高熵合金和非晶合金成形|太原理工大学刘建帅,牛小淼等:电流形式对Fe78Si9B13非晶薄带电辅助成形的影响

刘建帅1,2,3，王泽1,2,3，杜旺哲1,2,3，刘元铭1,2,3，牛小淼1,2,3,4*

（1.太原理工大学 机械工程学院，太原 030024；2.金属成形技术与重型装备全国重点实验室，太原 030024；3.先进金属复合材料成形技术与装备教育部工程研究中心，太原 030024；4.海安太原理工大学 先进制造与智能装备产业研究院，江苏 南通 226601）

摘要：目的 采用可调节多参数的电辅助成形技术，探究电流形式和成形温度对铁基非晶合金薄带成形性能的影响。方法 首先搭建了一套可以进行电参数调节、应力加载和实时温度监测的实验平台，其次进行非晶合金薄带的冲孔和成形实验，以进行电流作用下非晶合金薄带力学性能和成形质量的研究，并采用差示扫描量热仪（DSC）、X射线衍射（XRD）、扫描电子显微镜（SEM）等手段进行断口形貌和微观组织分析。结果 随着成形温度的升高，非晶合金薄带的断裂载荷和位移均呈非线性增加，相较于200 ℃和300 ℃，在400 ℃时提升更显著；在相同成形温度下，电流形式对非晶合金薄带成形性能影响最显著的是直流电（DC），脉冲电（PC）次之，交流电（AC）的效果较差；通过X射线衍射与断口形貌分析发现，随着成形温度的升高，非晶合金展现出由韧变脆直至结晶的状态转变。结论 电流的施加能有效改善Fe78Si9B13非晶合金薄带的成形性能；相较于电流形式，成形温度的影响更加显著；电流与外部应力的作用会使非晶合金薄带的晶化温度降低；当成形温度相同时，施加不同形式的电流对Fe78Si9B13非晶合金薄带塑性变形能力的提升效果存在一定差别，电流形式按提升效果由好到坏的顺序依次为直流电（DC）、脉冲电（PC）、交流电（AC）。关键词：非晶合金；电流形式；电辅助成形；变形机理；成形温度

引文格式：刘建帅, 王泽, 杜旺哲, 等. 电流形式对Fe₇₈Si₉B₁₃非晶薄带电辅助成形的影响[J]. 精密成形工程, 2026, 18(1): 205-214.LIU Jianshuai, WANG Ze, DU Wangzhe, et al. Effect of Current Waveform on Electrically-assisted Forming of Fe₇₈Si₉B₁₃ Amorphous Alloy Strips[J]. Journal of Netshape Forming Engineering, 2026, 18(1): 205-214.

非晶合金又叫金属玻璃（Metallic Glass，MG），与具有结构缺陷和周期性晶格结构的晶体材料不同，非晶合金具有短程有序、长程无序的特殊原子结构^[1-3]。其结构的特殊性导致非晶合金在很多方面表现出独特的性能，例如优异的力学性能、大弹性极限、过冷液相区的超塑性和优异的软磁性能等^[4]。目前非晶合金已在医疗技术、汽车、电子零部件和体育用品等领域取得广泛应用^[5]。

非晶合金的塑性成形是非晶合金研究的关键领域之一。在室温条件下，非晶合金的塑性变形主要是通过高度局域化的剪切带形成来实现的^[6]。这些由剪切转变区（Shear Transition Zones，STZs）自组装成核产生的剪切带^[7-8]会沿着最大分解剪应力平面扩展，最终导致非晶合金的脆性断裂^[9]。因此，非晶合金在室温条件下表现出较差的成形性能，这对其实际加工应用提出了重大挑战。一种可行的成形方法是将非晶合金加热至过冷液相区（Supercooled Liquid Region，SCLR）^[10]进行成形。在此温度区间内，非晶合金因发生黏性流动而表现出优异的塑性成形能力^[11]。Kim等^[12]采用热压印成形工艺，在Ti₃₅Zr₁₅Ni₃₅Cu₁₅非晶合金表面成功制备出高质量的格栅结构。

电流因其能量效率高和响应时间快等优势已经在一定程度上取代了传统热炉加热，且电流作用产生的电塑性效应已在许多非晶合金中被证实^[13-14]。Yiu等^[15]在低于玻璃化转变温度T_g下进行了电脉冲冲压实验，实现了铁基非晶合金的均匀变形，证明铁基非晶合金存在电塑性。Maccari等^[16]比较了不同电流形式对非晶态Fe₄₀Ni₄₀B₂₀晶化行为的影响，揭示了电流形式对非晶合金晶化行为的差异化影响，研究表明，Fe₄₀Ni₄₀B₂₀的共晶结晶温度在交流和直流电退火后相较于未处理时降低了120℃，在脉冲电处理后降低了95 ℃。Chen等^[17]对Zr₅₅Cu₃₀Al₁₀Ni₅非晶合金进行了电脉冲辅助拉伸实验，并与热辅助拉伸进行了对比，结果表明，电脉冲除焦耳热效应外还可以产生约0.5T_g的额外“温度增量”。

