通过快速电容器放电进行的金属玻璃的注射成型的制作方法
【专利摘要】本发明提供了用于使用快速电容器放电形成（RCDF）工具对磁性金属玻璃均匀加热、流变软化并使其快速地热塑性形成为净形的装置和方法。RCDF方法利用存储于电容器内的电能的放电在几毫秒或更短的时间量级内将金属玻璃合金的样品或炉料均匀快速地加热到在非晶材料的玻璃化转变温度与合金的平衡熔点之间的预定“加工温度”。一旦样品被均匀地加热，使得整个样品块具有足够低的加工粘度，就可以经由包括例如注射成型、动态锻造、冲压锻造、薄板形成和吹塑成型的众多技术在小于1秒的时间范围内使其成形为高质量的非晶块体物品。
【专利说明】通过快速电容器放电进行的金属玻璃的注射成型
【技术领域】
[0001]本发明一般地涉及用于形成金属玻璃的新方法；并且更特别地涉及用于使用快速电容器放电加热来形成铁磁金属玻璃的工艺。
【背景技术】
[0002]非晶材料是新的一类工程材料，该工程材料具有高强度、弹性、耐蚀性以及熔融状态下的可加工性的独特组合。非晶材料不同于常规的晶态合金，因为它们的原子结构缺少常规的晶态合金的原子结构的典型长程有序图案。非晶材料一般地通过使熔融合金以“足够快”的冷却速度从结晶相的融化温度(或热力学熔化温度)以上冷却至非晶相的“玻璃化转变温度”以下，从而避免合金晶体的成核和生长。正因如此，非晶合金的加工方法总是涉及对“足够快的冷却速度”(也称为“临界冷却速度”)的量化，以确保非晶相的形成。
[0003]早期的非晶材料的“临界冷却速度”是极高的，量级为106°C /秒。正因如此，常规的铸造工艺并不适用于如此高的冷却速度，并且人们开发出了诸如熔融纺丝和平面流铸之类的特殊铸造工艺。由于那些早期的合金的结晶动力学是相当快速的，因而对于熔融合金的排热需要极短的时间(量级为10_3秒或更小)，以绕过结晶，并且因而使得早期的非晶合金的尺寸在至少一个维度上也受到了限制。例如，使用这些常规的技术仅能成功地生产出很薄的箔片和薄带(厚度的量级为25微米)。因为这些非晶合金的临界冷却速度要求严重地限制了由非晶合金制成的部件的尺寸，所以早期的非晶合金作为块体物体和物品的使用受到了限制。
[0004]这些年来，人们已确定，“临界冷却速度”很大程度上取决于非晶合金的化学组成。因此，大量的研究都集中于开发具有低得多的临界冷却速度的新的合金组成。在美国专利N0.5，288，344,5, 368，659,5, 618，359和5，735，975中给出了这些合金的实例，这些专利每个都以引用方式并入本 文。这些非晶合金系(也称为块体金属玻璃或BMG)的特征在于临界冷却速度低至几。C /秒，这允许加工并形成比之前可获得的非晶相物体大得多的块体非晶相物体。
[0005]在可获得低“临界冷却速度”的BMG的情况下，应用常规的铸造工艺来形成具有非晶相的块体物品成为了可能。在过去数年中，包括LiquidMetal Technologies, Inc.在内的众多公司已经致力于开发用于生产由BMG制成的网形状金属部件的商用制造技术。例如，诸如永久型模(mold)金属压铸以及到受热型模内的注射铸造之类的制造方法当前正被用来制造商用的硬件和构件，例如，用于标准的消费电子器件(例如，手机和手持式无线器件)的电子套管、铰链、紧固件、医疗器械和其他高附加值的产品。但是，即使块体凝固的非晶合金提供了对凝固铸造的基本缺陷(尤其是对以上所讨论的压铸和永久型模铸造工艺)的某些修补，但是仍然存在需要解决的问题。首先，需要由范围更广泛的合金组成来制成这些块体物体。例如，目前可购得的具有能够制成大块体非晶物体的大的临界铸造尺寸的BMG仅限于基于可选范围很小的金属的几组合金组成，包括添加有T1、N1、Cu, Al和Be的基于Zr的合金以及添加有N1、Cu和P的基于Pd的合金，这些合金从工程或成本的角度来说并不一定是最优的。
[0006]此外，当前的加工技术需要大量昂贵的机器，以确保创造出适当的加工条件。例如，大多数的成形工艺都需要高真空的或可控的惰性气体环境、材料在坩埚中的感应熔化、对压铸储筒的金属注入以及通过压铸储筒到相当精细的型模组件的浇口和模腔内的气动注射。这些改性的压铸机的价格能够是每台机器数十万美元的。而且，因为加热BMG到目前为止已经通过这些传统的、缓慢的热处理来完成，所以用于加工和形成块体凝固的非晶合金的现有技术总是集中于使熔融合金从热力学熔化温度以上冷却到玻璃化转变温度以下。该冷却要么使用单步骤的单调冷却操作来实现，要么使用多步骤工艺来实现。例如，金属型模(由铜、钢、钨、钥、它们的复合物或者其他高导电性材料制成)在环境温度下被用来促进并加速熔融合金的排热。因为“临界铸造尺寸”与临界冷却速度相关联，所以这些常规的工艺并不适合于形成范围更广泛的块体凝固的非晶合金的较大块体的物体和物品。另外，通常有必要将熔融合金在高压下以高速注入模具内，以确保足够多的合金材料在合金凝固之前被引入模具内，尤其是在制造复杂的且高精密的部件时。因为金属在高压力下以高速注入模具之内，例如，在高压的压铸操作中，所以熔融金属的流动变得易于出现Ray I e i gh-Tay I or不稳定性。这种流动不稳定性的特征在于高韦伯数,并且这种流动不稳定性与促使形成突出的接缝和晶胞(cell)的流动前沿的分裂有关，该接缝和晶胞在铸造部件中呈现为表面和结构的微缺陷。此外，还存在着在未玻璃化的液体被截留于玻璃化金属的固体外壳内时沿着压铸型模的中心线形成缩孔或空隙的倾向。
