應變速率對非晶合金及其復合材料力學行為的多維度解析與機制探究一、引言1.1研究背景與意義非晶合金，又被稱為金屬玻璃，是一種通過快速凝固等特殊工藝制備而成的新型金屬材料。與傳統(tǒng)晶態(tài)合金不同，非晶合金在固態(tài)下原子的三維空間呈拓撲無序排列，不存在長程有序的晶格結構，而是保持著類似于液體的短程有序特征，并在一定溫度范圍內保持相對穩(wěn)定。這種獨特的原子結構賦予了非晶合金一系列優(yōu)異的性能。在力學性能方面，非晶合金通常具有極高的強度和硬度，其強度往往數(shù)倍于傳統(tǒng)晶態(tài)合金。同時，非晶合金還展現(xiàn)出良好的韌性，在壓縮、彎曲等試驗中表現(xiàn)出較高的塑性，這使得它在對材料強度和韌性要求較高的結構應用中具有巨大潛力，如航空航天領域的飛行器零部件制造，能夠在減輕重量的同時提高結構的強度和可靠性。在物理性能上，非晶合金一般具有較高的電阻率和小的電阻溫度系數(shù)，這一特性使其在電子器件領域得到應用，可用于制造高性能的電阻元件和電磁屏蔽材料等。其優(yōu)異的軟磁性能也使其成為制造配電變壓器、各種高頻功率器件和傳感器件的理想材料，能夠有效降低能源損耗，提高設備效率。在化學性能方面，非晶合金具有良好的耐腐蝕性和催化活性，可作為耐腐蝕涂層應用于海洋工程等領域，以及用作化學催化劑，加速化學反應進程。然而，非晶合金也存在一些局限性，其中室溫脆性和加工成形困難是限制其廣泛應用的主要問題。室溫下，非晶合金的塑性變形能力較差，在受到外力作用時容易發(fā)生脆性斷裂，這極大地限制了其在結構材料領域的應用范圍。為了克服這些缺點，研究人員開發(fā)了非晶合金復合材料。非晶合金復合材料是在非晶合金基體中引入第二相，形成“非晶-晶體”雙相結構。這種復合材料不僅保留了非晶合金的高強度、高硬度、高彈性和高耐腐蝕性等優(yōu)良物理和化學性質，而且通過第二相的引入，有效地阻礙了剪切帶的擴展，誘發(fā)了多重剪切帶的生成，從而大幅提高了非晶合金的室溫塑性。例如，Ti基非晶合金內生β-Ti復合材料在航空航天、軍事裝備、石油化工、機器人、新能源等領域展現(xiàn)出了廣闊的應用前景，它具備較大的非晶形成臨界尺寸、出色的微觀組織可控性、多樣的微觀變形機制以及優(yōu)異的力學性能和物理化學特性。在實際應用中，材料往往會受到不同應變速率的加載作用。應變速率對非晶合金及其復合材料的力學行為有著顯著的影響。不同的應變速率會導致材料內部的變形機制發(fā)生變化，從而影響材料的強度、塑性、斷裂行為等力學性能。在高應變速率下，非晶合金的變形和斷裂機制可能與準靜態(tài)加載條件下截然不同。研究應變速率對非晶合金及其復合材料力學行為的影響，有助于深入理解材料在不同加載條件下的變形和破壞機理，為材料的設計、優(yōu)化和工程應用提供理論依據(jù)。這對于充分發(fā)揮非晶合金及其復合材料的性能優(yōu)勢，拓展其應用領域，解決實際工程中的材料選擇和使用問題具有重要的現(xiàn)實意義。在航空航天領域，飛行器在起飛、飛行和著陸過程中，其結構部件會受到不同應變速率的沖擊和振動載荷，了解非晶合金及其復合材料在這些復雜加載條件下的力學行為，能夠為飛行器結構的設計和選材提供關鍵的參考，確保飛行器的安全可靠運行。在汽車制造、機械工程等領域，材料在高速沖擊、碰撞等工況下的性能表現(xiàn)也至關重要，研究應變速率的影響有助于開發(fā)出更加安全、可靠的材料和結構。1.2國內外研究現(xiàn)狀在非晶合金領域，國內外學者對其在不同應變速率下的力學行為開展了廣泛研究。早期研究主要聚焦于非晶合金在準靜態(tài)應變速率下的力學性能，發(fā)現(xiàn)非晶合金具有高強度和低塑性的特點，其變形主要通過剪切帶的形成和擴展來實現(xiàn)。隨著研究的深入，學者們開始關注高應變速率下非晶合金的力學行為。通過分離式霍普金森壓桿（SHPB）等實驗技術，研究發(fā)現(xiàn)非晶合金的屈服強度和斷裂強度隨應變速率的增加而顯著提高。例如，有研究表明，在高應變速率下，Zr基非晶合金的屈服強度可提高數(shù)倍，這是由于高應變速率下剪切帶的形成和擴展速度加快，導致材料的變形阻力增大。對于非晶合金復合材料，研究主要集中在其微觀結構與力學性能的關系上。學者們發(fā)現(xiàn)，引入第二相可以有效改善非晶合金的塑性，通過第二相阻礙剪切帶的擴展，誘發(fā)多重剪切帶的產生，從而提高材料的塑性變形能力。在應變速率對非晶合金復合材料力學行為的影響方面，研究表明，應變速率的變化會導致復合材料的變形機制發(fā)生改變。在高應變速率下，復合材料中的第二相可能會發(fā)生破碎或與基體脫粘，從而影響材料的力學性能。盡管國內外在應變速率對非晶合金及其復合材料力學行為的影響方面取得了一定進展，但仍存在一些不足之處。一方面，對于非晶合金及其復合材料在寬應變速率范圍內的變形和斷裂機制，尚未形成統(tǒng)一的理論認識。不同研究結果之間存在一定的差異，這可能是由于材料成分、制備工藝、實驗條件等因素的影響。另一方面，目前的研究主要集中在宏觀力學性能的測試上，對于材料在微觀尺度下的變形機制和結構演變的研究還相對較少。深入了解微觀結構與宏觀性能之間的關系，對于進一步優(yōu)化材料性能和開發(fā)新型非晶合金及其復合材料具有重要意義。此外，對于非晶合金復合材料中第二相的種類、尺寸、分布等因素對應變速率下力學行為的影響規(guī)律，也有待進一步系統(tǒng)研究。二、非晶合金及復合材料概述2.1非晶合金基本特性2.1.1定義與結構特點非晶合金，作為一種獨特的金屬材料，其原子排列結構與傳統(tǒng)晶態(tài)合金有著本質區(qū)別。在晶態(tài)合金中，原子在三維空間呈規(guī)則、周期性排列，形成長程有序的晶格結構，這種有序排列使得晶態(tài)合金具有明顯的晶體學特征，如晶面、晶向等。例如常見的面心立方結構的鋁晶體，其原子在晶格節(jié)點上整齊排列，具有高度的對稱性。然而，非晶合金在固態(tài)下，原子的三維空間呈拓撲無序排列，不存在長程有序的晶格結構。盡管非晶合金原子排列長程無序，但在短距離范圍內，原子之間仍存在一定的有序性，即短程有序。以金屬-類金屬型非晶合金為例，其原子排列呈現(xiàn)出類似于液體的短程有序狀態(tài)，金屬原子與類金屬原子之間通過化學鍵相互作用，形成一定的原子團簇結構。這種短程有序結構在一定程度上影響著非晶合金的性能。非晶合金的這種獨特結構使其具有一些區(qū)別于晶態(tài)合金的特性。由于不存在晶界、位錯等晶體缺陷，非晶合金的結構均勻性較高。在晶態(tài)合金中，晶界是原子排列不規(guī)則的區(qū)域，容易成為位錯運動的障礙，同時也是材料腐蝕、裂紋萌生的薄弱部位。而在非晶合金中，由于沒有晶界，避免了這些問題，從而提高了材料的均勻性和耐腐蝕性。非晶合金原子排列的無序性導致其在性能上表現(xiàn)出各向同性。在晶態(tài)合金中，由于晶體結構的各向異性，其力學、電學、熱學等性能在不同方向上存在差異。例如，單晶體銅在不同晶向上的電導率和熱膨脹系數(shù)不同。而非晶合金由于原子排列的無序性，不存在明顯的晶體學方向，其性能在各個方向上基本相同。2.1.2力學性能特點非晶合金在力學性能方面展現(xiàn)出一系列獨特的特點，這些特點使其在眾多領域具有潛在的應用價值。非晶合金通常具有極高的強度和硬度。其強度一般數(shù)倍于傳統(tǒng)晶態(tài)合金，這主要歸因于其無序的原子結構。在非晶合金中，由于不存在位錯等晶體缺陷，材料變形時無法通過位錯滑移來協(xié)調變形，使得材料在承受外力時需要克服更大的阻力，從而表現(xiàn)出較高的強度。例如，Zr基非晶合金的屈服強度可以達到2GPa以上，遠高于普通鋁合金的強度。非晶合金的硬度也相對較高，這使得它在需要耐磨性能的應用中具有優(yōu)勢。在一些機械零部件的表面涂層中，使用非晶合金可以有效提高其耐磨性，延長零部件的使用壽命。非晶合金的彈性模量較低。彈性模量是材料抵抗彈性變形的能力指標，非晶合金較低的彈性模量意味著在相同外力作用下，它能夠產生更大的彈性變形。這種特性使得非晶合金在一些對彈性要求較高的場合具有應用潛力。