尽管电流在非晶合金塑性成形中的研究已经取得一定进展，但关于电流形式对Fe₇₈Si₉B₁₃非晶合金塑性成形的影响仍缺乏系统性研究。特别地，Fe₇₈Si₉B₁₃非晶合金的过冷液相区较窄^[18]，而且与具有相分离增强塑性的Zr-Cu-Fe-Al系非晶合金不同^[19]，Fe₇₈Si₉B₁₃非晶合金在远低于其晶化温度的温度下退火也会产生明显的脆化现象^[20]，这不利于它的塑性成形。本文在自行设计的实验平台上系统研究了电流形式和成形温度对Fe₇₈Si₉B₁₃非晶合金的塑性成形性能、微观组织的影响，并解释了其中的变形机理，为优化非晶合金的成形工艺提供了理论依据和切实可行的技术方案。

1实验

1.1材料

本研究采用牌号为1k101的Fe₇₈Si₉B₁₃非晶合金薄带作为原材料，其化学成分（原子数分数）如下：Fe为78%、Si为9%、B为13%。原材料通过单辊急冷法制备而成。Fe₇₈Si₉B₁₃非晶合金具有高强度、高硬度、大弹性极限和优异的软磁性能，目前已在电子电器领域和微机电系统中得到广泛应用^[21-22]。实验时把厚25 μm的Fe₇₈Si₉B₁₃非晶合金薄带裁剪成长100 mm、宽15 mm的标准尺寸试样，如图1所示。

图1样品尺寸

Fig.1 Size of samples

1.2实验平台的搭建

本文设计并搭建了一套用于电流辅助成形的实验平台，包括电流加载装置、薄带通电夹持装置和温度监测装置。成形系统如图2a所示。电流加载装置可以通过计算机控制信号发生器的输出电流形式和电压参数，产生的信号经功率放大器放大后通过铜电极到达非晶薄带两端。为了保证铜电极与非晶带材的接触紧密均匀以及实验中带材两端不会移动，用平口钳夹紧铜电极与带材，云母用于保证铜电极与钳口之间处于绝缘状态。平口钳与底座连接，且底座间无相对移动。

将直径为1 mm的冲头通过绝缘双头螺柱连接在万能材料试验机的上夹具上，即可通过试验机控制载荷的施加。同时用红外测温仪实时监测薄带的温度变化。采用红外测温方案有效避免了传统热电偶测量中可能存在的电流干扰问题。为了确保温度数据的准确性，先将非晶薄带置于恒温加热台上进行加热，同时用热电偶和红外测温仪对其表面温度进行测量，测量过程中不断调整红外测温仪发射率直至两者测量的温度相同，并在3种不同温度下进行调整，最终确定发射率ε=0.95。实验平台如图2b所示。

1.3实验过程与样品表征

实验时，先将裁剪后的非晶薄带水平固定在通电夹具上，将冲头调整到刚接触带材表面中心位置，并施加1 N的预紧力，使带材处于张紧状态。随后通电并启动已调零的万能材料试验机使冲头以5 mm/min的速率下压，同步记录位移-载荷曲线，并用红外测温仪实时监测非晶带材的温度变化，当带材被冲破或到达所设定的载荷时终止实验并切断电源。

实验中所使用的电流形式是正弦交流电（Alternating Current，AC）、直流电（Direct Current，DC）和脉冲电（Pulsed Current，PC），添加未进行电处理（NO ET）的实验组作为对照组。表1为实验中所用信号发生器的输出参数。电压参数的选取遵循等温准则，即通过调节电压参数以保证实验组具有相近的升温速率和稳态温度。功率放大器增益系数K=30。

首先通过冲孔实验测定带材的极限承载能力和临界位移，并把冲孔样品置于扫描电子显微镜（Scanning Electron Microscope，SEM）下，观察断口形貌，以确定样品处于韧性状态还是脆性状态。每组样品都要进行X射线衍射（X-ray Diffraction，XRD）测试，以确定带材是否晶化。然后在预设载荷条件下制备成形试样，评价成形样品的成形质量。