[0007]试图解决与使材料从平衡熔点以上快速冷却至玻璃化转变以下相关的问题的尝试大部分都集中于利用过冷液体的动力稳定性和粘性流动特性。人们已经提出了包括以下操作的方法:将玻璃给料加热到在该处玻璃弛豫至粘性的过冷液体的玻璃化转变以上，施加压力以形成过冷液体，并且继而在结晶之前冷却到玻璃化转变以下。这些有吸引力的方法在本质上很类似于用来加 工塑料的那些方法。但是，与在相当长的时段内都于软化转变以上而保持为抗结晶稳定的塑料相比，金属过冷液体一旦在玻璃化转变处弛豫了就会相当快地结晶。因此，金属玻璃在以常规的加热速度(20°C/min)加热时于其内为抗结晶稳定的温度范围是相当小的(在玻璃化转变以上的50-100 V )，而液体粘度在该范围内是相当高的( 109-107Pa-s)。由于这些高粘度，使这些液体形成为所希望的形状所需的压力是巨大的，并且对于许多金属玻璃合金来说能够超过可通过常规的高强度加工获得的压力(〈lGPa)。近来人们已经开发出了在以常规的加热速度加热到相当高的温度(在玻璃化转变以上的165°C)时为抗结晶稳定的金属玻璃合金。在美国专利申请20080135138以及G.Duan等人的文章(Advanced Materials, 19 (2007) 4272)和 A.Wiest 的文章(Acta Materialia, 56(2008) 2525-2630)中给出了这些合金的实例，这些申请及文章以引用方式并入本文。由于它们抗结晶的稳定性高，低至IO5Pa-S的加工粘度变为可达到的，这意味着这些合金比传统的金属玻璃更适合于在过冷液体状态下加工。但是，这些粘度仍然显著高于塑料的典型为IO-1OOOPa-S范围的加工粘度。为了获得这样低的粘度，金属玻璃合金要么应当在通过常规的加热来加热时展示出甚至更高的抗结晶稳定性，要么应当以异常高的加热速度来加热，该加热速度会扩大稳定性的温度范围并且将加工粘度降低至在加工热塑性塑料中使用的那些粘度的典型值。
[0008]人们已经进行了几种尝试，以创造出这样方法:将BMG瞬时加热到足以成形的温度，由此避免以上所讨论的许多问题，并且同时扩充能够成形的非晶材料的类型。例如，美国专利N0.4, 115, 682和 5, 005, 456 以及A.R.Yavari 的文章(Materials Research SocietySymposium Proceedings,644 (2001) L12-20-1, Materials Science &Engineering A,375-377 (2004)227-234 ;以及 Applied Physics Letters, 81 (9) (2002)1606-1608)全都利用非晶材料独特的传导性质来使用焦耳加热将材料瞬时加热至成形温度，这些专利和文章以引用方式并入本文。但是，至今这些技术都集中于对BMG样品的局部加热，以仅允许局部形成，例如，此类块件的接合(即，点焊)，或者表面特征的形成。这些现有技术的方法中的没有一种教导如何均匀地加热整个BMG试样体积，以便能够执行整体形成。相反，所有这些现有技术的方法都预期在加热期间的温度梯度，并且讨论这些梯度会如何影响局部形成。例如，Yavari 等人(Materials Research Society Symposium Proceedings,644 (2001)L12-20-1)写道:“正成形的BMG样品的外表面，不管它们与电极接触还是与成形腔室内的周围气体(惰性气体)接触，都将比内部稍微冷点，因为由电流产生的热量通过传导、对流或辐射耗散到样品之外。另一方面，通过传导、对流或辐射加热的样品的外表面比内部稍微热点。这对本方法来说是一个重要的优点，因为金属玻璃的结晶和/或氧化通常首先开始于外表面和界面上，并且如果它们稍微低于块体的温度，则可以更容易地避免此类所不希望的表面晶体的形成。”
[0009]BMG在玻璃化转变以上的抗结晶的有限稳定性的另一个缺点是无法在亚稳性过冷液体的整个温度范围内测量热力学性质和输运性质，例如，热容和粘度。诸如示差扫描量热计、热机械分析仪和Coquette粘度计之类的典型的测量仪器依靠常规的加热仪器(例如，电加热器和感应加热器)，并且从而能够获得被视为常规速度的样品加热速度(典型为<1000C /min)。如以上所讨论的，当以常规的加热速度来加热时，金属过冷液体在有限的温度范围内能够是抗结晶稳定的，并且从而可测量的热力学性质和输运性质被限定于可达到的温度范围之内。因此，与在抗结晶非常稳定的并且它们的热力学性质和输运性质在整个亚稳态范围内可测量的聚合物和有机液体不同，金属过冷液体的性质仅在刚好于玻璃化转变以上的且刚好于熔点以下的狭窄温度范围之内是可测量的。
[0010]因此，需要找出瞬时且均匀地加热整个BMG试样体并从而允许非晶金属的整体成形的新途径。另外，从科学 的角度来看，还需要找出获取并测量金属过冷液体的这些热力学性质和输运性质的新途径。
【发明内容】
[0011]因而，根据本发明提供了一种用于使用快速电容器放电加热(RCDF)来使非晶材料成形的方法和装置。
[0012]在一种实施例中，本发明涉及使用快速电容器放电来快速加热并使非晶材料成形的方法，其中电能量被均匀地释放通过具有基本上均匀的截面的基本上无缺陷的样品，以将整个样品快速均匀地加热到在非晶相的玻璃化转变温度与合金的平衡熔化温度之间的加工温度，并同时成形，并且然后将样品冷却成非晶物品。在一种这样的实施例中，优选地以至少500K/Sec的速度将样品加热到加工温度。在另一种这样的实施例中，成形的步骤使用常规的形成技术，例如，注射成型、动态锻造、冲压锻造和吹塑成型。
