶体合金的微观结构有较大的不同，使其塑性变形机制有很大的不同.研究发现，剪切带的高度局域化是非晶合金在变形过程中塑性低的主要原因[8].因此，抑制非晶合金中单一剪切带的萌生和扩展而在其内部引入众多的剪切带，能改善其室温塑性.在非晶基体上原位生成或复合引入晶体第二相可提高其塑性，例如原位析出纳米晶[9, 10]、枝晶固溶体[11]或加入高强度纤维[12].研究表明：在非晶合金复合材料的变形过程中，一旦剪切局域化在非晶基体上发生，第二枝晶相能有效阻止剪切带的扩展从而提高块体非晶合金的塑性变形能力.另一方面，第二相还能作为剪切带的诱发点形成新的剪切带，使更多的非晶材料参与到塑性变形中进而耗散更多的弹性能.但是，原位生成的非晶/晶体复合材料也有其不足之处，在提高室温塑性的同时往往使其屈服强度大幅度降低并可能出现明显的应变软化.同时，对于异位形成的非晶合金复合材料，复合的工艺较为复杂且很难找到合适的复合相.复合相组分的量，对与非晶母相界面的亲和性以及尺寸和塑性很敏感，难以控制.近年来人们发现，如果非晶合金体系的组元之间至少存在一对正的混合焓或组元之间的混合焓相差较大，合金熔液在快速凝固条件下往往出现局部结构不均匀甚至液相分离现象.这种非均质微结构的形成使基体中自由体积分布不均匀，可为剪切带提供大量的形核位置.同时，非均质微结构还能在一定程度上阻碍剪切带的扩展[13~15].为此，本文选择玻璃形成能力较好的Cu-Zr-Al为基础合金，添加与体系中Cu组元能构成正混合焓的Fe元素(图1，ΔHFe-Cu=13 kJ/mol[16])使之形成非均质微结构或增加自由体积分布的不均匀性，从而最终改善材料的室温塑性.本文制备Cu(47.8－x)Zr46.2Al6Fex(x=0, 0.8, 1.2, 1.6)四元块体非晶合金，测试添加不同含量的Fe元素对合金的玻璃形成能力和室温变形行为的影响，并探讨其变形机理. ...
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Relationship of heat of mixing (kJ/mol) among constituent elements in Cu-Zr-Al-Fe alloy system<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R16">16</xref>]</sup>Fig.1![]()
<strong>1 </strong>实验方法将纯度不低于99.95%的Cu、Zr、Al和Fe按名义成分(原子分数)Cu(47.8－x)Zr46.2Al6Fex(x=0, 0.8, 1.2, 1.6)配料，在高纯氩气保护下用电弧熔炼制取母合金锭，至少熔炼四遍以确保成分均匀.用铜模喷铸快速凝固工艺制备直径为2~3 mm的棒状非晶合金样品.为了叙述方便，将四种合金样品分别记为Fe0、Fe0.8、Fe1.2和Fe1.6. ...
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Fig.1![]()
<strong>1 </strong>实验方法将纯度不低于99.95%的Cu、Zr、Al和Fe按名义成分(原子分数)Cu(47.8－x)Zr46.2Al6Fex(x=0, 0.8, 1.2, 1.6)配料，在高纯氩气保护下用电弧熔炼制取母合金锭，至少熔炼四遍以确保成分均匀.用铜模喷铸快速凝固工艺制备直径为2~3 mm的棒状非晶合金样品.为了叙述方便，将四种合金样品分别记为Fe0、Fe0.8、Fe1.2和Fe1.6. ...