2结果与分析

2.1Fe₇₈Si₉B₁₃非晶合金薄带冲孔实验过程中的温度分布

为了确定铁基非晶合金薄带的玻璃化转变温度（Tg）和起始晶化温度（Tx），对非晶薄带进行了差示扫描量热仪（Differential Scanning Calorimeter，DSC）检测，升温速率为20 ℃/min，如图3所示。该曲线存在2个放热的峰，说明铁基非晶合金在升温过程中发生了2个过程的晶化，Tx约为515 ℃。特别地，该DSC曲线没有明显的玻璃化转变温度，因为常规的加热方式使非晶合金中团簇间的关联作用较弱，原子的弛豫时间较短，没有足够长的时间动态捕捉Tg[18]。

图2成形系统及平台装置

Fig.2 Forming system and platform setup: a) schematic diagram of the forming system; b) electrically-assisted forming experimental platform

图3非晶合金带材的DSC曲线

Fig.3 DSC curve of amorphous alloy strip

图4为电流辅助冲孔实验过程中红外测温仪记录的温度变化曲线。所有温度曲线最初都以一定的速率线性增加，并在约8 s后逐渐趋于平稳。在相同电流形式下，稳态温度随电压参数的增大而增加，并在设定温度附近小幅波动（±10 ℃）。观察曲线发现，所有样品的温度都低于T_x。特别地，相较于AC和DC的温度变化曲线，PC的温度变化曲线呈现出显著的锯齿形波动，并且与噪声不同，这种波动表现出明显的规律性^[23]，这是由于本研究所采用的脉冲电流周期时间较长，且在一个周期内只有20%的时间有电流通过。表2为功率放大器输出到非晶薄带两端的有效

图4冲孔试样表面温度变化曲线

Fig.4 Surface temperature evolution curves of punched samples

电压。铁基非晶合金的电阻率随温度的变化而变化，在温度相同且尺寸相同时，可以认定带材电阻相同。结合图4可以发现，当表面温度相同时，3种波形的有效电压相差较小，本文认定3种电流形式下的电流密度近似相等。设定成形温度为200、300、400 ℃。

2.2电流对Fe₇₈Si₉B₁₃非晶合金薄带力学性能的影响

图5a为冲孔实验过程中记录的冲头位移-载荷曲线。实验结果表明，在通电条件下，非晶带材的断裂位移与载荷较未通电时均有所提高。如表3所示，在电流辅助冲孔实验中，带材的断裂位移和断裂载荷相较于室温下的提升情况与成形温度高度相关。具体来说，在同种电流形式下，随着成形温度的升高，非晶带材的断裂载荷和断裂位移均呈现出先缓慢提升后迅速提升的特点，当成形温度为400 ℃时，二者的提升均超过100%。对比不同电流形式的影响可以发现，当成形温度相同时，DC作用下的断裂位移与载荷最大，PC次之，AC的提升效果较弱。但相较于成形温度，电流形式对非晶带材力学性能的影响较小。图5b为多次重复冲孔实验后所得结果的均值与误差。结果表明，实验数据具有较高的可重复性，且误差波动较小，进一步验证了上述规律的可靠性。

图5电流作用下Fe₇₈Si₉B₁₃非晶合金样品力学性能变化

Fig.5 Evolution of mechanical properties in Fe₇₈Si₉B₁₃amorphous alloy samples under current: a) resistance-distance curves of the punched samples; b) mean and error of repeated experiments

2.3电流作用下Fe₇₈Si₉B₁₃非晶合金薄带微观组织变化

图6为样品的XRD测试结果。可知，在未通电、成形温度为200℃和300℃时，带材仍保持非晶态，如图6a~b所示，因为没有观察到晶化所产生的衍射峰。当成形温度升至400 ℃时，AC和DC实验组出现了晶化衍射峰，PC组则并未出现，且AC组晶化峰强度高于DC组的，这与Maccari等^[16,24]的研究结果一致。如图6c所示，衍射峰所对应的结构是a-Fe相。

图7为冲孔实验的断口SEM图。图7a为不施加电流的对照组，图7b~j为不同电流形式和成形温度下的实验组。可以发现，在较低的成形温度下，带材的断口呈现出脉络状或锯齿状，说明带材处于韧性状态。在较高的成形温度下，断口表面平坦，这表明带材已转变为脆性状态^[25]。其中，AC组在200 ℃时断口脉络状花纹已显著减少，表明此时带材开始向脆性转变，如图7b所示。而PC组即使在300℃时，断口仍保留较清晰的脉络状花纹（图7g），说明其仍具备一定的韧性。随着成形温度进一步升高到400 ℃，脉络状花纹完全消失，说明随着成形温度的升高，带材经历了由韧转脆到结晶的过程，在400 ℃时，AC组断口出现许多凸起，推测是结晶相^[11]，如图7h所示。