[0013]在另一种实施例中，选择具有为大约IX lO+CT1的每单位温度变化的电阻率相对变化(S)的非晶材料。在一种这样的实施例中，非晶材料是基于选自Zr、Pd、Pt、Au、Fe、Co、T1、Al、Mg、Ni和Cu的单质金属的合金。
[0014]在另一种示例性中，按照使得电能被均匀地引入样品内的方式通过与所述样品的相对两端连接的至少两个电极将电能量释放到样品之内。在一种这样的实施例中，方法使用至少100J的电能量。
[0015]在又一种实施例中，加工温度为在非晶材料的玻璃化转变温度与合金的平衡熔点之间的中点附近。在一种这样的实施例中，加工温度为在非晶材料的玻璃化转变温度以上的至少200K。在一种这样的实施例中，加工温度是使得受热非晶材料的粘度为大约l-104Pas-sec 的。
[0016]在再一种实施例中，用来使样品成形的形成压力受到控制，使得样品按照足够低的速度变形以避免高韦伯数的流动。
[0017]在再一种实施例中，用来使样品成形的变形速度受到控制，使得样品按照足够低的速度变形以避免高韦伯数的流动。
[0018]在再一种实施例中，初始的非晶金属样品(给料)可以是具有均匀截面的任何形状的，例如，圆柱体、薄板、方形及矩形固体。
[0019]在再一种实施例中，非晶金属样品的接触表面被切割成平行的且被抛光成平坦的，以便确保与电极接触表面良好接触。
[0020]在再一种实施例中，本发明涉及用于使非晶材料成形的快速电容器放电装置。在一种这样的实施例中，非晶材料的样品具有基本上均匀的截面。在另一种这样的实施例中，至少两个电极将电能源连接至非晶材料的样品。在这样的实施例中，电极与样品连接使得在电极与样品之间形成基本上均匀的连接。在又一种这样的实施例中，动态电场的电磁趋肤深度与炉料的半径、宽 度、厚度及长度相比是大的。
[0021]在再一种实施例中，电极材料被选择为具有低屈服强度及高电导率和热导率的金属，例如，铜、银或镍，或者以至少95at%的铜、银或镍的形成的合金。
[0022]在再一种实施例中，“坐落”压力被施加于电极与初始的非晶样品之间，以便使在电极/样品界面处的电极的接触表面塑性变形，以使其符合样品的接触表面的微观特征。
[0023]在再一种实施例中，低电流的“坐落”电脉冲被施加于电极与初始的非晶样品之间，以便使在电极的接触表面处的非晶样品的任何非接触区域局部软化，并且从而使其符合电极的接触表面的微观特征。
[0024]在装置的再一种实施例中，电能源能够产生的电能量足以按至少500K/SeC的速度将整个样品均匀地加热到在非晶相的玻璃化转变温度与合金的平衡熔点之间的加工温度。在装置的此类实施例中，电能源以使得样品被绝热地加热的速度放电，或者换言之，以比非晶金属样品的热弛豫速度高得多的速度，以便避免热传递和热梯度的发展，并且从而促进对样品的均匀加热。
[0025]在装置的再一种实施例中，在装置中使用的成形工具选自注射型模、动态锻炉、冲压锻炉和吹塑型模，并且能够施加的变形应变足以形成所述受热样品。在一种这样的实施例中，成形工具至少部分地由至少一个电极形成。在可替换的此类实施例中，成形工具独立于电极。
[0026]在装置的再一种实施例中，气动或电磁驱动系统被提供，用于对样品施加变形力。在这样的系统中，变形力或变形速度能够受到控制，使得受热的非晶材料按足够慢的速度变形，以避免高韦伯数的流动。
[0027]在装置的再一种实施例中，成形工具还包括用于将工具加热到优选地在非晶材料的玻璃化转变温度附近的温度的加热元件。在这样的实施例中，形成的流体的表面将被更缓慢地冷却，从而提高待形成的物品的表面光洁度。
[0028]在再一种实施例中，拉伸变形力在能量的释放期间被施加于充分夹紧的样品上，以便拉出均匀截面的丝线或纤维。
[0029]在再一种实施例中，拉伸变形力受到控制，使得材料的流动是牛顿流动，并且因紧缩所致的失效得以避免。
[0030]在再一种实施例中，拉伸变形速度受到控制，使得材料的流动是牛顿流动，并且因紧缩所致的失效得以避免。
[0031]在再一种实施例中，冷氦流被吹送到拉制的丝线或纤维上，以促进冷却到玻璃化转变以下。
[0032]在再一种实施例中，本发明涉及用于在过冷液体的整个亚稳态范围内测量过冷液体的热力学性质和输运性质的快速电容器放电装置。在一种这样的实施例中，高分辨率的及高速的热成像相机被用来同时记录非晶金属的样品的均匀加热和均匀变形。时间的、热的和变形的数据能够被转换成时间、温度和应变数据，而所输入的电功率以及所施加的压力能够被转换成内能和外加压力，由此得到有关样品的温度、温度相关的粘度、热容及焓的信息。
[0033]在另一种实施例 中，本发明涉及快速电容器放电注射成型装置，包括:
[0034]?非晶金属样品，所述样品具有基本上均匀的截面；
[0035].电能源；
[0036]?用于将所述电能源与所述非晶金属样品互连的至少两个电极；
[0037]?可相对所述样品移动的至少一个柱塞；
[0038]?相对该至少一个可移动柱塞布置的压注力发生器，使得压注力可以通过所述可移动柱塞施加于样品；
[0039]?形成为两个协作的半部的注射成型模具，使得当协作的半部被合到一起时，它们结合以包含:
[0040]〇电绝缘的给料通道，被配置用于接纳样品并且将所述样品放置为与所述至少两个电极电连接，使得在所述电极与所述样品之间形成充分紧密的连接，并且与所述至少一个柱塞机械连接，使得所述压注力被传递给所述样品，
[0041]〇用于使所述样品形成为期望形状的并且使所述样品充分冷却的导热型模，以及
[0042]〇形成所述给料通道与所述型模之间的流体互连的至少一个导热流道；