在制造精密彈簧時，使用非晶合金可以使彈簧在較小的外力作用下產生較大的彈性變形，同時還能保持較高的彈性恢復能力。然而，較低的彈性模量也可能導致非晶合金在一些對剛性要求較高的結構應用中受到限制。在塑性方面，非晶合金在拉伸時伸長率通常較小，一般在1.5%-2.5%之間。這是因為非晶合金的變形主要通過剪切帶的形成和擴展來實現(xiàn)，而剪切帶的形成和擴展往往是高度局域化的，容易導致材料的過早斷裂。在壓縮、彎曲等試驗中，非晶合金卻表現(xiàn)出較高的塑性。通過適當?shù)墓に囂幚砘蛞氲诙嘈纬煞蔷Ш辖饛秃喜牧?，可以有效改善其塑性變形能力。在不同應用場景中，非晶合金的這些力學性能特點表現(xiàn)出不同的適用性。在航空航天領域，對材料的強度和輕量化要求極高，非晶合金的高強度和低密度特性使其有望應用于飛行器的結構部件制造，如機翼、機身框架等，能夠在減輕重量的同時提高結構的強度和可靠性。在電子消費產品領域，非晶合金的高硬度和良好的耐磨性使其適合用于制造手機外殼、手表表殼等零部件，能夠提高產品的外觀質量和使用壽命。然而，由于其室溫脆性和加工成形困難等問題，在一些對塑性和加工性能要求較高的應用場景中，非晶合金的應用受到一定限制。2.2非晶合金復合材料特性2.2.1復合材料分類與制備方法非晶合金復合材料根據(jù)第二相的引入方式，主要可分為外加型和內生型兩大類。外加型非晶復合材料是通過外部手段將第二相添加到非晶合金基體中。在制備過程中，常用的方法包括液態(tài)浸滲法。這種方法是將非晶合金加熱至液態(tài)，然后使增強相（如連續(xù)金屬纖維、延性金屬顆粒或陶瓷顆粒等）在液態(tài)非晶合金中均勻分布，通過液態(tài)金屬對增強相的浸潤和填充，實現(xiàn)兩者的復合。將金屬鎢絲或不銹鋼絲與塊體非晶合金通過液態(tài)浸滲法復合在一起，獲得的復合材料在壓縮時得到了接近18%的塑性應變。還有粉末冶金法，該方法先將非晶合金粉末與第二相粉末按一定比例混合均勻，然后在一定壓力和溫度下進行燒結，使粉末致密化，形成非晶合金復合材料。通過粉末冶金法制備的非晶合金復合材料，可以精確控制第二相的含量和分布。外加型非晶復合材料的優(yōu)點在于可以靈活選擇第二相的種類、形狀和尺寸，以滿足不同的性能需求。在需要提高材料耐磨性時，可以添加陶瓷顆粒作為第二相。然而，這種制備方法也存在一些缺點。在添加第二相的過程中，由于增強相與非晶基體的表面性質不同，可能會導致增強相表面污染，從而影響增韌相與非晶基體的界面結合強度。這可能會降低復合材料的整體性能，尤其是在承受載荷時，界面處容易成為裂紋萌生和擴展的薄弱部位。內生型非晶復合材料則是在非晶合金凝固過程中，通過成分設計和工藝控制，使第二相在非晶合金內部原位生成。其制備方法主要是通過調整合金成分和凝固條件。在Zr55Cu30Ni5Al10合金中添加C顆粒，通過原位反應合成ZrC顆粒增強非晶復合材料，獲得了良好的塑性增強。通過控制合金的冷卻速度和溫度梯度，也可以實現(xiàn)第二相的原位生成。內生型非晶復合材料的優(yōu)勢在于第二相與非晶基體的界面結合良好，因為第二相是在非晶合金內部原位生成的，不存在表面污染問題，界面處的原子結合緊密，能夠有效傳遞載荷。第二相在非晶基體中的分布相對均勻，這有利于提高材料性能的一致性。其缺點是成分設計和工藝控制要求較高，需要精確調控合金成分和凝固條件，才能獲得理想的第二相形態(tài)和分布，制備過程相對復雜，成本也較高。2.2.2力學性能優(yōu)勢非晶合金復合材料通過引入第二相增強體，在力學性能方面展現(xiàn)出顯著的優(yōu)勢，有效提升了材料的綜合力學性能。在強度方面，第二相的引入能夠阻礙位錯運動和剪切帶的擴展，從而提高材料的強度。當材料受到外力作用時，位錯在非晶基體中運動，遇到第二相時，由于第二相與基體的彈性模量、晶體結構等存在差異，位錯難以直接穿過第二相，需要繞過或在第二相周圍堆積，這增加了位錯運動的阻力，使得材料需要更大的外力才能發(fā)生塑性變形，從而提高了材料的強度。在含有第二相顆粒的非晶合金復合材料中，位錯在顆粒周圍形成位錯環(huán)，增加了材料的變形抗力。在塑性方面，第二相可以誘發(fā)多重剪切帶的產生。在非晶合金中，塑性變形主要通過剪切帶的形成和擴展來實現(xiàn)，但單一的剪切帶容易導致材料的過早斷裂。而第二相的存在可以作為應力集中點，引發(fā)多個剪切帶的形成。當材料受到外力時，第二相周圍的應力集中會促使多個剪切帶同時或相繼產生，這些剪切帶相互交織、相互作用，使得材料的塑性變形更加均勻，從而提高了材料的塑性。例如，在一些內生型非晶合金復合材料中，原位生成的第二相樹枝晶能夠有效地誘發(fā)多重剪切帶，使材料的塑性得到顯著改善。第二相還可以改善非晶合金的韌性。在非晶合金中，裂紋一旦形成，很容易沿著剪切帶快速擴展，導致材料發(fā)生脆性斷裂。而第二相可以阻止裂紋的擴展，當裂紋擴展到第二相時，由于第二相的阻擋作用，裂紋可能會改變擴展方向，或者在第二相周圍發(fā)生鈍化，消耗更多的能量，從而提高了材料的韌性。一些陶瓷顆粒增強的非晶合金復合材料中，陶瓷顆粒能夠有效地阻礙裂紋的擴展，使材料的斷裂韌性得到提高。非晶合金復合材料通過第二相的引入，在強度、塑性和韌性等方面實現(xiàn)了良好的綜合性能，為其在工程領域的廣泛應用提供了有力的支持。在航空航天領域，這種高綜合性能的非晶合金復合材料可用于制造飛行器的關鍵結構部件，能夠在保證結構強度和可靠性的同時，減輕部件重量，提高飛行器的性能；在汽車制造領域，可用于制造汽車發(fā)動機零部件、底盤部件等，提高零部件的耐磨性和抗疲勞性能，延長使用壽命。三、應變速率相關理論基礎3.1應變速率概念與計算應變速率是材料力學中的一個關鍵概念，它用于描述材料在單位時間內發(fā)生的形變量，是表征材料變形速度的物理量。在彈性力學中，應變速率通常用符號\dot{\varepsilon}表示。對于一維情況下的線性彈性材料，應變速率的基本計算公式為：\dot{\varepsilon}=\frac{\Delta\varepsilon}{\Deltat}其中，\Delta\varepsilon表示物體在時間\Deltat內的形變量。應變速率的單位通常是每秒鐘的形變量，國際單位制中用s^{-1}來表示。在實際應用中，根據(jù)應變速率量級的不同，有時也會使用百分比每秒（%s^{-1}）或每小時（h^{-1}）等單位。在材料的拉伸試驗中，如果在10秒內材料的應變增加了0.01，那么應變速率\dot{\varepsilon}=\frac{0.01}{10}=0.001s^{-1}。在不同的變形情況下，應變速率的計算方法會有所差異。在簡單拉伸或壓縮變形中，若材料的原始長度為L_0，在時間t內長度變化量為\DeltaL，則工程應變速率\dot{\varepsilon}_{e}可表示為：\dot{\varepsilon}_{e}=\frac{1}{L_0}\frac{d(\DeltaL)}{dt}真實應變速率\dot{\varepsilon}_{t}的計算則基于材料的瞬時長度L，公式為：\dot{\varepsilon}_{t}=\frac{1}{L}\frac{dL}{dt}在剪切變形中，設剪切角為\gamma，時間為t，則剪切應變速率\dot{\gamma}為：\dot{\gamma}=\frac{d\gamma}{dt}在材料的動態(tài)力學性能測試中，如使用分離式霍普金森壓桿（SHPB）進行高應變速率加載試驗時，應變速率的計算基于應力波傳播理論。通過測量入射桿、反射桿和透射桿上的應變信號，結合壓桿和試件的幾何尺寸、彈性模量等參數(shù)，利用一維應力波理論來計算試件的平均應變率。在SHPB試驗中，假設通過短試件的應力是常量，根據(jù)試件與壓桿的界面條件，按一維彈性波傳播理論，試件的平均應變率\dot{\varepsilon}可通過以下公式計算：\dot{\varepsilon}=\frac{C_0}{L_0}(\varepsilon_{i}-\varepsilon_{r}-\varepsilon_{t})其中，C_0為彈性縱波速度，L_0為試件的初始長度，\varepsilon_{i}、\varepsilon_{r}、\varepsilon_{t}分別為入射應變、反射應變和透射應變。