2.4电流作用下Fe₇₈Si₉B₁₃非晶合金薄带成形质量变化

图8a~c为相同成形温度、不同电流形式下成形实验终止于19 N时的位移-载荷曲线。通过对比分析发现，相较于未通电的成形曲线，通电后，相同的冲压载荷可以获得更大的成形位移，且随着成形温度的增加，位移进一步增大。值得注意的是，在相同位移时，施加DC所需的冲压力最小，PC与之相差较小，AC组则需更大的冲压力。随着成形温度的升高，各电流形式间的性能差异逐渐显著，这与冲孔实验结果一致。图8d为重复实验的均值与误差，表明实验结果具有可重复性。在实验中还发现，因施加预紧力而处于张紧状态的非晶带材在通电的瞬间会发生软化，反映到位移-载荷曲线上就是未通电的曲线是单调上升的，通电后的曲线在初始阶段会出现“U”形凹陷。图9为样品冲压后的成形外观。不难发现，随着通电参数的加大，成形温度提高，非晶薄带的成形高度显著增加。与之相比，电流形式的影响较弱，无法从成形样品的宏观形貌中观察到显著差别。

图6Fe₇₈Si₉B₁₃非晶合金样品XRD测试结果

Fig.6 XRD test results of Fe₇₈Si₉B₁₃amorphous alloy samples: a) room temperature and 200℃ punching experimental groups; b) 300 ℃ punching experimental group; c) 400 ℃ punching experimental group 

图7Fe₇₈Si₉B₁₃非晶合金样品冲孔实验断口形貌

Fig.7 Fracture morphology of Fe₇₈Si₉B₁₃amorphous alloy samples from punching experiments 

图8电流作用下Fe₇₈Si₉B₁₃非晶合金薄带成形性能变化

Fig.8 Evolution of formability in Fe₇₈Si₉B₁₃amorphous alloy strips under current: a) 200℃ forming experimental group; b) 300 ℃ forming experimental group; c) 400 ℃ forming experimental group; d) mean and error of repeated experiments

3讨论

3.1成形温度影响下Fe₇₈Si₉B₁₃非晶合金薄带变形机理

当电流通过导体时，焦耳热效应会导致其温度升高，这一热效应可以通过红外测温仪记录的温度数据进行间接表征。温度主要是通过弛豫过程影响非晶合金变形，a弛豫和β弛豫是其重要组成部分。a弛豫是体系多数粒子大尺度的运动，主要存在于过冷液体中^[21]。β弛豫可进一步分为低温弛豫（Low Temperature Relaxation，LTR）和高温弛豫（High Temperature Relaxation， HTR），分界温度为225~ 250 ℃[24]。在LTR过程中，非晶合金的原子运动被限制在局部微区域内；而在HTR过程中，原子的运动范围显著扩大，不同微观结构之间的协同作用更为显著[26]。随着成形温度从室温升高至300 ℃，焦耳热提供的能量驱动β弛豫由LTR逐步转变到HTR。在温度进一步升高至400℃过程中，非晶薄带会先进入过冷液相区然后晶化，如图6c所示，在过冷液相区内，a弛豫占据主导地位，体系内多数粒子进行大尺度运动。这解释了图5a与表3中相较于300 ℃，在400 ℃下非晶合金的断裂位移显著提升的原因[27]。

图9成形实验后的带材宏观样貌

Fig.9 Macroscopic morphology of strips after forming experiments

3.2不同形式电流作用下Fe₇₈Si₉B₁₃非晶合金薄带变形机理

在Fe₇₈Si₉B₁₃非晶合金中，自由体积的广泛存在和不均匀分布导致了其内部原子的不均匀排布^[27]。如图10a所示，原子密集区（蓝色区域）的自由体积较少，电阻较大，原子分散区（绿色区域）的自由体积较多，电阻较小^[28]。在外部应力作用下，含自由体积更多的原子分散区更容易产生STZs以适应塑性变形^[29]，原子密集区则会作为弹性基底（红色区域）限制STZs的产生，但其本身并不参与塑性变形，如图10b所示。