[0043]?其中所述电能源能够产生并释放的电能量足以将整个样品均匀地加热到在非晶材料的玻璃化转变温度与平衡熔点之间的加工温度；并且
[0044]?其中所述压注力发生器能够通过所述至少一个可移动柱塞施加的压注力足以驱使所述受热样品通过所述流道进入所述型模，以在其内形成净形(net shape)物品。
[0045]在一种这样的实施例中，装置还包括用于将所述型模加热到在非晶金属的玻璃化转变温度处或附近的温度的温度可控的加热元件。[0046]在另一种这样的实施例中，电极材料选自Cu、Ag、N1、铜-铍合金、或者含有至少95at%的Cu、Ag或Ni之一的合金。
[0047]在又一种这样的实施例中，电能量的释放以及至少一个柱塞的运动被同步。在一种这样的实施例中，至少一个电极充当柱塞。
[0048]在再一种这样的实施例中，金属玻璃给料由选自基于Zr的、基于Ti的、基于Cu的、基于Ni的、基于Al的、基于Fe的、基于Co的、基于Mg的、基于Ce的、基于La的、基于Zn的、基于Ca的、基于Pd的、基于Pt的和基于Au的合金制成。
[0049]在另外一种这样的实施例中，柱塞材料选自Cu、Ag、N1、铜-铍合金、或者含有至少95at%的Cu、Ag或Ni之一的合金、或者Ni合金、或钢、或玻璃陶瓷(Macor)、或氧化钇稳定化的氧化锆、或者细粒度的明矾。
[0050]在另外一种这样的实施例中，金属玻璃给料的形式为圆柱形棒。在一种这样的实施例中，圆柱形金属玻璃给料棒的直径为2-15mm。在另一种这样的实施例中，圆柱形金属玻璃给料棒的长度为棒直径至少两倍大。在又一种这样的实施例中，电极同样是圆柱形的，并且其中电极的直径与圆柱形金属玻璃给料棒的直径相同。
[0051]在另外一种这样的实施例中，电绝缘的给料通道由展示出至少3MPa m1/2的断裂韧度的材料制成。在一种这样的实施例中，电绝缘的给料通道由可加工的陶瓷制成。在另一种这样的实施例中，这样的插入部(insert)的材料包括玻璃陶瓷、氧化乾稳定化的氧化错或者细粒度的氧化铝。
[0052]在另外一种这样的实施例中，电绝缘的给料通道具有与金属玻璃给料和电极的形状协作的形状，并且被做成使得金属玻璃给料与电极在所述通道内紧密匹配的尺寸。
[0053]在另外一种这样的实施例中，型模由展示出至少10W/m2K的热导率的材料制成。在一种这样的实施例中，型模由 选自铜、黄铜、工具钢、氧化铝、氧化钇稳定化的氧化锆或者它们的组合的材料制成。
[0054]在另外一种这样的实施例中，装置还包括布置于至少一个流道与型模之间的至少一个浇口。
[0055]在另外一种这样的实施例中，源包括与硅控整流器串行连接的电容器组。
[0056]在另外一种这样的实施例中，在电能量释放之后金属玻璃给料内的温度偏差为受热给料的平均温度的10%以内。
[0057]在另外一种这样的实施例中，施加于受热的金属玻璃给料的力为100-1000N。
[0058]在另外一种这样的实施例中，施加于受热的金属玻璃给料的压力为10-100MPa。
[0059]在另外一种这样的实施例中，压注力发生器选自气动驱动器、液压驱动器、磁力驱动器、或者它们的组合。
[0060]在另外一种这样的实施例中,压注力随时间改变。
[0061]在另外一种这样的实施例中，该至少一个可移动柱塞的运动随时间改变。
[0062]在另外一种这样的实施例中，压注力在电能量的释放之后施加。
[0063]在另外一种这样的实施例中，至少100吨的夹紧力被施加以使模具的两个半部锁定在一起。在一种这样的实施例中，夹紧力由液压驱动器或磁力驱动器之一施加。
[0064]在另外一种这样的实施例中，模具的两个半部经由铰链来互连。
[0065]在另外一种这样的实施例中，型模还包括至少一个推顶杆。[0066]在另外一种这样的实施例中，模具被封入气密密封的腔室内。
[0067]在另外一种这样的实施例中，腔室被保持于0.0lPa或更低的压力下。
[0068]在另外一种这样的实施例中，腔室含有氩气或氦气之一。
[0069]在另外一种这样的实施例中，其中两个柱塞是可相对给料通道移动的，使得两个电极对给料施加压注力。
[0070]在另外一种这样的实施例中，流道被定位于给料通道的中央，并且其中电极以近似相同的速度同步移动。
[0071]在另外一种这样的实施例中，两个电极充当两个柱塞。
【专利附图】
【附图说明】
[0072]参考后面的图形和数据图，本发明的描述将可更全面地理解，这些图形和数据图作为本发明的示例性实施例来给出，并且不应被看作是对本发明的范围的全面详述，在附图中:
[0073]图1提供了根据本发明的一种示例性快速电容器放电形成方法的流程图；
[0074]图2提供了根据本发明的快速电容器放电形成方法的一种示例性实施例的示意图；
[0075]图3提供了根据本发明的快速电容器放电形成方法的另一种示例性实施例的示意图；
[0076]图4提供了根据本发明的快速电容器放电形成方法的又一种示例性实施例的示意图；
[0077]图5提供了根据本发明的快速电容器放电形成方法的再一种示例性实施例的示意图；
[0078]图6提供了根据本发明的快速电容器放电形成方法的再一种示例性实施例的示意图；
[0079]图7提供了根据本发明的与热成像相机结合的快速电容器放电形成方法的一种示例性实施例的示意图；
[0080]图8a至8d提供了使用根据本发明的一种示例性快速电容器放电形成方法获得的试验结果的一系列照片图像；
[0081]图9提供了使用根据本发明的一种示例性快速电容器放电形成方法获得的试验结果的一张照片图像；