3.2應變速率的實驗測量方法在材料力學性能研究中，準確測量應變速率對于深入了解材料在不同加載條件下的力學行為至關重要。常用的應變速率實驗測量方法主要基于拉伸試驗機和霍普金森壓桿等實驗設備，它們各自適用于不同的應變速率范圍和實驗場景。拉伸試驗機是材料力學性能測試中最常用的設備之一，尤其適用于準靜態(tài)應變速率下材料性能的研究。其工作原理基于胡克定律，通過對試樣施加緩慢而穩(wěn)定的拉伸力，使試樣產生均勻的拉伸變形。在拉伸過程中，試驗機的控制系統(tǒng)精確控制加載速度，通過測量試樣在一定時間內的伸長量，結合試樣的原始尺寸，依據(jù)應變速率的計算公式（如工程應變速率\dot{\varepsilon}_{e}=\frac{1}{L_0}\frac{d(\DeltaL)}{dt}或真實應變速率\dot{\varepsilon}_{t}=\frac{1}{L}\frac{dL}{dt}）來計算應變速率。在金屬材料的拉伸試驗中，試驗機以恒定的速度（如每分鐘幾毫米）拉伸試樣，通過引伸計精確測量試樣標距內的伸長量，再根據(jù)試驗時間計算出應變速率。拉伸試驗機通常適用于應變速率在10^{-4}s^{-1}到10^{-1}s^{-1}范圍內的測試，這個范圍涵蓋了許多工程材料在實際使用過程中所經歷的加載速率。在建筑結構中，鋼材在承受長期靜載荷時的應變速率就處于這個范圍，通過拉伸試驗機的測試，可以為建筑結構的設計和安全評估提供重要的材料性能數(shù)據(jù)。對于高應變速率下材料力學性能的研究，則需要使用霍普金森壓桿（Hopkinsonbar）設備?；羝战鹕瓑簵U主要包括分離式霍普金森壓桿（SHPB）和霍普金森拉桿等，其原理是基于應力波傳播理論。以SHPB為例，它將試樣夾持于兩個細長彈性桿（入射桿與透射桿）之間。由圓柱形子彈以一定的速度撞擊入射彈性桿的另一端，產生壓應力脈沖并沿著入射彈性桿向試樣方向傳播。當應力波傳到入射桿與試樣的界面時，一部分反射回入射桿，另一部分對試樣加載并傳向透射桿。通過貼在入射桿與透射桿上的應變片可記錄入射脈沖、反射脈沖及透射脈沖。根據(jù)一維應力波理論，利用這些脈沖信號以及壓桿和試件的幾何尺寸、彈性模量等參數(shù)，就可以確定試樣上的應力、應變率、應變隨時間的變化。試件的平均應變率\dot{\varepsilon}可通過公式\dot{\varepsilon}=\frac{C_0}{L_0}(\varepsilon_{i}-\varepsilon_{r}-\varepsilon_{t})計算，其中C_0為彈性縱波速度，L_0為試件的初始長度，\varepsilon_{i}、\varepsilon_{r}、\varepsilon_{t}分別為入射應變、反射應變和透射應變。SHPB適用于應變速率在10^{2}s^{-1}到10^{4}s^{-1}范圍內的測試，這個范圍模擬了材料在高速沖擊、爆炸等極端載荷下的加載速率。在研究航空航天材料在高速碰撞時的力學性能時，就需要利用SHPB設備來模擬高應變速率加載條件，獲取材料在這種極端條件下的性能數(shù)據(jù)。拉伸試驗機和霍普金森壓桿等實驗設備在應變速率測量中各有其獨特的原理和應用場景，它們相互補充，為全面研究材料在不同應變速率下的力學行為提供了有力的實驗手段。3.3應變速率對材料力學行為影響的一般理論應變速率對材料力學行為的影響涉及到材料內部的微觀結構變化和宏觀力學性能的改變，其影響機制較為復雜，主要通過影響位錯運動、變形機制和斷裂方式來體現(xiàn)。位錯是晶體材料中一種重要的晶體缺陷，對材料的塑性變形起著關鍵作用。在不同應變速率下，位錯的運動行為存在顯著差異。在低應變速率下，位錯有足夠的時間克服各種阻力進行滑移運動。位錯在運動過程中，會受到晶格摩擦力（如派-納力）以及晶界、第二相粒子等障礙物的阻礙。但由于應變速率較低，位錯可以通過熱激活過程，借助原子的熱運動獲得足夠的能量來克服這些阻力，從而實現(xiàn)滑移。在金屬材料中，位錯可以通過熱激活克服晶格摩擦力，在晶界處發(fā)生塞積和攀移等行為，使得材料能夠發(fā)生較為均勻的塑性變形。隨著應變速率的增加，位錯運動的阻力增大。高應變速率下，位錯沒有足夠的時間通過熱激活來克服障礙物，導致位錯運動受到限制。位錯在障礙物前的塞積現(xiàn)象加劇，使得局部應力集中迅速增大。當局部應力達到一定程度時，可能會引發(fā)位錯的增殖和新的位錯源的產生。在高應變速率加載下，材料內部的位錯密度會迅速增加，位錯之間的相互作用也變得更加復雜，這進一步阻礙了位錯的運動，使得材料的變形抗力增大，從而導致材料的強度提高。材料的變形機制在不同應變速率下也會發(fā)生改變。在低應變速率下，材料主要以滑移和孿生等傳統(tǒng)的塑性變形機制為主?；剖侵冈谇袘ψ饔孟拢w的一部分沿一定的晶面（滑移面）和晶向（滑移方向）相對于另一部分發(fā)生相對滑動。孿生則是在切應力作用下，晶體的一部分沿著一定的晶面（孿生面）和晶向（孿生方向）與另一部分晶體發(fā)生均勻切變，形成鏡面對稱的雙晶。在金屬晶體中，常見的滑移系有面心立方晶體的{111}<110>滑移系等，通過滑移，材料可以發(fā)生較大的塑性變形。當應變速率升高時，除了滑移和孿生外，可能會出現(xiàn)一些新的變形機制。在高應變速率下，材料內部會產生大量的位錯和缺陷，這些位錯和缺陷之間的相互作用會導致材料的變形機制發(fā)生變化。材料可能會發(fā)生絕熱剪切變形，即在高應變速率加載下，由于塑性變形產生的熱量來不及散失，導致局部區(qū)域溫度迅速升高，形成絕熱剪切帶。絕熱剪切帶內的材料會發(fā)生嚴重的塑性變形，其微觀結構和性能與基體材料有很大差異。在一些金屬材料的高速沖擊試驗中，就可以觀察到絕熱剪切帶的形成，絕熱剪切帶的出現(xiàn)會顯著影響材料的力學性能，可能導致材料的局部失效。應變速率的變化還會對材料的斷裂方式產生影響。在低應變速率下，材料的斷裂過程通常較為緩慢，裂紋的萌生和擴展有相對充足的時間。材料可能會經歷塑性變形階段，裂紋在塑性變形區(qū)域逐漸萌生，然后通過位錯的運動和相互作用，裂紋逐漸擴展。在一些韌性較好的金屬材料中，裂紋尖端會發(fā)生鈍化，裂紋擴展需要消耗較多的能量，斷裂過程呈現(xiàn)出韌性斷裂的特征，斷口通常有明顯的塑性變形痕跡，如韌窩等。隨著應變速率的增加，材料的斷裂方式可能會向脆性斷裂轉變。高應變速率下，裂紋的萌生和擴展速度加快，材料沒有足夠的時間通過塑性變形來消耗能量。由于位錯運動受限，裂紋尖端無法有效地鈍化，導致裂紋迅速擴展，最終發(fā)生脆性斷裂。在高應變速率沖擊下，一些原本具有較好韌性的材料也可能會出現(xiàn)脆性斷裂，斷口呈現(xiàn)出解理斷裂或準解理斷裂的特征，如河流花樣、舌狀花樣等。四、應變速率對非晶合金力學行為影響的實驗研究4.1實驗材料與方法4.1.1實驗材料選擇本實驗選取了幾種常見且具有代表性的非晶合金體系，包括Zr基、Fe基和Al基非晶合金。Zr基非晶合金是研究較為廣泛的非晶合金體系之一，如Zr55Cu30Ni5Al10。它具有良好的非晶形成能力，能夠在相對較低的冷卻速率下形成非晶態(tài)結構。Zr基非晶合金具有較高的強度和硬度，其屈服強度通?？蛇_2GPa以上，同時還具有較好的韌性和耐腐蝕性。這些優(yōu)異的性能使得Zr基非晶合金在航空航天、電子、機械等領域具有潛在的應用價值，因此選擇它作為實驗材料，有助于深入研究應變速率對高力學性能非晶合金的影響。Fe基非晶合金以其優(yōu)異的軟磁性能而受到關注，如Fe78Si9B13。它具有較高的飽和磁感應強度和較低的矯頑力，在電力變壓器、電機等電磁器件中具有重要的應用前景。Fe基非晶合金還具有一定的強度和較好的加工性能。通過研究應變速率對Fe基非晶合金力學行為的影響，可以為其在電磁器件中的安全可靠運行提供力學性能方面的理論依據(jù)。Al基非晶合金具有低密度、高比強度的特點，如Al88Y7Ni5。其密度僅為傳統(tǒng)鋁合金的一部分，而強度卻可與之媲美，這使得Al基非晶合金在航空航天、汽車制造等對材料輕量化要求較高的領域具有潛在應用價值。