一类可铸造形成厘米尺度非晶态块体材料的镁合金.pdf

本发明提供了一类可以形成厘米尺度非晶态块体材料的镁合金，其特征在于，合金成分的表达式为：Mga (Cu1－xAgx) bTyRcXz，其中a，b，y，c，z为原子百分比，T选自Ni、Zn、Pd中的至少一种元素，R选自Y、Gd、Nd、Mm中的至少一种元素，X选自Zr、Nb、Cr中的至少一种元素，a＝45～65％，(b+y)＝25～45％，(c+

1.  一类易于通过熔体铜模浇铸形成非品态结构的镁合金，其成分表达式为：Mg_a(Cu_1-xAg_x)_bR_c，其中a，b，c为原子百分比，R为元素Y、Gd、Nd、Mm(Mm为混合稀土)中的至少一种，a＝45～65％，b＝25～45％，c＝8～15％，a+b+c＝100％，x＝0.01～0.5。

2.  一类易于通过熔体铜模浇铸形成非晶态结构的镁合金，其成分表达式为：Mg_a(Cu_1-xAg_x)_bT_yR_c，其中a，b，c，y为原子百分比，T为元素Ni、Zn、Pd中的至少一种，R为元素Y、Gd、Nd、Mm中的至少一种，a＝45～65％，(b+y)＝25～45％，c＝8～15％，a+b+y+c＝100％，x＝0.01～0.5，y≤5％。

3.  一类易于通过熔体铜模浇铸形成非晶态结构的镁合金，其成分表达式为：Mg_a(Cu_1-xAg_x)_bR_cX_z，其中a，b，c，z为原子百分比，R为元素Y、Gd、Nd、Mm中的至少一种，X为元素Zr、Nb、Cr中的至少一种，a＝45～65％，b＝25～45％，(c+z)＝8～15％，a+b+c+z＝100％，x＝0.01～0.5，z≤2％。

4.  一类易于通过熔体铜模浇铸形成非晶态结构的镁合金，其成分表达式为：Mg_a(Cu_1-xAg_x)_bT_yR_cX_z，其中a，b，y，c，z为原子百分比，T为元素Ni、Zn、Pd中的至少一种，R为元素Y、Gd、Nd、Mm中的至少一种，X为元素Zr、Nb、Cr中的至少一种，a＝45～65％，(b+y)＝25～45％，(c+z)＝8～15％，a+b+y+c+z＝100％，x＝0.01～0.5，y≤5％，z≤2％。

一类可铸造形成厘米尺度非晶态块体材料的镁合金
技术领域：
本发明涉及非晶态合金(或金属玻璃)，特别提供了一类可采用铜模铸造形成厘米尺度非晶态块体材料的镁合金
背景技术：
相对于普通的多晶体金属材料而言，非晶态合金(亦称金属玻璃)的主要结构特征为原子排列没有长周期的有序度，也没有晶界。因此具有高强度、耐腐蚀、各向同性等优异的性能。在汽车、飞行器、微型机械、微电子、体育用品、精密仪器、防盗设备、能量转换、医用材料等领域具有广泛的应用前景。普通的金属与合金从液态冷却时将发生结晶，凝固成多晶体结构的材料。非晶态合金通常是将合金熔体冷却至低于它的玻璃转变温度(一般用T_g表示)，避免发生明显的晶体形核与结晶，从而凝固形成非晶态(或玻璃态)结构的金属材料。
自20世纪60年代起，人们发现某些合金如果以足够快的冷却速率冷却时可以产生过冷(低于熔点温度仍不发生结晶)，在室温下仍保持为极度粘滞的液相或者是玻璃相。所需的典型冷却速率大约为10⁴K/秒至10⁶K/秒。为了实现这样快的冷却速率，需要将少量的合金熔体与保持在室温附近的导热基板(如铜板)相接触。制约非晶态材料尺度的原因主要是由于必须以足够快的速率抽取热量以抑制结晶过程。因此，以前发展的大多数非晶态合金只能够得到粉末、薄带、细丝、薄片等形态，这些粉末、薄带、细丝、薄片可通过将合金熔体喷射在快速转动的冷却铜辊上、滴落在冷却的金属锤砧之间或者是将冷却的基板快速移动通过狭窄的喷嘴等方法来获得。