A microscopic mechanism for steady state inhomogeneous flow in metallic glasses
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1977
... 图4给出了直径为2 mm的Fe0、Fe0.8和Fe1.2块体样品的室温压缩应力-应变曲线.可以看出，在静载荷的作用下三种非晶合金样品均表现出较大的弹性极限(~2%)，其中样品Fe0达到屈服点后迅速失效，基本上没有产生塑性应变.Fe含量提高到0.8%的非晶合金，其屈服强度和塑性应变分别为1832 MPa和4.59%(表2).随着Fe含量提高到1.2%非晶合金的塑性变形能力明显提高，其屈服强度和塑性应变分别为1760 MPa和7.23%.在塑性变形初期，合金出现表现出一定的加工硬化现象.不同于传统晶态金属，非晶合金不存在位错、晶界等晶体缺陷，其塑性变形主要通过剪切带的形成和扩展实现[17, 18].产生这种现象的原因是，在压缩过程中样品与压头之间产生的摩擦力导致更高流变应力的产生[19].还能观察到，在两种合金的应力-应变曲线中都表现出了明显的锯齿状流变行为.非晶合金材料的锯齿流变行为与剪切带的形核和扩展密切有关，而后者决定了合金的室温塑性变形能力[20, 21].随着锯齿流动的出现，样品中产生的大量剪切带使材料具有良好的室温塑性，可避免沿单一的剪切带发生灾难性的破坏.图4b给出了图4a中区域“I”放大后展现的锯齿流变行为.可以看出，锯齿的应力跌幅范围为10~40 MPa.每个锯齿由两部分组成：代表弹性能积累的应力上升(Elastic loading)和代表应变能量释放的快速应力跌落(Stress drop).锯齿的大小随着非晶合金变形量的增加而逐渐变大，使锯齿行为的出现更加困难.需要指出的是，紫色箭头所指的一些微小锯齿是压缩过程中压头的震动引起的，因此后文不计应力跌幅小于5 MPa的锯齿. ...
Plastic deformation in metallic glasses
1
1979
... 图4给出了直径为2 mm的Fe0、Fe0.8和Fe1.2块体样品的室温压缩应力-应变曲线.可以看出，在静载荷的作用下三种非晶合金样品均表现出较大的弹性极限(~2%)，其中样品Fe0达到屈服点后迅速失效，基本上没有产生塑性应变.Fe含量提高到0.8%的非晶合金，其屈服强度和塑性应变分别为1832 MPa和4.59%(表2).随着Fe含量提高到1.2%非晶合金的塑性变形能力明显提高，其屈服强度和塑性应变分别为1760 MPa和7.23%.在塑性变形初期，合金出现表现出一定的加工硬化现象.不同于传统晶态金属，非晶合金不存在位错、晶界等晶体缺陷，其塑性变形主要通过剪切带的形成和扩展实现[17, 18].产生这种现象的原因是，在压缩过程中样品与压头之间产生的摩擦力导致更高流变应力的产生[19].还能观察到，在两种合金的应力-应变曲线中都表现出了明显的锯齿状流变行为.非晶合金材料的锯齿流变行为与剪切带的形核和扩展密切有关，而后者决定了合金的室温塑性变形能力[20, 21].随着锯齿流动的出现，样品中产生的大量剪切带使材料具有良好的室温塑性，可避免沿单一的剪切带发生灾难性的破坏.图4b给出了图4a中区域“I”放大后展现的锯齿流变行为.可以看出，锯齿的应力跌幅范围为10~40 MPa.每个锯齿由两部分组成：代表弹性能积累的应力上升(Elastic loading)和代表应变能量释放的快速应力跌落(Stress drop).锯齿的大小随着非晶合金变形量的增加而逐渐变大，使锯齿行为的出现更加困难.需要指出的是，紫色箭头所指的一些微小锯齿是压缩过程中压头的震动引起的，因此后文不计应力跌幅小于5 MPa的锯齿. ...