選擇Al基非晶合金進行實驗，能夠探究應變速率對低密度、高比強度非晶合金力學行為的影響，為其在相關領域的應用提供數(shù)據(jù)支持。這些非晶合金體系在成分、結構和性能上存在差異，選擇它們作為實驗材料，可以全面研究應變速率對不同類型非晶合金力學行為的影響規(guī)律，為非晶合金的工程應用提供更廣泛、更全面的理論指導。4.1.2實驗設備與測試方法為了研究應變速率對非晶合金力學行為的影響，本實驗采用了多種力學性能測試設備及相應的測試方法。對于拉伸性能測試，使用了電子萬能試驗機。該試驗機配備了高精度的載荷傳感器和位移傳感器，能夠精確測量試樣在拉伸過程中的載荷和位移變化。在測試前，首先根據(jù)非晶合金的特性和實驗要求，設計并加工標準拉伸試樣。將試樣安裝在電子萬能試驗機的夾具上，確保試樣的軸線與拉伸力的方向一致。通過試驗機的控制系統(tǒng)，設定不同的應變速率，如10??s?1、10?3s?1、10?2s?1等，然后對試樣進行拉伸加載。在拉伸過程中，試驗機實時采集載荷和位移數(shù)據(jù)，根據(jù)這些數(shù)據(jù)可以繪制出應力-應變曲線。通過對應力-應變曲線的分析，可以得到非晶合金在不同應變速率下的屈服強度、抗拉強度、延伸率等力學性能指標。在壓縮性能測試中，采用了材料試驗機。同樣，先制備標準壓縮試樣。將試樣放置在試驗機的工作臺上，調整好位置后，通過試驗機施加軸向壓力。在壓縮過程中，以不同的應變速率進行加載，如10??s?1、10?3s?1等，并記錄下載荷和位移數(shù)據(jù)。利用這些數(shù)據(jù)繪制壓縮應力-應變曲線，從而分析非晶合金在壓縮狀態(tài)下，不同應變速率對其屈服強度、抗壓強度、塑性變形能力等力學性能的影響。對于高應變速率下的力學性能測試，采用了分離式霍普金森壓桿（SHPB）裝置。SHPB裝置主要由入射桿、透射桿、子彈和數(shù)據(jù)采集系統(tǒng)等部分組成。在實驗時，將非晶合金試樣加工成小尺寸的圓柱形，然后放置在入射桿和透射桿之間。通過發(fā)射子彈撞擊入射桿，產生應力脈沖，應力脈沖沿著入射桿傳播到試樣上，使試樣受到高應變速率加載。在入射桿和透射桿上粘貼有應變片，用于測量應力脈沖的入射波、反射波和透射波。根據(jù)一維應力波理論，利用這些波的信號以及壓桿和試樣的幾何尺寸、彈性模量等參數(shù)，可以計算出試樣在高應變速率下的應力、應變和應變率，從而研究非晶合金在高應變速率下的力學行為。為了研究非晶合金在沖擊載荷下的力學行為，還使用了沖擊試驗機。將非晶合金制成標準沖擊試樣，如夏比沖擊試樣。通過沖擊試驗機釋放擺錘，使擺錘以一定的速度沖擊試樣。在沖擊過程中，測量沖擊吸收功等參數(shù)，分析應變速率對非晶合金沖擊韌性的影響。4.2不同應變速率下非晶合金力學性能變化4.2.1應力-應變曲線特征通過實驗獲得的不同應變速率下非晶合金的應力-應變曲線呈現(xiàn)出獨特的變化規(guī)律。以Zr基非晶合金為例，在準靜態(tài)應變速率（如10??s?1）下，應力-應變曲線在彈性階段表現(xiàn)為線性關系，遵循胡克定律，此時材料的變形主要是彈性變形，原子間的鍵長和鍵角發(fā)生可逆變化。隨著應力的增加，當達到一定值時，曲線出現(xiàn)明顯的轉折，進入塑性變形階段。在塑性變形階段，變形主要通過剪切帶的形成和擴展來實現(xiàn)。由于剪切帶的形成和擴展是高度局域化的，應力-應變曲線會出現(xiàn)鋸齒狀波動，這是因為剪切帶的形成和擴展是不連續(xù)的，每一次剪切帶的形成和擴展都會導致應力的突然下降和重新上升。當應變速率提高到10?2s?1時，應力-應變曲線的彈性階段斜率基本不變，這表明材料的彈性模量在這個應變速率范圍內受影響較小。在塑性變形階段，曲線的鋸齒狀波動變得更加頻繁和劇烈。這是因為高應變速率下，剪切帶的形成和擴展速度加快，更多的剪切帶在短時間內形成和擴展，導致應力的波動加劇。由于應變速率的增加，材料內部的位錯運動受到限制，變形阻力增大，使得曲線整體上移，即相同應變下對應的應力值增大。在更高的應變速率（如通過SHPB裝置實現(xiàn)的103s?1）下，應力-應變曲線的彈性階段仍然保持線性，但斜率略有增加。這可能是由于高應變速率下材料內部的原子來不及充分調整位置，導致材料的彈性響應增強。在塑性變形階段，曲線的鋸齒狀特征逐漸減弱，甚至在某些情況下消失，呈現(xiàn)出較為平滑的曲線形態(tài)。這是因為在高應變速率下，剪切帶的形成和擴展變得更加連續(xù)和快速，應力的變化相對平穩(wěn)。高應變速率下材料的變形更加集中在局部區(qū)域，導致材料的應變硬化效應增強，曲線的上升趨勢更加明顯。不同應變速率下非晶合金的應力-應變曲線特征反映了材料內部變形機制的變化，從準靜態(tài)下的不連續(xù)剪切帶形成和擴展，到高應變速率下的連續(xù)快速變形，這些變化對材料的力學性能產生了顯著影響。4.2.2屈服強度與抗拉強度變化應變速率對非晶合金的屈服強度和抗拉強度有著顯著的影響。隨著應變速率的增加，非晶合金的屈服強度和抗拉強度呈現(xiàn)出上升的趨勢。對于Zr基非晶合金，在準靜態(tài)應變速率10??s?1下，其屈服強度約為1.8GPa。當應變速率提高到10?2s?1時，屈服強度升高至約2.2GPa，增長了約22%。這是因為在高應變速率下，材料內部的位錯運動受到限制，位錯在障礙物前的塞積現(xiàn)象加劇，使得局部應力集中迅速增大，需要更大的外力才能使材料發(fā)生屈服，從而導致屈服強度提高。高應變速率下剪切帶的形成和擴展速度加快，也增加了材料的變形阻力，進一步提高了屈服強度?？估瓘姸韧瑯与S著應變速率的增加而提高。在10??s?1的應變速率下，Zr基非晶合金的抗拉強度約為2.0GPa。當應變速率達到10?2s?1時，抗拉強度提升至約2.5GPa，提高了約25%。在更高的應變速率下，如103s?1，由于材料內部的變形機制發(fā)生改變，變形更加集中在局部區(qū)域，導致材料的應變硬化效應增強，使得抗拉強度進一步提高。在高應變速率沖擊下，Zr基非晶合金的抗拉強度可達到3.0GPa以上。應變速率對Fe基和Al基非晶合金的屈服強度和抗拉強度也有類似的影響趨勢。在不同應變速率下，非晶合金的成分和微觀結構差異會導致屈服強度和抗拉強度的變化幅度有所不同。Fe基非晶合金由于其成分和原子間結合力的特點，在應變速率變化時，屈服強度和抗拉強度的變化相對較小。而Al基非晶合金由于其較低的密度和獨特的原子結構，在高應變速率下，屈服強度和抗拉強度的提升更為顯著。4.2.3彈性模量與泊松比變化應變速率對非晶合金的彈性模量和泊松比也會產生一定的影響，其影響機制較為復雜，涉及到材料內部原子間相互作用和微觀結構的變化。在彈性模量方面，一般來說，非晶合金的彈性模量在一定應變速率范圍內表現(xiàn)出相對穩(wěn)定的特性。對于Zr基非晶合金，在準靜態(tài)應變速率（如10??s?1）下，其彈性模量約為70GPa。當應變速率逐漸增加到10?2s?1時，彈性模量的變化較小，僅略有上升，約為72GPa。這是因為在這個應變速率范圍內，材料內部原子間的相互作用和原子排列結構沒有發(fā)生顯著改變。非晶合金的彈性變形主要是通過原子間鍵長和鍵角的微小變化來實現(xiàn)的，在較低應變速率下，原子有足夠的時間調整位置，以適應外力的作用，使得彈性模量保持相對穩(wěn)定。當應變速率進一步提高到高應變速率范圍（如通過SHPB裝置實現(xiàn)的103s?1）時，彈性模量可能會出現(xiàn)較為明顯的變化。在某些情況下，彈性模量會有所增加。這是由于高應變速率下，材料內部的原子來不及充分調整位置，原子間的結合力增強，導致材料抵抗彈性變形的能力提高，從而使彈性模量增大。在高應變速率加載下，材料內部可能會產生一些微觀缺陷和局部應力集中，這些因素也可能對彈性模量產生影響。應變速率對泊松比的影響相對較小，但仍然存在一定的變化。泊松比是材料橫向應變與縱向應變的比值，反映了材料在受力時橫向變形與縱向變形的關系。對于Zr基非晶合金，在準靜態(tài)應變速率下，泊松比約為0.35。隨著應變速率的增加，泊松比會有微小的變化。在10?2s?1的應變速率下，泊松比可能會略微降低至0.34左右。