合金熔体冷却时抵抗结晶的能力表现为熔体冷却形成非晶态所需临界冷却速率的大小。为了便于更广泛的实际生产或者应用，抑制结晶发生所需要的理想冷却速率为10^-1～10²K/秒数量级或者更低。随着合金本身临界冷却速率的降低，人们可以制备出具有更大横截面的非晶态部件。这样的合金在加热至过冷液态时能够有充分的时间进行工业规模的加工处理，而不发生结晶。临界冷却速率大致与块体材料几何尺寸的平方成反比，即：
R c = 10 t 2 . ]]>其中R_c表示临界冷却速率(单位为K/秒)，t表示厚度(以厘米为单位)。R_c越小，t越大。近年来，人们相继在锆基、钯基、铂基、钇基、钙基、铁基、铜基、镧基、钕基等为主要元素的合金中发现了可以用铜模铸造形成厘米量级厚度或直径的块体非晶态合金。这些合金的玻璃形成临界速率在数量级上小于10K/秒。
通常，合金的本征非晶形成能力以及合金熔体的热稳定性主要依赖于合金的化学成分，而且对成分的变化十分敏感。有些情况下，元素含量1％(原子百分数)的变化可导致非晶形成能力的大幅度变化。合金成分的复杂化或多元化(即由多种合金元素组成)可以改进提高合金的本征玻璃形成能力，降低玻璃形成的临界冷却速率。对于镁合金来说，现已发现Mg-Zn(Ga、Gd)等二元合金，Mg-Zn(Sn)-Ga、Mg-Zn-Au、Mg-Cu-Ca、Mg-TM-X(TM为Cu或Ni)，X为Sn、Si、Ge、Zn、Sb、Bi或In)、Mg-TM-RE(TM为Cu或Ni，RE为稀土Y、Gd、Nd、La、Ce或Te)、Mg-TM-AE(TM为Cu或Ni，AE为碱土Ca、Sr或Ba)等三元合金，Mg-Cu-Zn(Al，Ag，Li)-Y等四元合金在某些特定的成分范围可由熔体冷却形成非晶态合金。不同合金形成非晶态的临界冷却速率差异很大，范围从10⁶K/秒数量级至50K/秒数量级。三元以上合金的玻璃形成临界冷却速率明显低于二元合金，具有更强的非晶形成能力。例如，Mg₆₅Cu₂₀Zn₅Y₁₀(下标为原子百分比)合金可采用铜镆浇铸形成直径为6mm的金属玻璃圆棒。
镁的密度仅为1.738克/立方厘米。镁合金是实际应用中最轻的金属结构材料。与其它普通的金属结构材料和工程塑料相比，镁合金具有很多优良的特性：如密度低、比强度高、机械加工性能优良、铸造性和阻尼减震性好、热导率高、尺寸稳定性高、电磁屏蔽性能优良、美观、易于回收利用等。镁在地壳中的含量相当丰富，而且具有很高的回收率。镁合金也因此被誉为“21世纪的绿色工程材料”。鉴于这些特点，镁合金在汽车、通信、电子、电器、航空、航天、交通、冶金、化学、电化学等行业中都有广泛的应用需求。
非晶态镁合金具有很高的强度，其屈服强度约为600～800兆帕，是普通多晶体铸造镁合金的2至4倍，几乎可以同钢铁材料相媲美，但密度为3～4克/立方厘米，因此具有很高的比强度，作为结构材料可具有明显的减重效果，具有强非晶形成能力的镁合金可用于制备更大几何尺寸的棒材、板材或直接铸造成零部件，满足更为广泛的应用需求。
发明内容：
本发明将提供一类易于制备成为非晶态结构的镁合金，用普通铜模浇铸的方法即可形成厘米尺度的非晶态块体材料或者零部件。这类材料具有高强度、低密度、高比强度的特点。
本发明提供一类可采用铜模浇铸形成非晶态结构的多组元镁合金，其合金成分的表达式为：Mg_a(Cu_1-xAg_x)_bR_c。其中a，b，c为原子百分比，R为元素Y、Gd、Nd、Mm中的至少一种，a＝45～65％，b＝25～45％，c＝8～15％，a+b+c＝100％，x＝0.01～0.5。在此成分范围的合金熔体浇铸至铜模内腔后，可形成非晶态结构的块体材料或者零部件。