[0082]图10提供了总结使用根据本发明的一种示例性快速电容器放电形成方法获得的试验结果的数据图；
[0083]图1la至lie提供了根据本发明的一种示例性快速电容器放电装置的一组示意图；
[0084]图12a和12b提供了使用图1la至Ile所示的装置制成的模制物品的照片图像；
[0085]图13提供了处于松开的未装载状态的注射成型装置的示意图；
[0086]图14提供了处于松开的已装载状态的图13的注射成型装置的示意图；
[0087]图15提供了处于夹紧的已装载状态的图13的注射成型装置的示意图；
[0088]图16提供了图13的注射成型装置的电绝缘插入部的详细示意图；[0089]图17提供了图13的注射成型装置的导热部分的详细示意图；以及
[0090]图18提供了图13的注射成型装置在形成之后的示意图。
【具体实施方式】
[0091]本发明涉及一种用于通过焦耳加热对金属玻璃均匀加热、流变软化并使用挤压或模具工具将其快速地(典型地，加工时间小于I秒)热塑性成形为净形物品的方法。更具体地，该方法利用存储于电容器内的电能(典型地，100焦-100千焦)的放电在几毫秒或更短的时间量度内将金属玻璃合金的样品或炉料(charge )均匀快速地加热到在非晶材料的玻璃化转变温度与合金的平衡熔点之间的中点附近的预定“加工温度”，并且在下文被称为快速电容器放电成形(RCDF)。本发明的RCDF工艺产生自这样观察:金属玻璃由于其作为冷冻液体的优点而具有相对较低的电阻率，这能够导致按照使得样品在电力释放的适当应用下以绝热的方式加热的速度进行对材料的高耗散且高效率的均匀加热。
[0092]通过快速均匀地加热BMG，RCDF方法将过冷液体的抗结晶的稳定性扩展到比玻璃化转变温度显著要高的温度，由此使整个样品体进入与最适宜形成的加工粘度关联的状态。RCDF方法还允许达到由亚稳态过冷液体提供的整个粘度范围，因为该范围不再受稳定结晶相的形成所限制。总之，该工艺使得所形成的部件的质量增强，可用部件的产量提高，材料和加工成本降低，可用BMG材料的范围扩大，能量效率提高，以及制造机器的资本成本降低。另外，由于能够在RCDF方法中获得的瞬时均匀的加热，在液体亚稳态的整个范围内的热力学性质和输运性质变为可进行测量的。因此，通过将附加标准仪器使用引入诸如温度和应力测量仪器使用之类的快速电容器放电设置中，能够在玻璃化转变与熔点之间的整个温度范围内测量诸如粘度、热容及焓之类的性质。
[0093]图1提供了本发明的RCDF技术的简单流程图。如图所示，该过程开始于将存储于电容器内的电能(典型地，100J-100KJ)释放到金属玻璃合金的样品块或炉料内。根据本发明，电能的施加可以被用来在几微秒至几毫秒或更小的时间量度内将样品快速均匀地加热到合金的玻璃化转变温度以上的预定的“加工温度”，并且更具体地到在非晶材料的玻璃化转变温度与合金的平衡熔点之间的中点附近的加工温度(约为Tg以上的200-300K)，使得非晶材料具有足以允许容易成形的加工粘度(?1-1O4PaS-S或更小)。
[0094]一旦样品被均匀地加热，使得整个样品块具有足够低的加工粘度，就可以经由包括例如注射成型、动态锻造、冲压锻造、吹塑成型等众多技术使其成形为高质量的非晶块体物品。但是，使金属玻璃的炉料成形的能力完全取决于确保炉料的加热在整个样品块上既要快速也要均匀。如果达不到均匀的加热，则样品作为代替会经历到局部加热，并且虽然这样的局部加热对于某些技术(例如，将块件连接或点焊在一起或者使样品的特定区域成形)是有用的，但是这样的局部加热尚未且无法被`用来执行样品的块体成形。同样地，如果样品加热不是足够快的(典型地，量级为500-105K/s)，则要么正在成形的材料将会失去其非晶特性，要么成形技术将限定于具有优良的加工性能(即，过冷液体抗结晶的高稳定性)的那些非晶材料，此外还会降低该工艺的应用。
[0095]本发明的RCDF方法确保了对样品的快速均匀加热。但是，要了解用于使用RCDF来实现对金属玻璃样品的快速均匀的加热的必要准则，有必要首先了解金属材料的焦耳加热是如何发生的。金属的电阻率的温度依赖性能够依据每单位温度变化的电阻率相对变化系数S来量化，其中S被定义为:
[0096]S= (1/P 0) [d P ⑴ /dT] To(公式 1)
[0097]其中S的单位为(1/degrees-C)，Po是金属在室温T。下的电阻率(单位为:Ohm-cm),而[dp /dT]To是在室温下的电阻率的温度导数(单位为:Ohm-cm/°C )(假定为线性的)。典型的非晶材料具有大的P。(80 μ Ω -cm< P 0<300 μ Ω-cm)，但是很小(且常常为负)的S值(-1*10-4〈5〈+1*10-4)。
[0098]对于出现于非晶合金中的小的S值，受到均匀电流密度的均匀截面的样品将受到空间上均匀的欧姆加热，样品将被从环境温度Ttl快速地加热到最终温度TF，该最终温度Tf取决于由下式给出的电容器的总能量:
[0099]E = 1/2CV2(公式 2)
[0100]以及样品炉料的总热容Cs (单位为:J/°C)。Tf将由下式给出:
[0101]Tf = T0+E/Cs(公式 3)
[0102]进而，加热时间将由电容放电的时间常数Tk=RC来确定。在此，R是样品的总电阻(加上了电容放电电路的输出电阻)。因此，在理论上，金属玻璃的典型加热速度能够由下式给出:
[0103]dT/dt = (Tf-T0) / τ RC(公式 4)