Effect of friction on uniaxial compression of bread dough
1
2005
... 图4给出了直径为2 mm的Fe0、Fe0.8和Fe1.2块体样品的室温压缩应力-应变曲线.可以看出，在静载荷的作用下三种非晶合金样品均表现出较大的弹性极限(~2%)，其中样品Fe0达到屈服点后迅速失效，基本上没有产生塑性应变.Fe含量提高到0.8%的非晶合金，其屈服强度和塑性应变分别为1832 MPa和4.59%(表2).随着Fe含量提高到1.2%非晶合金的塑性变形能力明显提高，其屈服强度和塑性应变分别为1760 MPa和7.23%.在塑性变形初期，合金出现表现出一定的加工硬化现象.不同于传统晶态金属，非晶合金不存在位错、晶界等晶体缺陷，其塑性变形主要通过剪切带的形成和扩展实现[17, 18].产生这种现象的原因是，在压缩过程中样品与压头之间产生的摩擦力导致更高流变应力的产生[19].还能观察到，在两种合金的应力-应变曲线中都表现出了明显的锯齿状流变行为.非晶合金材料的锯齿流变行为与剪切带的形核和扩展密切有关，而后者决定了合金的室温塑性变形能力[20, 21].随着锯齿流动的出现，样品中产生的大量剪切带使材料具有良好的室温塑性，可避免沿单一的剪切带发生灾难性的破坏.图4b给出了图4a中区域“I”放大后展现的锯齿流变行为.可以看出，锯齿的应力跌幅范围为10~40 MPa.每个锯齿由两部分组成：代表弹性能积累的应力上升(Elastic loading)和代表应变能量释放的快速应力跌落(Stress drop).锯齿的大小随着非晶合金变形量的增加而逐渐变大，使锯齿行为的出现更加困难.需要指出的是，紫色箭头所指的一些微小锯齿是压缩过程中压头的震动引起的，因此后文不计应力跌幅小于5 MPa的锯齿. ...
Origin of intermittent plastic flow and instability of shear band sliding in bulk metallic glasses
1
2013
... 图4给出了直径为2 mm的Fe0、Fe0.8和Fe1.2块体样品的室温压缩应力-应变曲线.可以看出，在静载荷的作用下三种非晶合金样品均表现出较大的弹性极限(~2%)，其中样品Fe0达到屈服点后迅速失效，基本上没有产生塑性应变.Fe含量提高到0.8%的非晶合金，其屈服强度和塑性应变分别为1832 MPa和4.59%(表2).随着Fe含量提高到1.2%非晶合金的塑性变形能力明显提高，其屈服强度和塑性应变分别为1760 MPa和7.23%.在塑性变形初期，合金出现表现出一定的加工硬化现象.不同于传统晶态金属，非晶合金不存在位错、晶界等晶体缺陷，其塑性变形主要通过剪切带的形成和扩展实现[17, 18].产生这种现象的原因是，在压缩过程中样品与压头之间产生的摩擦力导致更高流变应力的产生[19].还能观察到，在两种合金的应力-应变曲线中都表现出了明显的锯齿状流变行为.非晶合金材料的锯齿流变行为与剪切带的形核和扩展密切有关，而后者决定了合金的室温塑性变形能力[20, 21].随着锯齿流动的出现，样品中产生的大量剪切带使材料具有良好的室温塑性，可避免沿单一的剪切带发生灾难性的破坏.图4b给出了图4a中区域“I”放大后展现的锯齿流变行为.可以看出，锯齿的应力跌幅范围为10~40 MPa.每个锯齿由两部分组成：代表弹性能积累的应力上升(Elastic loading)和代表应变能量释放的快速应力跌落(Stress drop).锯齿的大小随着非晶合金变形量的增加而逐渐变大，使锯齿行为的出现更加困难.需要指出的是，紫色箭头所指的一些微小锯齿是压缩过程中压头的震动引起的，因此后文不计应力跌幅小于5 MPa的锯齿. ...