本发明提供一类可采用铜模浇铸形成非晶态结构的多组元镁合金，其合金成分的表达式为：Mg_a(Cu_1-xAg_x)_bT_yR_c。其中a，b，c，y为原子百分比，T为元素Ni、Zn、Pd中的至少一种，R为元素Y、Gd、Nd、Mm中地至少一种，a＝45～65％，(b+y)＝25～45％，c＝8～15％，a+b+y+c＝100％，x＝0.01～0.5，y≤5％。在此成分范围的合金熔体浇铸至铜模内腔后，可形成非晶态结构的块体材料或者零部件。
本发明提供一类可采用铜模浇铸形成非晶态结构的多组元镁合金，其合金成分的表达式为：Mg_a(Cu_1-xAg_x)_bR_cX_z，其中a，b，c，z为原子百分比，R为元素Y、Gd、Nd、Mm中的至少一种，X为元素Zr、Nb、Cr中的至少一种，a＝45～65％，b＝25～45％，(c+z)＝8～15％，a+b+c+z＝100％，x＝0.01～0.5，z≤2％。在此成分范围的合金熔体浇铸至铜模内腔后，可形成非晶态结构的块体材料或者零部件。
本发明提供一类可采用铜模浇铸形成非晶态结构的多组元镁合金，其合金成分的表达式为：Mg_a(Cu_1-xAg_x)_bT_yR_cX_z，其中a，b，y，c，z为原子百分比，T为元素Ni、Zn、Pd中的至少一种，R为元素Y、Gd、Nd、Mm中的至少一种，X为元素Zr、Nb、Cr中的至少一种，a＝45～65％，(b+y)＝25～45％，(c+z)＝8～15％，a+b+y+c+z＝100％，x＝0.01～0.5，y≤5％，z≤2％。在此成分范围的合金熔体浇铸至铜模内腔后，可形成非晶态结构的块体材料或者零部件。
本发明的多组元非晶态镁合金中，氧含量最好不超过0.1％(重量百分比)。
本发明提供的多组元镁合金具有很好的非晶形成能力，经熔体铜模浇铸可形成非晶态结构的块体材料。铸件的几何形状取决于熔体浇铸所使用的铜模内腔设计，可以为圆柱体、棱柱、薄板、多面体等形状的零部件，铜模质量不小于15千克，以保证具有足够大的热容吸收熔体的热量，降低浇铸后熔体冷却导致的铜模温升。模具的温升应低于5℃。在使用圆柱形内腔的模具条件下，合金形成完全非晶态结构块体的临界厚度(或直径)为0.4～2.5厘米。不同成分的合金形成非晶态块体材料的临界尺寸不同。在均形成非晶态合金的前提下，合金的抗氧化能力、耐蚀性、韧性和热稳定性略有不同。
本发明提供的多组元非晶态镁合金的基本制备过程如下：按照给出的合金成分表达式，分两步熔炼制备母合金，先将Cu、Ag、Ni、Y、Gd等高熔点组元的块体材料在真空电弧炉的水冷铜坩埚中反复熔炼为中间合金，以降低与低熔点组元之间的熔点差异。然后，再将中间合金与Mg、Zn等低熔点元素的块体材料放置于一起，用真空感应熔炼的方法熔炼成母合金。每一步骤的熔炼需反复数次，以保证合金成分的均匀，制备后的母合金再经感应加热或电阻加热重熔后，浇入铜模冷却至室温，即形成所需的块体材料或零部件。也可将母合金利用挤压铸造技术制备成零部件。
本发明提供的非晶态镁合金，其轴向压缩断裂强度可达到650～850兆帕。铸件内如有少量气孔，可导致强度下降。
为了保证由熔体冷却形成非晶态，本发明所提供的合金，Mg含量不能低于45％，也不能超过65％。这一范围之外的Mg含量将导致合金非晶形成能力下降，不能在较低的冷却速率下获得非晶态的合金，无法制备出厚度超过3毫米的、均匀的非晶态块体材料或者零部件。由于Mg元素易于挥发，在合金配置过程中应根据实际条件适量增加些(不超过5％)作为补偿，成分的偏差应不超过1％(原子百分数)。合金中Cu和Ag元素的作用为提高非晶形成能力，(Cu+Ag)的总含量不能高于40％，否则在熔体冷却过程中易于析出金属间化合物晶体而不能形成单一、均匀的非晶态结构。合金中R(Y、Gd、Nd、Mm)元素的作用是提高非晶形成能力和吸收气相杂质元素(如氧)，R含量不能低于8％，也不能超过15％。T(Ni、Zn、Pd)元素可以增强合金的非晶形成能力，其含量不超过5％。X(Zr、Nb、Cr)元素可以提供合金的韧性，但会使合金的非晶形成能力略有下降或者是组织结构的不均匀，其含量不能超过2％。