[0104]相比之下，常见的晶态金属具有低得多的pQ(1-30μ Ω-cm)以及大得多的S值(-0.01-0.1)。这会引起显著的行为差异。例如，对于常见的晶态金属(例如，铜合金、铝或钢合金)P。小得多(1-20 μ Ω-Cm)，然而S大得多(典型地，S-0.01-0.1)。晶态金属的较小的P ο值会导致在样品内较小的耗散(与电极相比)，并且使得电容器的能量到样品的耦合效率较低。而且，当晶态金属熔化时，P (T) 一般地在从固态金属变为熔融金属时增大2倍或更多。连同电阻率在常见的晶态金属的熔化时的增大一起，大的S值会在均匀的电流密度下导致极不均匀的欧姆加热。晶态样品将总是在局部熔化，典型地在高压电极或者样品内的其他界面附近。进而，电容器通过晶体棒的能量释放导致加热的空间局部化以及局部熔化，只要该处的初始电阻最大(典型地，在界面处)。实际上，这是晶态金属的电容放电焊接(点焊、凸焊、“螺柱焊”等)的基础，其中局部熔化工具被创建于电极/样品界面或者待焊接部件内的其他内部界面附近。
[0105]如同发明背景部分所讨论的，现有技术的系统同样意识到了非晶材料的固有导电性质；但是，至今还没有意识到的是，要确保整个样品的均匀加热，还有必要在能量于加热样品内的耗散时避免空间非均匀性的动态发展。本发明的RCDF方法阐明了两个准则，这两个准则必须要满足以防止这样的非均匀性的发展并确保对炉料的均匀加热:
[0106]电流在样品内的均匀性；以及
[0107]样品在动态加热期间相对功率耗散的不均匀性发展的稳定性。
[0108]虽然这些准则看似相对直截了当，但是它们对在加热期间使用的电荷、用于样品的材料、样品的形状以及在用来引入电荷的电极与样本自身之间的界面设置了众多物理和技术约束。例如，对于长度L和截面积A= JiR2 (R=样品半径)的圆柱形炉料，会存在下列要求。
[0109]在电容放电期间，在圆柱体内的电流的均匀性要求:动态电场的电磁感应趋肤深度A与样品的相关尺寸特性(半径、长度、宽度或厚度)相比是大的。在圆柱体的实例中，相关特性尺寸很明显是炉料的半径和深度，R和L。当Λ = [P P/μ Jv2SR, L时，该条件得以满足。在此，τ为电容器和样品系统的“RC”时间常数，μ X 10_7 (H/m)是真空介电常数。对于R和L?lem，这意味着τ >10-100 μ S。使用感兴趣的典型尺寸以及非晶合金的电阻率值，这需要尺寸适宜的电容器，典型地电容为?10，000 μ F或更大。
[0110] 相对于在动态加热期间功率耗散的非均匀性的发展的样品稳定性能够通过执行稳定性分析来了解，该稳定性分析包括通过受傅立叶方程支配的电流和热流进行的欧姆“焦耳”加热。对于具有随温度增大(即，正的S)的电阻率的样品，沿样品圆柱体的轴向的局部温度变化将会增加局部加热，这进一步增加了局部电阻和热耗散。对于足够高的功率输入，这导致加热沿圆柱体的“局部化”。对于晶态材料，它会导致局部熔化。然而这种行为在希望沿构件之间的界面产生局部熔化的焊接中是有用的，但如果希望均匀地加热非晶材料，则这种行为是极其不希望出现的。本发明提供了用于确保均匀加热的关键准则。使用以上所定义的S，我们发现加热在如下条件下是均匀的:
C AK-DCs[O川]=s(公式 5)
CDt
[0112]其中D是非晶材+丨的热扩散率(m2/s)，Cs是样品的总热容，而Rtl是样品的总电阻。使用金属玻璃典型的D和Cs的值，并且假定长度(L?1cm)，且输入功率I2Rtl?IO6W (这些是本发明所典型要求的)，有可能获得Srait?10_4-10_5。均匀加热的这个准则对于许多金属玻璃都应当是满足的(参见以上的S值)。特别地，许多金属玻璃具有S〈0。这样的材料(即，S〈0的材料)将总是满足加热均匀性的这个要求。满足该准则的示例性材料在美国专利N0.5，288，344,5, 369，659,5, 618，359和5，735，975中进行了阐明，这些专利的公开内容以引用的方式并入本文。
[0113]在所施加的电荷以及所使用的非晶材料的基本物理准则之上，还存在着技术要求，以确保电荷被尽可能均 匀地施加于样品。例如，样品为基本上无缺陷的且被形成为具有均匀的截面是重要的。如果这些条件不满足，则热量不会在整个样品上均匀地耗散，并且会发生局部加热。具体地，如果在样品块中存在间断或缺陷，则以上所讨论的物理常数(即，D和Cs)在那些点将是不同的，从而导致不同的加热速度。另外，因为样品的热性质同样取决于物品的尺寸(即，L)，所以如果物品的界面改变，则会存在沿着样品块的局部热点。而且，如果样品接触表面不是足够平的且平行的，则在电极/样品界面上会存在界面接触电阻。因此，在一种实施例中，样品块被形成使得它是基本上无缺陷的并且具有基本上均匀的截面。应当理解，虽然样品块的截面应当是均匀的，但是只要这个要求满足，就不存在置于样品块的形状上的固有约束。例如，样品块可以采用任何适合的几何上均匀的形状，例如，薄板、块体、圆柱体等。在另一种实施例中，样品接触表面被切割为平行的，并且被抛光成平滑的，以便确保与电极的良好接触。