Plasticity of ductile metallic glasses: a self-organized critical state
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2010
... 图4给出了直径为2 mm的Fe0、Fe0.8和Fe1.2块体样品的室温压缩应力-应变曲线.可以看出，在静载荷的作用下三种非晶合金样品均表现出较大的弹性极限(~2%)，其中样品Fe0达到屈服点后迅速失效，基本上没有产生塑性应变.Fe含量提高到0.8%的非晶合金，其屈服强度和塑性应变分别为1832 MPa和4.59%(表2).随着Fe含量提高到1.2%非晶合金的塑性变形能力明显提高，其屈服强度和塑性应变分别为1760 MPa和7.23%.在塑性变形初期，合金出现表现出一定的加工硬化现象.不同于传统晶态金属，非晶合金不存在位错、晶界等晶体缺陷，其塑性变形主要通过剪切带的形成和扩展实现[17, 18].产生这种现象的原因是，在压缩过程中样品与压头之间产生的摩擦力导致更高流变应力的产生[19].还能观察到，在两种合金的应力-应变曲线中都表现出了明显的锯齿状流变行为.非晶合金材料的锯齿流变行为与剪切带的形核和扩展密切有关，而后者决定了合金的室温塑性变形能力[20, 21].随着锯齿流动的出现，样品中产生的大量剪切带使材料具有良好的室温塑性，可避免沿单一的剪切带发生灾难性的破坏.图4b给出了图4a中区域“I”放大后展现的锯齿流变行为.可以看出，锯齿的应力跌幅范围为10~40 MPa.每个锯齿由两部分组成：代表弹性能积累的应力上升(Elastic loading)和代表应变能量释放的快速应力跌落(Stress drop).锯齿的大小随着非晶合金变形量的增加而逐渐变大，使锯齿行为的出现更加困难.需要指出的是，紫色箭头所指的一些微小锯齿是压缩过程中压头的震动引起的，因此后文不计应力跌幅小于5 MPa的锯齿. ...
Temperature rise at shear bands in metallic glasses
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2006
... 图5a和b分别给出了Fe0.8和Fe1.2块体非晶合金样品在应变范围为1.87%~6.46%和1.95%~9.18%应力下降幅度的百分比.可以看出，虽然样品Fe0.8和Fe1.2的室温压缩塑性差异较大，但是二者的应力下降范围相同(均为5~60 MPa).其中Fe0.8的应力下降幅度低于30 MPa的占52%，而Fe1.2非晶合金应力下降幅度低于30 MPa的只占42%.可计算出Fe0.8和Fe1.2的平均应力下降幅度分别为31 MPa和29 MPa，表明在室温塑性变形过程中Fe1.2的小锯齿流动事件的总量比Fe0.8的低.根据绝热剪切模型[22]，塑性应变产生的热效应导致塑性应变过程的应力集中，即处于绝热环境中的剪切带在断裂的瞬间较大的塑性变形使局部温度达到玻璃转变温度或熔化温度，导致合金软化产生绝热剪切断裂.在绝热剪切假设的基础上，弹性能释放密度可写成[23] ...
Shear stability of metallic glasses
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2011
... 图5a和b分别给出了Fe0.8和Fe1.2块体非晶合金样品在应变范围为1.87%~6.46%和1.95%~9.18%应力下降幅度的百分比.可以看出，虽然样品Fe0.8和Fe1.2的室温压缩塑性差异较大，但是二者的应力下降范围相同(均为5~60 MPa).其中Fe0.8的应力下降幅度低于30 MPa的占52%，而Fe1.2非晶合金应力下降幅度低于30 MPa的只占42%.可计算出Fe0.8和Fe1.2的平均应力下降幅度分别为31 MPa和29 MPa，表明在室温塑性变形过程中Fe1.2的小锯齿流动事件的总量比Fe0.8的低.根据绝热剪切模型[22]，塑性应变产生的热效应导致塑性应变过程的应力集中，即处于绝热环境中的剪切带在断裂的瞬间较大的塑性变形使局部温度达到玻璃转变温度或熔化温度，导致合金软化产生绝热剪切断裂.在绝热剪切假设的基础上，弹性能释放密度可写成[23] ...