本发明提供的多组元非晶态镁合金中允许存在有少量杂质，如氢、氧、氮、碳、磷等，杂质元素主要来自于起始材料、合金冶炼过程中的气氛、坩埚材料等。许多合金(如锆基、铁基等)的非晶形成能力对杂质的引入极为敏感，少量的杂质存即可明显地导致合金非晶形成能力的下降。例如，合金中的氧含量超过氧的固溶度，会析出金属氧化物相，成为结晶的形核质点，从而导致过冷熔体稳定性的急剧下降，最终在冷却过程中无法形成非晶态结构。本发明提供合金的主要元素Mg和稀土(如Y、La、Ce、Nd、Sm、Gd、Mm等)是非常活泼的元素，与氧等气相杂质元素具有很强的亲和力，杂质元素的引入在合金的制备与铸造过程中难以避免，但只要适当控制合金成分，少量的镁氧化物和稀土氧化物的存在仍可保证合金具有较好的非晶形成能力。尽管如此，合金中的氧含量不宜超过0.1％(重量百分比)。
根据铜模与熔体接触的热传导能力，薄板或圆棒中心处的冷却速率最低，而与铜模接触的表面冷却最快。因此，整个块体材料能否形成均匀的非晶态结构是由芯部处的冷却速率所限制的。块体材料的厚度(或直径)每增加1个数量级需要将合金的非晶形成临界冷却速率降低约2个数量级。例如，完全为非晶态的厚度大约为1、4和25毫米的圆棒，其临界冷却速率大致分别相当于500、50和10K/秒。许多常见的加工技术均可达到这样的冷却速率，诸如，将合金熔体铸入循环水冷却的铜模来生产厚度大于1毫米的非晶材料的块、板、棒或者近净形零件。本发明提供的合金非晶形成的临界冷却速率(冷却过程中避免结晶所需的最小冷却速率)大约在5～1K/秒，可以采用普通铜模浇铸的方法制备出块、板、棒等多种形状的非晶态材料或零部件。也可将母合金放入在熔化状态下不与合金熔体发生反应的铁管、钼管内(内径为0.5-3厘米)，抽真空密封后，加热至合金熔点以上约100℃，熔化均匀后，淬入水(或盐水等淬火介质)中，得到非晶态块体材料，形成完全非晶材料的临界尺寸要明显大于铜模浇铸的情况。
附图说明：
图1为铜模浇铸制备的铸态非晶态合金圆棒，
a)直径为1.6cm的Mg₅₄Cu_24.5Ag_10.5Y₁₁合金(实施例1)，
b)直径为2.5cm的Mg₅₄Cu_26.5Ag_8.5Gd₁₁合金(实施例4)；
图2为七种合金铜模浇铸圆棒横截面的X-射线衍射谱，
a)Mg₅₄Cu_24.5Ag_10.5Y₁₁，1.6厘米(实施例1)，
b)Mg₆₀Cu₂₅Ag₃Y₁₀Mm₂，1.2厘米(实施例2)，
c)Mg₅₆Cu₂₀Ag₁₁Gd₆Nd₇，1.4厘米(实施例3)，
d)Mg₅₄Cu_26.5Ag_8.5Gd₁₁，2.5厘米(实施例4)，
e)Mg₅₅Cu₂₀Ag₁₀Zn₃Gd₁₂，1.8厘米(实施例5)，
f)Mg₆₁Cu₁₄Ag₁₂Nd₁₂Zr₁，0.8厘米(实施例6)，
g)Mg₅₈Cu₁₈Ag₁₂Ni₂Gd₉Nb₁，0.8厘米(实施例7)；
图3为七种合金铜模浇铸圆棒的连续加热DSC曲线(加热速率为20℃/min)，
a)Mg₅₄Cu_24.5Ag_10.5Y₁₁，1.6厘米(实施例1)，
b)Mg₆₀Cu₂₅Ag₃Y₁₀Mm₂，1.2厘米(实施例2)，