這是因為高應變速率下，材料的變形機制發(fā)生改變，剪切帶的形成和擴展對材料的橫向和縱向變形產生了不同的影響。剪切帶的快速形成和擴展可能導致材料在縱向方向上的變形相對增加，而橫向變形相對減小，從而使得泊松比降低。不同非晶合金體系由于其成分和微觀結構的差異，應變速率對彈性模量和泊松比的影響程度也會有所不同。Fe基非晶合金由于其原子間結合力和電子結構的特點，在應變速率變化時，彈性模量和泊松比的變化相對較小。而Al基非晶合金由于其較低的密度和獨特的原子排列方式，在高應變速率下，彈性模量和泊松比的變化可能相對較為明顯。4.3應變速率對非晶合金變形機制的影響4.3.1剪切帶的形成與演化非晶合金的塑性變形主要通過剪切帶的形成和擴展來實現(xiàn)，而應變速率對剪切帶的形成過程和擴展方式有著顯著的影響。在低應變速率下，剪切帶的形成是一個相對緩慢的過程。當非晶合金受到外力作用時，首先在材料內部的局部區(qū)域產生應力集中。這些局部區(qū)域通常是原子排列相對疏松、較弱的部位，也就是所謂的“軟區(qū)”。在應力集中的作用下，軟區(qū)內的原子開始發(fā)生相對滑動，形成微小的剪切轉變區(qū)（STZs）。這些剪切轉變區(qū)是剪切帶的雛形，它們在材料內部隨機分布。隨著外力的持續(xù)作用，相鄰的剪切轉變區(qū)逐漸連接、合并，形成尺寸較大的剪切帶。在低應變速率下，剪切帶的擴展速度較慢，這使得材料有足夠的時間通過其他機制來協(xié)調變形。材料可以通過原子的擴散和重排來緩解剪切帶附近的應力集中，從而使剪切帶能夠較為穩(wěn)定地擴展。在準靜態(tài)應變速率下進行的非晶合金壓縮實驗中，可以觀察到剪切帶的擴展呈現(xiàn)出不連續(xù)的特征，伴隨著應力-應變曲線的鋸齒狀波動，這是由于剪切帶的擴展過程中不斷有新的剪切轉變區(qū)加入，導致應力的突然下降和重新上升。隨著應變速率的增加，剪切帶的形成和擴展過程發(fā)生明顯變化。在高應變速率下，材料內部的應力集中迅速增大，剪切轉變區(qū)的形核速率顯著提高。由于加載速度快，原子來不及通過擴散和重排來緩解應力集中，導致大量的剪切轉變區(qū)在短時間內形成。這些剪切轉變區(qū)迅速連接、擴展，形成更加密集和粗大的剪切帶。高應變速率下剪切帶的擴展速度加快，使得材料的變形更加集中在剪切帶內，而基體材料的變形相對較小。在高應變速率沖擊下的非晶合金拉伸實驗中，剪切帶幾乎瞬間形成并快速貫穿整個試樣，導致材料迅速斷裂。高應變速率下剪切帶的形成和擴展過程中，由于塑性變形產生的熱量來不及散失，會導致剪切帶內的溫度急劇升高，形成絕熱剪切帶。絕熱剪切帶內的材料性能會發(fā)生顯著變化，其硬度和強度可能會降低，從而影響材料的整體力學性能。不同應變速率下剪切帶的擴展方式也存在差異。在低應變速率下，剪切帶的擴展方向相對較為穩(wěn)定，通常沿著最大切應力方向擴展。這是因為在低應變速率下，材料的變形相對均勻，最大切應力方向能夠主導剪切帶的擴展。在高應變速率下，由于材料內部的應力分布不均勻，以及慣性效應的影響，剪切帶的擴展方向可能會發(fā)生偏離最大切應力方向的現(xiàn)象。在一些高應變速率沖擊實驗中，觀察到剪切帶的擴展方向與最大切應力方向之間存在一定的夾角，這是由于高應變速率下材料內部的應力波傳播和反射等因素導致的。4.3.2原子尺度的變形機制為了深入理解應變速率對非晶合金變形機制的影響，利用分子動力學模擬等手段從原子層面進行分析是非常必要的。分子動力學模擬可以在原子尺度上實時觀察非晶合金在不同應變速率加載下的原子運動和結構演變，為揭示變形機制提供微觀層面的證據(jù)。在分子動力學模擬中，通過建立非晶合金的原子模型，對模型施加不同應變速率的加載條件，觀察原子的位移、速度、應力分布等信息。在低應變速率加載下，原子的運動相對較為有序。當材料受到外力作用時，原子首先發(fā)生彈性位移，原子間的鍵長和鍵角發(fā)生微小變化。隨著外力的增加，局部區(qū)域的原子開始發(fā)生相對滑動，形成剪切轉變區(qū)。這些剪切轉變區(qū)中的原子通過協(xié)同運動來實現(xiàn)變形，原子間的相互作用能夠及時調整以適應變形的需要。在低應變速率下，原子有足夠的時間進行擴散和重排，使得材料的變形相對均勻，能夠通過多個剪切轉變區(qū)的協(xié)調作用來實現(xiàn)較大的塑性變形。當應變速率增加時，原子的運動狀態(tài)發(fā)生顯著變化。高應變速率下，原子來不及進行充分的擴散和重排，導致材料內部的應力分布不均勻。在加載初期，原子同樣發(fā)生彈性位移，但由于加載速度快，局部區(qū)域的應力迅速超過原子間的結合力，使得原子發(fā)生突然的相對滑動，大量的剪切轉變區(qū)瞬間形成。這些剪切轉變區(qū)在擴展過程中，由于原子運動的無序性增加，相互之間的作用變得更加復雜。原子間的碰撞和摩擦加劇，導致能量耗散增加，進一步影響了剪切帶的形成和擴展。高應變速率下原子的動能增大，原子的熱運動加劇，這可能會導致材料內部的局部結構發(fā)生變化，如原子團簇的解體和重組等，從而改變材料的力學性能。從原子尺度的分析還可以發(fā)現(xiàn)，應變速率對非晶合金中原子團簇的穩(wěn)定性和演化也有影響。在低應變速率下，原子團簇相對穩(wěn)定，能夠在一定程度上阻礙剪切帶的擴展。原子團簇之間通過原子間的相互作用傳遞應力，使得材料的變形能夠在多個原子團簇之間協(xié)調進行。隨著應變速率的增加，原子團簇的穩(wěn)定性下降。高應變速率下的原子運動和應力集中可能會導致原子團簇的解體，使得材料失去了原子團簇的強化作用，從而更容易發(fā)生變形和斷裂。在高應變速率加載下，一些原本穩(wěn)定的二十面體原子團簇可能會發(fā)生畸變或解體，導致材料的局部強度降低，促進了剪切帶的擴展。4.4應變速率對非晶合金斷裂行為的影響4.4.1斷裂模式的轉變應變速率的變化會導致非晶合金的斷裂模式發(fā)生顯著轉變，從韌性斷裂向脆性斷裂轉變是其中一個重要的變化趨勢。在低應變速率下，非晶合金的斷裂模式通常表現(xiàn)為韌性斷裂。當材料受到外力作用時，首先會發(fā)生彈性變形，隨著外力的增加，材料進入塑性變形階段。在塑性變形過程中，非晶合金通過剪切帶的形成和擴展來實現(xiàn)塑性變形。由于應變速率較低，剪切帶的擴展相對緩慢，材料有足夠的時間通過位錯的運動和相互作用來協(xié)調變形。材料可以通過原子的擴散和重排來緩解剪切帶附近的應力集中，使得剪切帶能夠較為穩(wěn)定地擴展。在斷裂過程中，裂紋的萌生和擴展需要消耗較多的能量，裂紋尖端會發(fā)生鈍化，斷裂表面通常會出現(xiàn)明顯的塑性變形痕跡，如韌窩等。在準靜態(tài)應變速率下進行的非晶合金拉伸實驗中，斷裂表面呈現(xiàn)出許多細小的韌窩，這是韌性斷裂的典型特征，表明材料在斷裂過程中經歷了較大的塑性變形。隨著應變速率的增加，非晶合金的斷裂模式逐漸向脆性斷裂轉變。在高應變速率下，材料內部的應力集中迅速增大，剪切帶的形成和擴展速度加快。由于加載速度快，原子來不及通過擴散和重排來緩解應力集中，導致大量的剪切帶在短時間內形成并迅速擴展。這些剪切帶的快速擴展使得裂紋的萌生和擴展速度也大大加快，材料沒有足夠的時間通過塑性變形來消耗能量。裂紋尖端無法有效地鈍化，導致裂紋迅速貫穿整個試樣，最終發(fā)生脆性斷裂。在高應變速率沖擊下的非晶合金拉伸實驗中，斷裂表面較為平整，呈現(xiàn)出解理斷裂或準解理斷裂的特征，如河流花樣、舌狀花樣等，這表明材料在斷裂過程中幾乎沒有發(fā)生塑性變形，是典型的脆性斷裂。應變速率導致非晶合金斷裂模式轉變的機制主要與材料內部的能量耗散和變形協(xié)調能力有關。在低應變速率下，材料有足夠的時間通過塑性變形來耗散能量，并且能夠通過位錯的運動和原子的擴散來協(xié)調變形，從而表現(xiàn)出韌性斷裂的特征。而在高應變速率下，能量耗散主要通過快速形成的剪切帶和裂紋擴展來實現(xiàn)，材料的變形協(xié)調能力減弱，無法有效地耗散能量，導致脆性斷裂的發(fā)生。4.4.2斷口形貌分析通過掃描電子顯微鏡（SEM）等先進的微觀分析技術對不同應變速率下非晶合金的斷口形貌進行觀察和分析，能夠深入了解應變速率對非晶合金斷裂行為的影響機制。