Localized heating during serrated plastic flow in bulk metallic glasses
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2001
... 因此，剪切带较多的Fe1.2在机械加载中表现出更好的塑性变形能力.图6c、d分别给出了Fe0.8和Fe1.2的压缩断口形貌.Fe0.8的断口由发育良好的脉络状花样构成，这种花样沿着剪切变形的方向扩展并占据样品断口表面(图6c).形成这种脉络花样的原因是，在压缩变形过程中剪切带内积累的高弹性能瞬间释放，使主剪切带内局部区域熔化[24,25].对于压缩塑性较好的Fe1.2，除了主要的脉络状花样(I)外，在其断口表面还发现间歇性平滑区(II)和河流状花样(III)，如图6d所示.间歇性平滑区的出现，可能是剪切带快速扩展的结果.同时，在局部区域也能观察到条纹状，其外观与造岩矿物韧性剪切带相似[26].其原因是，材料剪切软化到半流体状态出现了准粘性流动.同时，在断口边缘附近还可见少量河流状花样.产生这种花样的原因是，在垂直和平行两个方向上容纳应变的显著差异使二次剪切带容易在断裂前的不稳定处分离. ...
Test environments and mechanical properties of Zr-base bulk amorphous alloys
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1998
... 因此，剪切带较多的Fe1.2在机械加载中表现出更好的塑性变形能力.图6c、d分别给出了Fe0.8和Fe1.2的压缩断口形貌.Fe0.8的断口由发育良好的脉络状花样构成，这种花样沿着剪切变形的方向扩展并占据样品断口表面(图6c).形成这种脉络花样的原因是，在压缩变形过程中剪切带内积累的高弹性能瞬间释放，使主剪切带内局部区域熔化[24,25].对于压缩塑性较好的Fe1.2，除了主要的脉络状花样(I)外，在其断口表面还发现间歇性平滑区(II)和河流状花样(III)，如图6d所示.间歇性平滑区的出现，可能是剪切带快速扩展的结果.同时，在局部区域也能观察到条纹状，其外观与造岩矿物韧性剪切带相似[26].其原因是，材料剪切软化到半流体状态出现了准粘性流动.同时，在断口边缘附近还可见少量河流状花样.产生这种花样的原因是，在垂直和平行两个方向上容纳应变的显著差异使二次剪切带容易在断裂前的不稳定处分离. ...
On mylonites in ductile shear zones
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1980
... 因此，剪切带较多的Fe1.2在机械加载中表现出更好的塑性变形能力.图6c、d分别给出了Fe0.8和Fe1.2的压缩断口形貌.Fe0.8的断口由发育良好的脉络状花样构成，这种花样沿着剪切变形的方向扩展并占据样品断口表面(图6c).形成这种脉络花样的原因是，在压缩变形过程中剪切带内积累的高弹性能瞬间释放，使主剪切带内局部区域熔化[24,25].对于压缩塑性较好的Fe1.2，除了主要的脉络状花样(I)外，在其断口表面还发现间歇性平滑区(II)和河流状花样(III)，如图6d所示.间歇性平滑区的出现，可能是剪切带快速扩展的结果.同时，在局部区域也能观察到条纹状，其外观与造岩矿物韧性剪切带相似[26].其原因是，材料剪切软化到半流体状态出现了准粘性流动.同时，在断口边缘附近还可见少量河流状花样.产生这种花样的原因是，在垂直和平行两个方向上容纳应变的显著差异使二次剪切带容易在断裂前的不稳定处分离. ...