c)Mg₅₆Cu₂₀Ag₁₁Gd₆Nd₇，1.4厘米(实施例3)，
d)Mg₅₄Cu_26.5Ag_8.5Gd₁₁，2.5厘米(实施例4)，
e)Mg₅₅Cu₂₀Ag₁₀Zn₃Gd₁₂，1.8厘米(实施例5)，
f)Mg₆₁Cu₁₄Ag₁₂Nd₁₂Zr₁，0.8厘米(实施例6)，
g)Mg₅₈Cu₁₈Ag₁₂Ni₂Gd₉Nb₁，0.8厘米(实施例7)；
具体实施方式：
实施例1  Mg₅₄Cu_24.5Ag_10.5Y₁₁合金(名义成分为原子百分比，下同)
以市售纯金属Mg、Cu、Ag、Y元素的棒、块、锭、板等块体材料(纯度高于99.5％，重量百分比)为起始材料，首先在经过钛纯化的氩气气氛下电弧熔炼Cu、Ag、Y三元合金作为中间合金，再将Cu、Ag、Y中间合金与Mg元素材料在惰性气氛下感应熔炼成四元母合金锭。母合金锭需反复熔炼数次以保证成分的均匀性。取60克母合金材料放置于石墨坩埚中，在普通电阻炉中加热至580℃熔化后将坩埚移出，倾转倒入铜模中。铜模内腔的几何形状为φ16mm×60mm(可根据需要选择不同的直径和长度或其它几何形状)。熔体冷却后形成直径16mm、长60mm的圆棒，见图1a。圆棒横截面经机械抛光后用于X射线衍射(XRD)分析。在其它条件不变的情况下，改换内腔几何形状为φ4mm×60mm的铜模，浇铸出直径4mm、长60mm的圆棒，用低速金刚石锯从圆棒上截取直径4mm、高8mm的试样，将两端抛光，用于轴向压缩性能测试，加载的应变速率为1×10^-4秒^-1。由应力-应变曲线上测得的压缩断裂强度为820兆帕。自铸态圆棒上取少量试样(约10mg)用于差示扫描量热(DSC)分析，加热速率为20℃/分钟。XRD谱为典型的非晶结构漫散峰，未出现晶体相的衍射峰，说明整个铸态圆棒为单一非晶相，见图2a。DSC曲线可观察到由于玻璃转变引起的放热台阶和晶化转变引起的若干放热反应，见图3a，进一步证实铸态合金为非晶态结构。
实施例2  Mg₆₀Cu₂₅Ag₃Y₁₀Mm₂合金
以市售纯金属Mg、Cu、Ag、Y、Mm元素的棒、块、锭、板等块体材料(纯度高于99.5％，重量百分比)为起始材料，首先在经过钛纯化的氩气气氛下电弧熔炼Cu、Ag、Y、Mm四元合金作为中间合金，再将Cu、Ag、Y、Mm中间合金与Mg元素材料在惰性气氛下感应熔炼成五元母合金锭。母合金锭需反复熔炼数次以保证成分的均匀性。取40克母合金材料放置于石墨坩埚中，在普通电阻炉中加热至580℃熔化后将坩埚移出，翻转倒入铜模中。铜模内腔的几何形状为φ12mm×60mm(可根据需要选择不同的直径和长度或其它几何形状)。熔体冷却后形成直径12mm、长60mm的圆棒。圆棒横截面经机械抛光后用于X射线衍射(XRD)分析。在其它条件不变的情况下，改换内腔几何形状为φ4mm×60mm的铜模，浇铸出直径4mm、长60mm的圆棒，用低速金刚石锯从圆棒上截取直径4mm、高8mm的试样，将两端抛光，用于轴向压缩性能测试，加载的应变速率为1×10^-4秒^-1。由应力-应变曲线上测得的压缩断裂强度为780兆帕。自铸态圆棒上取少量试样(约10mg)用于差示扫描量热(DSC)分析，加热速率为20℃/分钟。XRD谱为典型的非晶结构漫散峰，未出现晶体相的衍射峰，说明整个铸态圆棒为单一非晶相，见图2b。DSC曲线可观察到由于玻璃转变引起的放热台阶和晶化转变引起的若干放热反应，见图3b，进一步证实铸态合金为非晶态结构。
实施例3  Mg₅₆Cu₂₀Ag₁₁Gd₆Nd₇合金