[0114]另外，重要的是在电极与样品之间没有产生界面接触电阻。要达到这点，电极/样品界面必须被设计以确保电荷得以均匀地施加，即，具有均匀的密度，使得在界面上没有“热点”产生。例如，如果电极的不同部分提供与样品的差异化的导电接触，则加热的空间局部化以及局部熔化将会在初始电阻最大的任何地方发生。这进而将在局部熔池于电极/样品界面或样品内的其他内部界面附近产生的地方导致放电焊接。根据均匀电流密度的这种要求，在本发明的一种实施例中，电极被抛光成平滑且平行的，以确保与样品的良好接触。在本发明的另一种实施例中，电极由软金属制成，并且超过电极材料在界面处的屈服强度的、但没有超过电极屈曲强度的均匀的“坐落”压力被施加，使得电极正向挤压整个界面，但不弯曲，并且在界面处的任何非接触区域都发生塑性变形。在本发明的又一种实施例中，刚好够使非晶样品在电极的接触表面处的任何非接触区域的温度升高至略微高于非晶材料的玻璃化转变温度的、并从而允许非晶样品符合电极的接触表面的微观特征的均匀低能量的“坐落”脉冲被施加。另外，在又一种实施例中，电极被定位使得正极和负极提供通过样品的对称的电流通路。电极材料的一些合适金属是Cu、Ag和Ni，以及基本上由Cu、Ag和Ni制成(即，含有至少95at%的这些材料)的合金。
[0115]最后，假定电能被成功地均匀释放到样品之内，如果对较冷的四周及电极的热输送得以有效地避免，即，如果实现了绝热加热，则样品将会均匀地升温。要产生绝热加热条件，dT/dt必须是足够高的，或者τκ足够小，以确保在样品中没有形成因热输送所致的热梯度。要量化该准则，的大小应当比由下式给出的非晶金属样品的热弛豫时间Tth小得多:
[0116]Tth= csR2/ks(公式 5)
[0117]其中匕和Cs是非晶金属的热导率和比热容，而R是非晶金属样品的特征长度标度(例如，圆柱体样品的半径)。取代表基于Zr的玻璃的近似值的ks?IOW/(m K)且Cs?5X106J/(m3K)，以及R?lX10_3m，我们获得Tth?0.5s。因此，应当使用具有比0.5s小得多的τ 的电容器，以确保均匀加热。
[0118]转至成形方法本身，在图2中提供了根据本发明的RCDF方法的一种示例性成形工具的示意图。如图所示，该基本的RCDF成形工具包括电能量源(10)和两个电极(12)。电极被用来对由具有足够低的Srait值的且具有足够高的大的P C1值的非晶材料制成的均匀截面的样品块(14)施加均匀电能，以确保均匀加热。均匀电能被用来在几毫秒或更小的时间量度内将样品均匀地加热到合金的玻璃化转变温度以上的预定“加工温度”。这样形成的黏性液体根据优选的成形方法(包括，例如，注射成型、动态锻造、冲压锻造、吹塑成型等)同时成形，以在小于I秒的时间量度 上形成物品。
[0119]应当理解，适合于供应密度均匀的足够能量以将样品块快速均匀地加热到预定加工温度的任何电能量源都可以使用，例如，具有IOys-1Oms的放电时间常数的电容器。另夕卜，适合于提供在样品块上的均匀接触的任何电极都可以被用来传输电能。如上所述，在一种优选的实施例中，电极由软金属(例如，N1、Ag、Cu或者使用至少95at%的N1、Ag和Cu制成的合金)形成，并且在足以使电极在电极/样品界面的接触表面塑性变形以使其符合样品块的接触表面的微观特征的压力下保持住样品块。
[0120]虽然上述讨论大体上集中于RCDF方法，但是本发明还涉及用于使非晶材料的样品块成形的装置。在一种优选实施例中，如图2示意性示出的，注射成型装置可以与RCDF方法结合。在这样的实施例中，使用机械加载的柱塞将受热的非晶材料的粘性液体注入保持于环境温度下的型模腔(18)内，以形成金属玻璃的净形构件。在图2所示的方法的实例中，炉料位于电绝缘的“筒体”或“压铸储筒”内，并且由以具有高导电性和高导热性两者的传导材料(例如，铜或银)制成的圆柱塞预加载到注射压力(典型地，l-100MPa)。柱塞充当系统的一个电极。样品炉料放置于电接地的基础电极上。电容器的存储能量被均匀地释放到圆柱形的金属玻璃样品炉料上，假定以上所讨论的特定准则都满足。载荷的柱塞然后驱使受热的粘性熔融体进入净形型模腔内。
[0121]虽然以上讨论了注射成型技术，但是任何合适的成形技术都可以使用。在图3至5中提供了可以结合RCDF技术来使用的其他成形方法的某些可替换的示例性实施例，并且在下文进行讨论。如图3所示，例如，在一种实施例中可以使用动态锻造成型方法。在这样的实施例中，电极(22)的样品接触部分(20)自身会形成模具。在本实施例中，冷的样品块
(24)被在压缩应力下保持于电极之间，并且当电能被释放时，样品块会变得足够粘滞以允许电极在预定压力下将其挤压到一起，由此使样品块的非晶材料符合模具(20)的形状。
[0122]在另一种实施例中，如图4示意性示出的,提出了冲压成形(stamp form shaping)方法。在本实施例中，在任一端，电极(30)会将样品块(32)夹住或以其他方式保持于它们的两端之间。在所示的图中，非晶材料的薄板被使用，尽管应当理解，这种技术可以被修改以在任何合适的样品形状下操作。在电能被释放通过样品块时，如图所示的那样包括相对的型模或冲模面(36)的成形工具或冲模(34)将会在对保持于其间的样品的部分施加的预定的压缩力下合到一起，由此将样品块冲压成最终所期望的形状。
[0123]在又一种示例性的实施例中，如图5示意性示出的，能够使用吹塑型模成型技术。再次，在本实施例中，在任一端，电极(40)会将样品块(42)夹住或以其他方式保持于它们的两端之间。在一种优选的实施例中，样品块会包括材料薄板，尽管任何合适的形状都可以使用。与其初始形状无关，在该示例性技术中，样品块被定位于型模(45)上的框架(44)内，以形成基本上气密的密封，使得样品块的相对面(46和48)(即，面向型模的面以及背向型模的面)能够暴露于不同的压力下，即，或者是气体的正压或者是负真空。在电能放电通过样品块时，样品变为粘性的，并且在差异化的压力施压下变形以符合型模的轮廓，由此使样品块成形为最终的期望形状。