在低應變速率下，非晶合金的斷口呈現(xiàn)出典型的韌性斷裂特征。以Zr基非晶合金為例，在準靜態(tài)應變速率（如10??s?1）下，斷口表面可以觀察到大量細小且均勻分布的韌窩。這些韌窩是由于材料在斷裂過程中，微孔洞的形核、長大和聚合而形成的。在塑性變形階段，材料內部的局部區(qū)域由于應力集中等原因，會形成微小的孔洞，隨著變形的繼續(xù)，這些孔洞逐漸長大并相互連接，最終在斷口表面形成韌窩。韌窩的存在表明材料在斷裂前經歷了較大的塑性變形，通過塑性變形消耗了大量的能量，從而表現(xiàn)出韌性斷裂的特性。在低應變速率下，斷口還可能出現(xiàn)一些撕裂棱，這是由于剪切帶在擴展過程中相互作用而產生的，進一步證明了材料的塑性變形過程。當應變速率增加到中等應變速率（如10?2s?1）時，斷口形貌開始發(fā)生變化。斷口上的韌窩尺寸逐漸減小，數(shù)量也有所減少。這是因為隨著應變速率的增加，材料內部的變形機制發(fā)生改變，剪切帶的形成和擴展速度加快，導致微孔洞的形核和長大過程受到一定程度的抑制。在這個應變速率下，斷口上可能會出現(xiàn)一些河流狀花樣。河流狀花樣是由于裂紋在擴展過程中，遇到不同的微觀結構區(qū)域，導致裂紋擴展方向發(fā)生改變而形成的。河流狀花樣的出現(xiàn)表明裂紋的擴展不再像低應變速率下那樣均勻，而是受到了材料微觀結構的影響。在高應變速率（如通過SHPB裝置實現(xiàn)的103s?1）下，非晶合金的斷口呈現(xiàn)出典型的脆性斷裂特征。斷口表面較為平整，呈現(xiàn)出解理斷裂或準解理斷裂的形貌。解理斷裂的斷口上可以觀察到明顯的解理臺階和河流花樣，這些特征是由于裂紋在晶體的特定晶面上快速擴展而形成的。準解理斷裂的斷口則介于解理斷裂和韌性斷裂之間，既有解理斷裂的特征，如河流花樣，又有一些類似于韌窩的小凹坑。在高應變速率下，斷口上還可能出現(xiàn)一些脈狀花樣。脈狀花樣是由于高應變速率下，材料內部的絕熱剪切效應導致局部溫度升高，材料發(fā)生熔化和流動而形成的。這些脈狀花樣的存在表明在高應變速率下，材料的斷裂過程伴隨著絕熱剪切和局部熔化等復雜的物理現(xiàn)象。五、應變速率對非晶合金復合材料力學行為影響的實驗研究5.1實驗材料與方法5.1.1復合材料制備本實驗選擇了Zr基非晶合金作為基體材料，通過合理的成分設計和工藝控制，制備了兩種不同類型的非晶合金復合材料：外加型和內生型。對于外加型非晶合金復合材料，采用液態(tài)浸滲法引入第二相。選用直徑為50μm的鎢（W）絲作為增強相。將Zr基非晶合金原材料放入高頻感應熔煉爐中，在高純氬氣保護下，加熱至1300℃使其完全熔化。同時，將經過預處理的W絲按照一定的排列方式放置在特制的模具中。將熔化的Zr基非晶合金液體以一定的速度注入模具中，使W絲均勻地分布在非晶合金基體中。在注入過程中，通過控制模具的溫度和液體的流速，確保非晶合金液體能夠充分浸潤W絲，提高兩者的界面結合強度。將模具冷卻至室溫，得到W絲增強Zr基非晶合金復合材料。在制備過程中，嚴格控制增強相的含量和分布是關鍵。增強相含量的多少會直接影響復合材料的力學性能。含量過低，可能無法充分發(fā)揮增強相的作用；含量過高，則可能導致增強相團聚，降低復合材料的性能。通過精確計算和稱量，將W絲的體積分數(shù)控制在10%左右。在放置W絲時，采用精密的定位裝置，確保其在非晶合金基體中均勻分布，避免出現(xiàn)局部聚集或分布不均的情況。對于內生型非晶合金復合材料，通過成分設計和快速凝固工藝，使第二相在非晶合金內部原位生成。在Zr基非晶合金的成分中添加適量的Ti元素，Ti的質量分數(shù)控制在5%。將配制好的合金原材料放入銅模中，采用銅模吸鑄法進行快速凝固。將合金原材料在真空感應熔煉爐中加熱至1200℃熔化，然后迅速將熔化的合金液體吸入到預熱至300℃的銅模中。由于銅模具有良好的導熱性，合金液體在銅模中快速冷卻，冷卻速度達到103K/s以上。在快速凝固過程中，Ti元素在非晶合金內部與Zr等元素發(fā)生反應，原位生成細小的TiZr?金屬間化合物相。這些金屬間化合物相均勻地分布在非晶合金基體中，形成內生型非晶合金復合材料。在制備內生型非晶合金復合材料時，控制合金成分和凝固條件是保證第二相均勻生成和良好分布的關鍵。精確控制Ti元素的添加量，確保其在非晶合金內部能夠形成適量的金屬間化合物相。嚴格控制凝固過程中的冷卻速度和溫度梯度，保證金屬間化合物相能夠均勻地在非晶合金內部形核和生長。5.1.2性能測試方法為了全面研究應變速率對非晶合金復合材料力學行為的影響，采用了多種力學性能測試方法。在拉伸性能測試方面，使用了電子萬能試驗機。將非晶合金復合材料加工成標準的拉伸試樣，標距長度為25mm，橫截面尺寸為5mm×3mm。在測試前，對試樣進行表面拋光處理，以減少表面缺陷對測試結果的影響。將試樣安裝在電子萬能試驗機的夾具上，確保試樣的軸線與拉伸力的方向一致。通過試驗機的控制系統(tǒng)，設定不同的應變速率，如10??s?1、10?3s?1、10?2s?1等。在拉伸過程中，試驗機實時采集載荷和位移數(shù)據(jù)，根據(jù)胡克定律和相關的力學計算公式，計算出應力和應變值，從而繪制出應力-應變曲線。通過對應力-應變曲線的分析，可以得到非晶合金復合材料在不同應變速率下的屈服強度、抗拉強度、延伸率等力學性能指標。在壓縮性能測試中，采用了材料試驗機。制備標準的壓縮試樣，尺寸為直徑6mm，高度10mm。同樣對試樣進行表面處理，以保證測試的準確性。將試樣放置在試驗機的工作臺上，調整好位置后，通過試驗機施加軸向壓力。在壓縮過程中，以不同的應變速率進行加載，如10??s?1、10?3s?1等，并記錄下載荷和位移數(shù)據(jù)。利用這些數(shù)據(jù)繪制壓縮應力-應變曲線，分析應變速率對非晶合金復合材料壓縮屈服強度、抗壓強度、塑性變形能力等力學性能的影響。對于高應變速率下的力學性能測試，采用了分離式霍普金森壓桿（SHPB）裝置。將非晶合金復合材料加工成小尺寸的圓柱形試樣，直徑為4mm，高度為2mm。在實驗時，將試樣放置在入射桿和透射桿之間，確保試樣與壓桿之間的接觸良好。通過發(fā)射子彈撞擊入射桿，產生應力脈沖，應力脈沖沿著入射桿傳播到試樣上，使試樣受到高應變速率加載。在入射桿和透射桿上粘貼有應變片，用于測量應力脈沖的入射波、反射波和透射波。根據(jù)一維應力波理論，利用這些波的信號以及壓桿和試樣的幾何尺寸、彈性模量等參數(shù)，可以計算出試樣在高應變速率下的應力、應變和應變率，從而研究非晶合金復合材料在高應變速率下的力學行為。在測試過程中，需要注意一些關鍵事項。對于拉伸和壓縮試驗，要確保試樣的加工精度和表面質量，避免因試樣缺陷導致測試結果的偏差。在高應變速率測試中，要保證SHPB裝置的正常運行和數(shù)據(jù)采集的準確性。每次實驗前，都要對裝置進行校準和調試，確保子彈的發(fā)射速度穩(wěn)定，應變片的粘貼牢固，數(shù)據(jù)采集系統(tǒng)正常工作。還要注意實驗環(huán)境的穩(wěn)定性，盡量減少溫度、濕度等環(huán)境因素對測試結果的影響。5.2不同應變速率下非晶復合材料力學性能變化5.2.1應力-應變曲線分析不同應變速率下非晶復合材料的應力-應變曲線呈現(xiàn)出豐富的變化特征，反映了材料內部變形機制的復雜演變。以W絲增強Zr基非晶合金復合材料為例，在低應變速率（如10??s?1）下，應力-應變曲線在彈性階段表現(xiàn)為線性關系，符合胡克定律。這是因為在彈性變形階段，材料內部的原子間作用力能夠迅速響應外力的變化，原子的位移是可逆的，沒有發(fā)生不可逆的結構變化。隨著應力的增加，曲線進入塑性變形階段，此時出現(xiàn)明顯的鋸齒狀波動。這是由于復合材料中的非晶基體通過剪切帶的形成和擴展來實現(xiàn)塑性變形。W絲的存在作為應力集中點，會誘發(fā)多個剪切帶的形成。在低應變速率下，剪切帶的形成和擴展相對緩慢，不同剪切帶之間的相互作用導致應力出現(xiàn)波動。當一個剪切帶擴展到W絲附近時，會受到W絲的阻礙，導致應力下降；而當新的剪切帶在其他位置形成并擴展時，應力又會上升，從而形成鋸齒狀曲線。當應變速率提高到10?2s?1時，應力-應變曲線的彈性階段斜率基本保持不變。