Extraordinary plasticity of ductile bulk metallic glasses
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2006
... 纯非晶合金材料出现大塑性变形现象，可能与以下因素有关：1) 变形过程中的原位纳米化[27]；2)出现相分离复合材料结构[28]；3)基体中产生大量的自由体积[29,30].图7a给出了变形后Fe1.2的HRTEM照片.可以看出，合金的微观结构类似迷宫图案呈各向同性，没有任何晶格条纹的迹象，是典型的非晶态材料结构.同时，在相应的FFT图像中也没有斑点(图7b)，进一步证实这种合金在压缩塑性变形过程中没有产生纳米晶.因此，根据HRTEM的结果，Fe1.2块体非晶合金较大的塑性不能归因于在快速凝固过程中原位形成的纳米颗粒、形变诱导纳米晶化或出现液相分离形成的复合材料结构.有研究表明：块体非晶合金室温塑性的改善可能源于随机分布的自由体积[31].根据传统力学理论，非晶合金的塑性变形是通过剪切转变区的形成和协同剪切实现的.屈服时自由体积比较多的部位较大的弹性应变，在很大程度上促进了剪切转变区的萌生.因此，热激活的剪切转变区优先在自由体积比较多的部位形核.Eckert等认为[32]，玻璃转变前的焓变可表征自由体积的湮灭，也就是结构驰豫，自由体积的变化正比于结构弛豫焓，即 ...
Phase-separation-enhanced plasticity in a Cu47.2Zr46.5Al5.5Nb0.8 bulk metallic glass
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2014
... 纯非晶合金材料出现大塑性变形现象，可能与以下因素有关：1) 变形过程中的原位纳米化[27]；2)出现相分离复合材料结构[28]；3)基体中产生大量的自由体积[29,30].图7a给出了变形后Fe1.2的HRTEM照片.可以看出，合金的微观结构类似迷宫图案呈各向同性，没有任何晶格条纹的迹象，是典型的非晶态材料结构.同时，在相应的FFT图像中也没有斑点(图7b)，进一步证实这种合金在压缩塑性变形过程中没有产生纳米晶.因此，根据HRTEM的结果，Fe1.2块体非晶合金较大的塑性不能归因于在快速凝固过程中原位形成的纳米颗粒、形变诱导纳米晶化或出现液相分离形成的复合材料结构.有研究表明：块体非晶合金室温塑性的改善可能源于随机分布的自由体积[31].根据传统力学理论，非晶合金的塑性变形是通过剪切转变区的形成和协同剪切实现的.屈服时自由体积比较多的部位较大的弹性应变，在很大程度上促进了剪切转变区的萌生.因此，热激活的剪切转变区优先在自由体积比较多的部位形核.Eckert等认为[32]，玻璃转变前的焓变可表征自由体积的湮灭，也就是结构驰豫，自由体积的变化正比于结构弛豫焓，即 ...
New class of plastic bulk metallic glass
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2008
... 纯非晶合金材料出现大塑性变形现象，可能与以下因素有关：1) 变形过程中的原位纳米化[27]；2)出现相分离复合材料结构[28]；3)基体中产生大量的自由体积[29,30].图7a给出了变形后Fe1.2的HRTEM照片.可以看出，合金的微观结构类似迷宫图案呈各向同性，没有任何晶格条纹的迹象，是典型的非晶态材料结构.同时，在相应的FFT图像中也没有斑点(图7b)，进一步证实这种合金在压缩塑性变形过程中没有产生纳米晶.因此，根据HRTEM的结果，Fe1.2块体非晶合金较大的塑性不能归因于在快速凝固过程中原位形成的纳米颗粒、形变诱导纳米晶化或出现液相分离形成的复合材料结构.有研究表明：块体非晶合金室温塑性的改善可能源于随机分布的自由体积[31].根据传统力学理论，非晶合金的塑性变形是通过剪切转变区的形成和协同剪切实现的.屈服时自由体积比较多的部位较大的弹性应变，在很大程度上促进了剪切转变区的萌生.因此，热激活的剪切转变区优先在自由体积比较多的部位形核.Eckert等认为[32]，玻璃转变前的焓变可表征自由体积的湮灭，也就是结构驰豫，自由体积的变化正比于结构弛豫焓，即 ...