以市售纯金属Mg、Cu、Ag、Gd、Nd元素的棒、块、锭、板等块体材料(纯度高于99.5％，重量百分比)为起始材料，首先在经过钛纯化的氩气气氛下电弧熔炼Cu、Ag、Gd、Nd四元合金作为中间合金，再将Cu、Ag、Gd、Nd中间合金与Mg元素材料在惰性气氛下感应熔炼成五元母合金锭。母合金锭需反复熔炼数次以保证成分的均匀性。取50克母合金材料放置于石墨坩埚中，在普通电阻炉中加热至580℃熔化后将坩埚移出，翻转倒入铜模中。铜模内腔的几何形状为φ14mm×60mm(可根据需要选择不同的直径和长度或其它几何形状)。熔体冷却后形成直径14mm、长60mm的圆棒。圆棒横截面经机械抛光后用于X射线衍射(XRD)分析。在其它条件不变的情况下，改换内腔几何形状为φ4mm×60mm的铜模，浇铸出直径4mm、长60mm的圆棒，用低速金刚石锯从圆棒上截取直径4mm、高8mm的试样，将两端抛光，用于轴向压缩性能测试，加载的应变速率为1×10^-4秒^-1。由应力-应变曲线上测得的压缩断裂强度为810兆帕。自铸态圆棒上取少量试样(约10mg)用于差示扫描量热(DSC)分析，加热速率为20℃/分钟。XRD谱为典型的非晶结构漫散峰，未出现晶体相的衍射峰，说明整个铸态圆棒为单一非晶相，见图2c。DSC曲线可观察到由于玻璃转变引起的放热台阶和晶化转变引起的若干放热反应，见图3c，进一步证实铸态合金为非晶态结构。
实施例4  Mg₅₄Cu_26.5Ag_8.5Gd₁₁
以市售纯金属Mg、Cu、Ag、Gd元素的棒、块、锭、板等块体材料(纯度高于99.5％，重量百分比)为起始材料，首先在经过钛纯化的氩气气氛下电弧熔炼Cu、Ag、Gd三元合金作为中间合金，再将Cu、Ag、Gd中间合金与Mg元素材料在惰性气氛下感应熔炼成四元母合金锭。母合金锭需反复熔炼数次以保证成分的均匀性。取150克母合金材料放置于石墨坩埚中，在普通电阻炉中加热至580℃熔化后将坩埚移出，翻转倒入铜模中。铜模内腔的几何形状为φ25mm×60mm(可根据需要选择不同的直径和长度或其它几何形状)。熔体冷却后形成直径25mm、长60mm的圆棒，见图1b。圆棒横截面经机械抛光后用于X射线衍射(XRD)分析。在其它条件不变的情况下，改换内腔几何形状为φ4mm×60mm的铜模，浇铸出直径4mm、长60mm的圆棒，用低速金刚石锯从圆棒上截取直径4mm、高8mm的试样，将两端抛光，用于轴向压缩性能测试，加载的应变速率为1×10^-4秒^-1。由应力-应变曲线上测得的压缩断裂强度为840兆帕。自铸态圆棒上取少量试样(约10mg)用于差示扫描量热(DSC)分析，加热速率为20℃/分钟。XRD谱为典型的非晶结构漫散峰，未出现晶体相的衍射峰，说明整个铸态圆棒为单一非晶相，见图2d。DSC曲线可观察到由于玻璃转变引起的放热台阶和晶化转变引起的若干放热反应，见图3d，进一步证实铸态合金为非晶态结构。
实施例5  Mg₅₅Cu₂₀Ag₁₀Zn₃Gd₁₂合金
以市售纯金属Mg、Cu、Ag、Zn、Gd元素的棒、块、锭、板等块体材料(纯度高于99.5％，重量百分比)为起始材料，首先在经过钛纯化的氩气气氛下电弧熔炼Cu、Ag、Gd三元合金作为中间合金，再将Cu、Ag、Gd中间合金与Mg、Zn元素材料在惰性气氛下感应熔炼成五元母合金锭。母合金锭需反复熔炼数次以保证成分的均匀性。取90克母合金材料放置于石墨坩埚中，在普通电阻炉中加热至580℃熔化后将坩埚移出，翻转倒入铜模中。铜模内腔的几何形状为φ18mm×60mm(可根据需要选择不同的直径和长度或其它几何形状)。熔体冷却后形成直径18mm、长60mm的圆棒。圆棒横截面经机械抛光后用于X射线衍射(XRD)分析。在其它条件不变的情况下，改换内腔几何形状为φ4mm×60mm的铜模，浇铸出直径4mm、长60mm的圆棒，用低速金刚石锯从圆棒上截取直径4mm、高8mm的试样，将两端抛光，用于轴向压缩性能测试，加载的应变速率为1×10^-4秒^-1。