电流在Fe₇₈Si₉B₁₃非晶合金成形过程中也发挥着重要作用。虽然传统晶态合金中电流增强塑性的机制主要归因于电流所产生的非热效应促进位错运动^[30-32]，但在非晶合金中，由于缺乏长程有序结构，其作用机制表现出显著差异。在电流通过非晶合金时，其内部原子散射的电子通过电子散射力可以促进原子在电子传输方向上扩散^[17]。因直流电（DC）的电流输入是单向且稳定的，所以原子始终沿着固定方向迁移，非晶合金内部不断积累自由体积，实现均匀变形。脉冲电（PC）凭借瞬态且间歇性的电流输入，可以在极短的时间内产生较大的电子散射力，但其作用时间短，自由体积累积量较DC更少，塑性也较差。交流电（AC）的电流输入呈现出周期性波动特征，这使得原子的迁移方向频繁发生改变，自由体积无法有效积累，进而导致剪切带的扩展缺乏规律性。

电子散射力可以与STZs的激活相关联，并通过势能面解释其机制，如图10c所示。E_A是原子从亚稳态跃迁至更稳定状态所需的能量。外部应力^[33]和电子散射力的协同作用将增加2个最小值之间的斜率（ΔE），从而使原子越过能量势垒所需的活化能由E_A降至E_B，这种效应会大幅提高非晶合金内部的原子迁移率^[34-35]。并且，在电流作用下，密集区的原子因承受更大的电子散射力而加速扩散，这会使密集区的

图10电流作用下Fe₇₈Si₉B₁₃非晶合金变形机理

Fig.10 Deformation mechanism of Fe₇₈Si₉B₁₃amorphous alloy under current: a) atomic distribution in amorphous alloy; b) deformation of shear transformation zones under external stress; c) synergistic effect between external stress and electron-scattering force enhances the slope between two potential minima; d) electron-scattering force preferentially activates atoms in closely packed regions for plastic deformation

 原子也参与剪切转变，扩大STZs，导致非晶合金塑性增加^[36]。同时，随着密集区原子被驱动参与剪切转变，STZs之间的长程相互作用得以松弛，STZs自组装成剪切带的过程被抑制，使非晶合金表现出均匀的塑性变形^[37]，如图10d所示。相较于DC与PC的单向电流，方向周期性变化的AC会使电子散射力的方向、原子的运动方向同步改变，使密集区原子无法正常参与剪切转变，塑性提高受限。持续稳定的DC则可以最大限度地驱动密集区原子参与剪切转变，实现均匀变形。

由于淬火态Fe₇₈Si₉B₁₃非晶合金的结构与结晶态并不相同，所以其晶化过程会经历a-Fe的形核。Shi等^[38]研究表明，Fe₇₈Si₉B₁₃非晶合金在417℃时a-Fe形核的自由能势垒达到最小，形核速率最大。这意味着在温度400℃时可能诱发a-Fe形核。并且DC与AC均是持续性能量输入，在400 ℃时，在能量的持续累积与较小的自由能势垒协同作用下，非晶合金产生了a-Fe形核，破坏了非晶态结构的均匀性^[16]。PC是间歇性的能量输入，其每个周期内都有时间进行能量释放，图4中的锯齿形温度波动同样验证了这点，这使其在400 ℃时也保持了均匀的非晶态结构。

4结论

通过设计并搭建的实验平台成功制备出了Fe₇₈Si₉B₁₃非晶合金的成形件，成形时间较短（2 min以内），成形效果显著。在此平台的基础上，研究了电流形式与成形温度对Fe₇₈Si₉B₁₃非晶薄带成形性能的影响，主要结论如下：

1）成形温度的变化会显著影响Fe₇₈Si₉B₁₃非晶合金薄带的成形性能。这是由于温度的升高会使非晶合金内的结构弛豫由β弛豫逐渐转变为a弛豫，体系内原子运动由小部分原子在局部微区域内运动转变为大多数原子的大尺度运动。在400 ℃成形温度下，非晶薄带的断裂载荷与断裂位移相较于未通电时提升均超100%。成形温度对Fe₇₈Si₉B₁₃非晶合金塑性变形起主要作用。

2）施加不同形式的电流对Fe₇₈Si₉B₁₃非晶合金薄带塑性成形能力的提升效果存在差异。在相同温度与载荷下，成形位移呈现出直流电（DC）成形位移>脉冲电（PC）成形位移>交流电（AC）成形位移的规律，且随着成形温度的升高，差别进一步扩大。

3）电流和外部应力协同作用使非晶合金的起始晶化温度降低，且经不同电流形式处理后的非晶薄带起始晶化温度的降低幅度不同。在400 ℃时，施加交流电与直流电的非晶薄带均出现了不同程度的晶化，且对应晶化峰结构均为a-Fe，在脉冲电作用下，非晶薄带并未发生显著晶化。特别地，尽管施加交流电与直流电的非晶合金在400 ℃时的组织状态发生改变，但电流形式对成形位移的影响依然是直流电（DC）>脉冲电（PC）>交流电（AC）。