Unusual compressive plasticity of a centimeter-diameter Zr-based bulk metallic glass with high Zr content
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2010
... 纯非晶合金材料出现大塑性变形现象，可能与以下因素有关：1) 变形过程中的原位纳米化[27]；2)出现相分离复合材料结构[28]；3)基体中产生大量的自由体积[29,30].图7a给出了变形后Fe1.2的HRTEM照片.可以看出，合金的微观结构类似迷宫图案呈各向同性，没有任何晶格条纹的迹象，是典型的非晶态材料结构.同时，在相应的FFT图像中也没有斑点(图7b)，进一步证实这种合金在压缩塑性变形过程中没有产生纳米晶.因此，根据HRTEM的结果，Fe1.2块体非晶合金较大的塑性不能归因于在快速凝固过程中原位形成的纳米颗粒、形变诱导纳米晶化或出现液相分离形成的复合材料结构.有研究表明：块体非晶合金室温塑性的改善可能源于随机分布的自由体积[31].根据传统力学理论，非晶合金的塑性变形是通过剪切转变区的形成和协同剪切实现的.屈服时自由体积比较多的部位较大的弹性应变，在很大程度上促进了剪切转变区的萌生.因此，热激活的剪切转变区优先在自由体积比较多的部位形核.Eckert等认为[32]，玻璃转变前的焓变可表征自由体积的湮灭，也就是结构驰豫，自由体积的变化正比于结构弛豫焓，即 ...
The effect of nanocrystallization and free volume on the room temperature plasticity of Zr-based bulk metallic glasses
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2008
... 纯非晶合金材料出现大塑性变形现象，可能与以下因素有关：1) 变形过程中的原位纳米化[27]；2)出现相分离复合材料结构[28]；3)基体中产生大量的自由体积[29,30].图7a给出了变形后Fe1.2的HRTEM照片.可以看出，合金的微观结构类似迷宫图案呈各向同性，没有任何晶格条纹的迹象，是典型的非晶态材料结构.同时，在相应的FFT图像中也没有斑点(图7b)，进一步证实这种合金在压缩塑性变形过程中没有产生纳米晶.因此，根据HRTEM的结果，Fe1.2块体非晶合金较大的塑性不能归因于在快速凝固过程中原位形成的纳米颗粒、形变诱导纳米晶化或出现液相分离形成的复合材料结构.有研究表明：块体非晶合金室温塑性的改善可能源于随机分布的自由体积[31].根据传统力学理论，非晶合金的塑性变形是通过剪切转变区的形成和协同剪切实现的.屈服时自由体积比较多的部位较大的弹性应变，在很大程度上促进了剪切转变区的萌生.因此，热激活的剪切转变区优先在自由体积比较多的部位形核.Eckert等认为[32]，玻璃转变前的焓变可表征自由体积的湮灭，也就是结构驰豫，自由体积的变化正比于结构弛豫焓，即 ...
Correlation between enthalpy change and free volume reduction during structural relaxation of Zr55Cu30Al10-Ni5 metallic glass
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2004
... 纯非晶合金材料出现大塑性变形现象，可能与以下因素有关：1) 变形过程中的原位纳米化[27]；2)出现相分离复合材料结构[28]；3)基体中产生大量的自由体积[29,30].图7a给出了变形后Fe1.2的HRTEM照片.可以看出，合金的微观结构类似迷宫图案呈各向同性，没有任何晶格条纹的迹象，是典型的非晶态材料结构.同时，在相应的FFT图像中也没有斑点(图7b)，进一步证实这种合金在压缩塑性变形过程中没有产生纳米晶.因此，根据HRTEM的结果，Fe1.2块体非晶合金较大的塑性不能归因于在快速凝固过程中原位形成的纳米颗粒、形变诱导纳米晶化或出现液相分离形成的复合材料结构.有研究表明：块体非晶合金室温塑性的改善可能源于随机分布的自由体积[31].根据传统力学理论，非晶合金的塑性变形是通过剪切转变区的形成和协同剪切实现的.屈服时自由体积比较多的部位较大的弹性应变，在很大程度上促进了剪切转变区的萌生.因此，热激活的剪切转变区优先在自由体积比较多的部位形核.Eckert等认为[32]，玻璃转变前的焓变可表征自由体积的湮灭，也就是结构驰豫，自由体积的变化正比于结构弛豫焓，即 ...