由应力-应变曲线上测得的压缩断裂强度为710兆帕。自铸态圆棒上取少量试样(约10mg)用于差示扫描量热(DSC)分析，加热速率为20℃/分钟。XRD谱为典型的非晶结构漫散峰，未出现晶体相的衍射峰，说明整个铸态圆棒为单一非晶相，见图2e。DSC曲线可观察到由于玻璃转变引起的放热台阶和晶化转变引起的若干放热反应，见图3e，进一步证实铸态合金为非晶态结构。
实施例6  Mg₆₁Cu₁₄Ag₁₂Nd₁₂Zr₁
以市售纯金属Mg、Cu、Ag、Nd、Zr元素的棒、块、锭、板等块体材料(纯度高于99.5％，重量百分比)为起始材料，首先在经过钛纯化的氩气气氛下电弧熔炼Cu、Ag、Nd、Zr四元合金作为中间合金，再将Cu、Ag、Nd、Zr中间合金与Mg元素材料在惰性气氛下感应熔炼成五元母合金锭。母合金锭需反复熔炼数次以保证成分的均匀性。取20克母合金材料放置于石墨坩埚中，在普通电阻炉中加热至580℃熔化后将坩埚移出，翻转倒入铜模中。铜模内腔的几何形状为φ8mm×60mm(可根据需要选择不同的直径和长度或其它几何形状)。熔体冷却后形成直径8mm、长60mm的圆棒。圆棒横截面经机械抛光后用于X射线衍射(XRD)分析。在其它条件不变的情况下，改换内腔几何形状为φ4mm×60mm的铜模，浇铸出直径4mm、长60mm的圆棒，用低速金刚石锯从圆棒上截取直径4mm、高8mm的试样，将两端抛光，用于轴向压缩性能测试，加载的应变速率为1×10^-4秒^-1。由应力-应变曲线上测得的压缩断裂强度为850兆帕。自铸态圆棒上取少量试样(约10mg)用于差示扫描量热(DSC)分析，加热速率为20℃/分钟。XRD谱为典型的非晶结构漫散峰，未出现晶体相的衍射峰，说明整个铸态圆棒为单一非晶相，见图2f。DSC曲线可观察到由于玻璃转变引起的放热台阶和晶化转变引起的若干放热反应，见图3f，进一步证实铸态合金为非晶态结构。
实施例7  Mg₅₈Cu₁₈Ag₁₂Ni₂Gd₉Nb₁
以市售纯金属Mg、Cu、Ag、Ni、Gd、Nb元素的棒、块、锭、板等块体材料(纯度高于99.5％，重量百分比)为起始材料，首先在经过钛纯化的氩气气氛下电弧熔炼Cu、Ag、Ni、Gd、Nb五元合金作为中间合金，再将Cu、Ag、Ni、Gd、Nb中间合金与Mg元素材料在惰性气氛下感应熔炼成六元母合金锭。母合金锭需反复熔炼数次以保证成分的均匀性。取20克母合金材料放置于石墨坩埚中，在普通电阻炉中加热至580℃熔化后将坩埚移出，翻转倒入铜模中。铜模内腔的几何形状为φ8mm×60mm(可根据需要选择不同的直径和长度或其它几何形状)。熔体冷却后形成直径8mm、长60mm的圆棒。圆棒横截面经机械抛光后用于X射线衍射(XRD)分析。在其它条件不变的情况下，改换内腔几何形状为φ4mm×60mm的铜模，浇铸出直径4mm、长60mm的圆棒，用低速金刚石锯从圆棒上截取直径4mm、高8mm的试样，将两端抛光，用于轴向压缩性能测试，加载的应变速率为1×10^-4秒^-1。由应力-应变曲线上测得的压缩断裂强度为840兆帕。自铸态圆棒上取少量试样(约10mg)用于差示扫描量热(DSC)分析，加热速率为20℃/分钟。XRD谱为典型的非晶结构漫散峰，未出现晶体相的衍射峰，说明整个铸态圆棒为单一非晶相，见图2g。DSC曲线可观察到由于玻璃转变引起的放热台阶和晶化转变引起的若干放热反应，见图3g，进一步证实铸态合金为非晶态结构。
表1 代表性合金以及在铜模浇铸条件下可以形成
    均匀非晶态圆棒材料的最大直径(D_max)