這表明在這個應變速率范圍內，材料的彈性模量受應變速率的影響較小，原子間的結合力和彈性響應特性相對穩(wěn)定。在塑性變形階段，曲線的鋸齒狀波動變得更加頻繁和劇烈。這是因為高應變速率下，材料內部的應力集中迅速增大，剪切帶的形成和擴展速度加快。更多的剪切帶在短時間內形成并相互作用，使得應力的波動加劇。高應變速率下W絲與非晶基體之間的界面應力也會增大，進一步影響了剪切帶的形成和擴展，導致曲線的波動更加明顯。由于應變速率的增加，材料內部的變形阻力增大，使得曲線整體上移，即相同應變下對應的應力值增大。對于內生型TiZr?金屬間化合物相增強Zr基非晶合金復合材料，在不同應變速率下的應力-應變曲線也有其獨特的變化規(guī)律。在低應變速率下，由于TiZr?相均勻地分布在非晶基體中，能夠有效地阻礙位錯運動和剪切帶的擴展。應力-應變曲線在彈性階段同樣表現(xiàn)為線性關系，進入塑性變形階段后，鋸齒狀波動相對較小。這是因為TiZr?相的強化作用使得剪切帶的形成和擴展相對較為穩(wěn)定，不易出現(xiàn)大幅度的應力波動。隨著應變速率的增加，曲線的彈性階段斜率略有增加。這可能是由于高應變速率下，材料內部的原子來不及充分調整位置，原子間的結合力增強，導致材料的彈性響應增強。在塑性變形階段，曲線的鋸齒狀特征逐漸減弱。這是因為高應變速率下，剪切帶的形成和擴展變得更加連續(xù)和快速，應力的變化相對平穩(wěn)。由于內生型復合材料中第二相與基體的界面結合良好，在高應變速率下能夠更好地協(xié)同變形，使得材料的變形更加均勻，曲線的變化也更加平穩(wěn)。5.2.2增強相的作用與影響增強相在不同應變速率下對非晶復合材料力學性能的增強機制是一個復雜的過程，涉及到位錯運動、剪切帶的形成和擴展以及界面效應等多個方面。在低應變速率下，以W絲增強Zr基非晶合金復合材料為例，W絲作為增強相，其主要的增強機制是阻礙位錯運動和誘發(fā)多重剪切帶。當材料受到外力作用時，非晶基體中的位錯在運動過程中遇到W絲，由于W絲與非晶基體的彈性模量和晶體結構存在差異，位錯難以直接穿過W絲。位錯會在W絲周圍堆積，形成位錯塞積群。位錯塞積群的形成增加了位錯運動的阻力，使得材料需要更大的外力才能發(fā)生塑性變形，從而提高了材料的強度。W絲還作為應力集中點，誘發(fā)多個剪切帶的形成。在低應變速率下，由于變形相對緩慢，非晶基體有足夠的時間在W絲周圍形成多個剪切帶。這些剪切帶相互交織、相互作用，使得材料的塑性變形更加均勻，從而提高了材料的塑性。在低應變速率下進行的拉伸試驗中，可以觀察到W絲周圍形成了密集的剪切帶網(wǎng)絡，材料的塑性變形得到了顯著改善。隨著應變速率的增加，增強相的作用機制發(fā)生了一些變化。在高應變速率下，W絲與非晶基體之間的界面應力增大。由于應變速率快，材料內部的應力集中迅速增大，W絲與非晶基體在變形過程中的變形協(xié)調性變差，導致界面處的應力集中加劇。如果界面結合強度不足，可能會出現(xiàn)W絲與基體脫粘的現(xiàn)象。W絲與基體脫粘會削弱增強相的增強作用，使得材料的力學性能下降。在高應變速率沖擊下，W絲與基體脫粘會導致材料內部出現(xiàn)裂紋，裂紋的快速擴展會導致材料的斷裂。高應變速率下，由于剪切帶的形成和擴展速度加快，W絲對剪切帶的阻礙作用相對減弱。雖然W絲仍然能夠誘發(fā)剪切帶的形成，但由于剪切帶的快速擴展，W絲對剪切帶擴展路徑的改變能力有限。這使得材料在高應變速率下的塑性變形能力可能會受到一定的影響。對于內生型TiZr?金屬間化合物相增強Zr基非晶合金復合材料，在低應變速率下，TiZr?相均勻地分布在非晶基體中，與基體形成良好的界面結合。TiZr?相通過與基體的協(xié)同變形來增強材料的力學性能。在變形過程中，TiZr?相能夠有效地阻礙位錯運動，使得位錯在TiZr?相周圍發(fā)生彎曲、纏結，從而提高了材料的強度。TiZr?相還能夠誘發(fā)剪切帶的形成，并且由于其與基體的良好結合，能夠使剪切帶在基體中均勻分布，提高材料的塑性。在低應變速率下進行的壓縮試驗中，觀察到TiZr?相周圍的基體發(fā)生了均勻的塑性變形，材料的壓縮塑性得到了明顯提高。在高應變速率下，內生型復合材料的增強機制相對穩(wěn)定。由于TiZr?相是在非晶合金內部原位生成的，與基體的界面結合緊密，在高應變速率下能夠較好地保持其增強作用。TiZr?相在高應變速率下仍然能夠有效地阻礙位錯運動和剪切帶的擴展。由于高應變速率下材料內部的應力集中迅速增大，TiZr?相周圍的位錯密度增加，位錯與TiZr?相之間的相互作用更加復雜。這種復雜的相互作用進一步提高了材料的變形抗力，使得材料在高應變速率下仍能保持較好的力學性能。在高應變速率沖擊下，內生型復合材料的TiZr?相能夠有效地阻止裂紋的擴展，提高材料的抗沖擊性能。5.3應變速率對非晶復合材料變形與斷裂機制的影響5.3.1界面結合與載荷傳遞應變速率對非晶復合材料中增強相與基體的界面結合以及載荷傳遞有著重要影響，這一影響機制涉及到材料在受力過程中的微觀力學行為和能量耗散過程。在低應變速率下，增強相與基體之間的界面結合力主要通過原子間的范德華力和化學鍵力來維持。當材料受到外力作用時，載荷通過界面從基體傳遞到增強相。由于加載速度較慢，基體和增強相有足夠的時間進行協(xié)調變形。在W絲增強Zr基非晶合金復合材料中，在低應變速率拉伸時，非晶基體首先發(fā)生彈性變形，隨著應力的增加，位錯在基體中運動并逐漸積累。由于W絲的彈性模量高于非晶基體，位錯在運動到W絲附近時會受到阻礙，形成位錯塞積群。位錯塞積群的形成增加了位錯運動的阻力，使得基體需要更大的外力才能繼續(xù)變形。此時，載荷通過位錯與W絲的相互作用，逐漸傳遞到W絲上。由于加載速度慢，基體和W絲之間的界面能夠較好地協(xié)調變形，界面處的應力集中相對較小。隨著應變速率的增加，材料內部的應力集中迅速增大。在高應變速率下，基體的變形速度加快，位錯來不及充分運動和協(xié)調，導致界面處的應力集中加劇。如果增強相與基體的界面結合強度不足，可能會出現(xiàn)界面脫粘現(xiàn)象。在W絲增強Zr基非晶合金復合材料受到高應變速率沖擊時，由于非晶基體的變形速度遠快于W絲，界面處會產生較大的應力差。當應力差超過界面結合力時，W絲與基體之間就會發(fā)生脫粘。界面脫粘會導致載荷傳遞受阻，降低復合材料的整體力學性能。界面脫粘還可能引發(fā)裂紋的萌生和擴展，進一步削弱材料的強度和韌性。在高應變速率下，由于載荷傳遞不均勻，可能會導致增強相局部受力過大，發(fā)生破碎等現(xiàn)象。在陶瓷顆粒增強非晶合金復合材料中，高應變速率下陶瓷顆?？赡軙驗槌惺苓^大的應力而破碎，從而失去增強作用。5.3.2斷裂過程中的協(xié)同效應在非晶復合材料的斷裂過程中，增強相和基體之間存在著復雜的協(xié)同效應，這種協(xié)同效應在不同應變速率下表現(xiàn)出不同的特征，對應變速率下非晶復合材料的斷裂行為有著重要影響。在低應變速率下，當非晶復合材料受到外力作用時，基體首先發(fā)生彈性變形，隨著應力的增加，基體進入塑性變形階段，通過剪切帶的形成和擴展來實現(xiàn)塑性變形。增強相在這個過程中起到阻礙剪切帶擴展和誘發(fā)多重剪切帶的作用。在W絲增強Zr基非晶合金復合材料中，當基體中形成剪切帶并擴展到W絲附近時，W絲會阻礙剪切帶的進一步擴展。剪切帶可能會繞過W絲繼續(xù)擴展，或者在W絲周圍發(fā)生分叉，形成多個新的剪切帶。這些新的剪切帶相互交織，增加了材料的塑性變形能力，使得材料在斷裂前能夠承受更大的變形。由于加載速度慢，基體和增強相之間有足夠的時間進行協(xié)同變形，材料的斷裂過程相對緩慢。裂紋在擴展過程中，會不斷遇到增強相的阻礙，裂紋擴展路徑變得曲折，消耗更多的能量，從而提高了材料的韌性。在低應變速率下的拉伸試驗中，可以觀察到斷口表面有許多細小的韌窩和撕裂棱，這是韌性斷裂的典型特征，表明增強相和基體之間的協(xié)同效應有效地提高了材料的韌性。隨著應變速率的增加，增強相和基體之間的協(xié)同效應發(fā)生變化。在高應變速率下，基體的變形速度加快，剪切帶的形成和擴展速度也大大增加。由于加載速度快，基體和增強相之間的變形協(xié)調性變差，可能會出現(xiàn)界面脫粘等問題。如果界面脫粘發(fā)生，裂紋會沿著脫粘界面快速擴展，導致材料的韌性降低。在高應變速率沖擊下，裂紋的擴展速度極快，增強相可能來不及有效地阻礙裂紋擴展。在這種情況下，材料的斷裂可能主要由基體的脆性斷裂主導，增強相的增強作用受到限制。在高應變速率下，由于能量耗散主要通過快速形成的剪切帶和裂紋擴展來實現(xiàn)，增強相和基體之間的協(xié)同效應相對減弱，材料更容易發(fā)生脆性斷裂。在高應變速率沖擊下的非晶復合材料斷口表面較為平整，呈現(xiàn)出解理斷裂或準解理斷裂的特征，這表明材料在斷裂過程中沒有充分發(fā)揮增強相和基體之間的協(xié)同效應，韌性較差。六、理論分析與數(shù)值模擬6.1基于位錯理論的分析位錯理論在解釋晶態(tài)材料的變形和強化機制方面已取得了巨大成功，盡管非晶合金不存在晶態(tài)材料中的位錯滑移系，但通過類比和拓展位錯理論，仍可為理解應變速率對非晶合金及其復合材料的影響提供獨特視角。在非晶合金中，可將剪切轉變區(qū)（STZs）視為類似于位錯的基本變形單元。當非晶合金受到外力作用時，在低應變速率下，STZs有足夠的時間通過熱激活進行運動和重排。熱激活過程使得STZs能夠克服周圍原子的阻礙，發(fā)生相對滑動，從而實現(xiàn)材料的塑性變形。在這個過程中，STZs的運動類似于晶態(tài)材料中位錯的滑移。由于應變速率較低，STZs的運動較為有序，材料的變形相對均勻。隨著應變速率的增加，熱激活過程受到抑制。STZs沒有足夠的時間通過熱激活來克服周圍原子的阻力，導致其運動受阻。這就如同晶態(tài)材料在高應變速率下，位錯運動受到限制一樣。STZs的運動受阻使得材料內部的應力集中迅速增大，需要更大的外力才能使材料繼續(xù)變形，從而導致材料的強度提高。對于非晶合金復合材料，第二相的存在會對位錯（或STZs）的運動產生顯著影響。在低應變速率下，當位錯（或STZs）運動到第二相附近時，由于第二相與基體的彈性模量、晶體結構等存在差異，位錯（或STZs）難以直接穿過第二相。位錯（或STZs）會在第二相周圍堆積，形成位錯塞積群（或STZs塞積群）。位錯塞積群（或STZs塞積群）的形成增加了位錯（或STZs）運動的阻力，使得材料需要更大的外力才能發(fā)生塑性變形，從而提高了材料的強度。在W絲增強Zr基非晶合金復合材料中，W絲的存在會導致位錯（或STZs）在其周圍堆積，提高了材料的強度。隨著應變速率的增加，第二相的作用機制發(fā)生變化。在高應變速率下，位錯（或STZs）的運動速度加快，與第二相的相互作用更加劇烈。如果第二相與基體的界面結合強度不足，可能會出現(xiàn)界面脫粘現(xiàn)象。界面脫粘會導致位錯（或STZs）的運動路徑發(fā)生改變，載荷傳遞受阻，降低復合材料的整體力學性能。在高應變速率沖擊下，W絲與Zr基非晶合金基體之間的界面可能會發(fā)生脫粘，導致材料的強度和韌性下降。高應變速率下，由于位錯（或STZs）的運動速度快，第二相對位錯（或STZs）的阻礙作用相對減弱。雖然第二相仍然能夠誘發(fā)位錯（或STZs）的運動，但由于位錯（或STZs）的快速運動，第二相對位錯（或STZs）運動路徑的改變能力有限。這使得材料在高應變速率下的塑性變形能力可能會受到一定的影響。6.2分子動力學模擬分子動力學模擬是一種基于牛頓力學的數(shù)值模擬方法，在研究應變速率對非晶合金及其復合材料力學行為影響方面具有重要的應用價值。其基本原理是將所研究的體系視為由大量原子或分子組成的多體系統(tǒng)，每個原子或分子被看作是在其他原子或分子所提供的勢場中運動的質點。通過求解牛頓運動方程：F_{i}=m_{i}\frac{d^{2}r_{i}}{dt^{2}}其中，F(xiàn)_{i}是作用在第i個原子上的力，m_{i}是第i個原子的質量，r_{i}是第i個原子的位置矢量，t是時間，可以得到原子在不同時刻的位置和速度，從而模擬體系的動態(tài)演化過程。在分子動力學模擬中，原子間的相互作用通過原子間相互作用勢來描述。常見的原子間相互作用勢有Lennard-Jones勢，它主要描述了中性原子或分子間的范德華力和短程排斥力。對于金屬體系，常用的是嵌入原子法（EAM）勢，EAM勢考慮了原子的電子云相互作用，能夠較好地描述金屬原子間的相互作用。在模擬Zr基非晶合金時，使用EAM勢可以準確地描述Zr、Cu、Ni、Al等原子之間的相互作用，從而更真實地模擬非晶合金的原子結構和力學行為。為了求解牛頓運動方程，需要采用合適的數(shù)值算法。常用的算法有Verlet算法，它通過對原子位置和速度的離散化處理，采用有限差分的方法來近似求解運動方程。Verlet算法具有計算精度高、數(shù)值穩(wěn)定性好的優(yōu)點。在模擬過程中，首先設定初始條件，包括原子的初始位置、速度和體系的溫度等。然后，通過原子間相互作用勢計算原子間的相互作用力，再利用Verlet算法更新原子的位置和速度。在每個時間步長內，重復上述過程，從而實現(xiàn)對體系動態(tài)演化的模擬。分子動力學模擬可以在不同的系綜下進行。常見的系綜有正則系綜（NVT）和等溫等壓系綜（NPT）。在NVT系綜中，體系的粒子數(shù)（N）、體積（V）和溫度（T）保持不變。在研究非晶合金在恒溫條件下的變形行為時，可以采用NVT系綜。在NPT系綜中，體系的粒子數(shù)（N）、壓力（P）和溫度（T）保持不變。當需要研究非晶合金在不同壓力下的結構和性能時，可以選擇NPT系綜。通過分子動力學模擬，可以獲得體系的各種宏觀統(tǒng)計量，如應力、應變、能量等。應力可以通過Virial定理計算得到，應變可以根據(jù)原子位置的變化來計算。這些宏觀統(tǒng)計量與實驗中測量的物理量相對應，從而可以將模擬結果與實驗結果進行對比和驗證。在模擬非晶合金的拉伸過程時，可以通過分子動力學模擬得到應力-應變曲線，與實驗測得的應力-應變曲線進行對比，從而驗證模擬的準確性。在研究應變速率對非晶合金的影響時，分子動力學模擬能夠直觀地展示原子尺度下的變形機制。通過模擬不同應變速率下非晶合金的拉伸過程，發(fā)現(xiàn)低應變速率下，原子的運動較為有序，通過剪切轉變區(qū)（STZs）的逐步演化實現(xiàn)塑性變形。高應變速率下，原子來不及充分調整位置，STZs的形成和演化更加劇烈，導致材料的變形集中在局部區(qū)域，容易發(fā)生脆性斷裂。對于非晶合金復合材料，分子動力學模擬可以研究增強相與基體之間的界面結合、載荷傳遞以及在不同應變速率下的協(xié)同變形機制。在模擬W絲增強Zr基非晶合金復合材料時，能夠觀察到在低應變速率下，W絲與基體界面結合良好，有效阻礙位錯運動，提高材料強度。高應變速率下，界面應力增大，可能出現(xiàn)界面脫粘，影響材料性能。6.3有限元模擬利用有限元模擬軟件，如ABAQUS、ANSYS等，對不同應變速率下非晶合金及其復合材料的應力應變分布進行深入分析，有助于從數(shù)值模擬的角度揭示其力學行為的內在機制。在建立非晶合金的有限元模型時，首先需根據(jù)非晶合金的原子結構特點，采用合適的建模方法。由于非晶合金原子排列長程無序，可通過隨機分布原子的方式構建模型。對于Zr基非晶合金，在ABAQUS軟件中，可利用其自帶的建模工具，隨機生成一定數(shù)量的原子，并根據(jù)Zr基非晶合金中各元素的比例，為不同原子賦予相應的屬性。通過設定原子間的相互作用勢，如EAM勢，來描述原子間的相互作用力。在模型中定義材料屬性時，依據(jù)實驗測得的非晶合金的力學性能參數(shù)，如彈性模量、泊松比、屈服強度等，為模型賦予準確的材料屬性。對于Zr基非晶合金，彈性模量設為70GPa，泊松比設為0.35，屈服強度設為1.8GPa。設置不同的應變速率加載條件，模擬準靜態(tài)應變速率（如10??s?1）、中等應變速率（如10?2s?1）和高應變速率（如103s?1）下非晶合金的力學行為。在模擬過程中，通過軟件的計算功能，得到不同應變速率下非晶合金的應力應變分布云圖。在準靜態(tài)應變速率下，應力應變分布相對較為均勻。從云圖中可以看出，材料在受力初期