[0124]在又一种示例性的 实施例中，如图6示意性示出的，能够使用纤维拉丝技术。再次，在本实施例中，电极(49)在样品块(50)的任一端附近与样品块接触良好，同时张力将被施加于样品的任一端。冷氦流(51)被吹到拉制丝线或纤维上，以促进冷却到玻璃化转变以下。在一种优选的实施例中，样品块包括圆柱形棒，尽管任何合适的形状都可以使用。在通过样品块的电能释放时，样品变为粘性的，并且在拉力的作用下均匀地伸长，由此将样品块拉成截面均匀的丝线或纤维。
[0125]在另一种实施例中，如图7示意性示出的，本发明涉及用于测量过冷液体的热力学和输送性质的快速电容器放电装置。在一种这样的实施例中，样品(52)将在压缩力下保持于两个扁板电极(53)之间，同时热成像相机(54)聚焦于样品上。当电能被释放时，相机将被激活，并且样品块将同时被充电。在样品变为充分粘滞之后，电极将在预定的压力下加压到一起，以使样品变形。假定相机具有必要的分辨率和速度，则可以通过一些列的热像来捕获同时的加热和变形过程。使用该数值，能够将时间、热及变形数据转换成时间、温度和应变数据，同时能够将输入的电功率和所施加的压力转换成内能和外加应力，由此得到有关样品的温度以及温度相关的粘度、热容及焓的信息。
[0126]虽然上述讨论集中于多种示例性的成形技术的基本特征，但是应当理解，其他成形技术也可以用于本发明的RCDF方法，例如，挤压或模具铸造。而且，另外的元件也可以被添加到这些技术中，用于提高最终物品的质量。例如，要提高根据上述任何成形方法形成的物品的表面光洁度，型模或冲模可以被加热到非晶材料的玻璃化转变温度附近或者刚好于其下，由此使表面缺陷变平滑。另外，要获得具有更好的表面光洁度或净形部件的物品，可以控制上述任何成形技术的压缩力或压缩速度(在注射成型技术的情形中)以避免由高“韦伯数(Weber number)”流动引起的熔融体前沿的不稳定性，即，防止雾化、喷雾、流痕(flowline)等。
[0127]以上所讨论的RCDF成形技术和可替换的实施例可以应用于小的、复杂的、净形的、高性能的金属构件的生产，例如，电子器件的套管、托架、外壳、紧固件、铰链、硬件、手表构件、医疗构件、相机和光学部件、珠宝等。RCDF方法还能够被用来生产能够通过结合RCDF加热和注射系统使用的各种类型的挤压染料对其进行动态挤压的小的薄板、套管、面板等。
[0128]总之，本发明的RCDF技术提供了用于使非晶合金成形的方法，该方法允许对各种各样的非晶材料进行快速均匀的加热，并且是相对廉价且能量效率高的。RCDF系统的优点将在下文更详细地描述。
[0129]籲快速均匀的加热增强了热塑加工性:
[0130]BMG的热塑成型和形成受到BMG在被加热到其玻璃化转变温度Tg以上时的晶化倾向的严格限制。过冷液体在Tg以上的晶体成形和生长速度随温度快速增加，同时液体的粘度下降。在?20°C/min的常规加热速度下，结晶在BMG被加热到比Tg超出AT=30_150°C的温度时发生。该AT确定了液体能够被热塑性加工的最大温度和最低粘度。实际上，粘度被约束为大于?IO4Pa-S,更典型地为IO5-1O7Pa-S,这严格地限制了净形形成。使用RCDF，非晶材料样品能够在104-107°C /s的加热速度下被均匀地加热，并同时形成(所需要的总加工时间为数毫秒)。进而，样品能够在大得多的Λ T下，并因此以I至IO4Pa-S范围内的低得多的加工粘度被热塑形成为净形，该粘度范围是在塑料加工中所使用的粘度范围。这需要低得多的外加载荷、较短的周期时间，并且将导致好得多的工具寿命。
[0131]# RCDF允许加工范闱审广泛的BMG材料:`[0132]AT的显著扩大以及加工时间显著缩短至数毫秒使得能够加工范围更广的玻璃形成合金。具体地，具有小的AT的合金或者具有快得多的结晶动力学以及进而差得多的玻璃形成能力的合金都能够使用RCDF来加工。例如，较廉价的但也更想要的基于Zr、Pd、Pt、Au、Fe、Co、T1、Al、Mg、Ni和Cu及其他廉价金属的合金是具有小的Λ T及强的结晶倾向的相当差的玻璃形成物。这些“边缘玻璃形成”合金无法使用当前施用的任何方法来进行热塑性加工，但是能够在本发明的RCDF方法下容易地使用。
[0133]# RCDF是材料效率非常高的:
[0134]当前用来形成块体非晶物品的常规工艺(例如，模具压铸)需要使用远超过铸造部件的体积的原材料体积。这是因为模具的整个排出量除了铸造外还包括浇口、流道、直浇道(或料头(biscuit))和溢料，所有这些都是到模腔的熔融金属通道所必需的。相比之下，RCDF的排出量在大部分情况下都将仅包括部件，而在注射成型装置的情形中与模具压铸相比其流道较短且料头薄得多。RCDF方法因此将对于涉及高成本非晶材料的加工(例如，非晶金属珠宝的加工)的应用是特别有吸引力的。
[0135].RCDF是能暈效率非常高的:
[0136]竞争性制造技术(例如，压铸、永久型模铸造、熔模铸造和金属粉末注射成形(PIM))的能量效率固有为低得多的。在RCDF中，所消耗的能量仅稍微大于将样本加热到期望的加工温度所需的能量。热坩埚、RF感应熔化系统等都不需要。此外，也不需要将熔融合金从一个容器注入另一个容器，由此减少了所需的加工步骤以及材料污染和材料损失的可能性。
[0137].RCDF提供了相对较小的、紧凑的且易于自动化的技术:
[0138]与其他制造技术相比，RCDF制造设备是小的、紧凑的、清洁的，并且因最少的移动部件且基本上全部为“电子”过程而容易适合于自动化。
[0139]籲不需要环境气氛控制:
[0140]通过RCDF来加工样品所需的毫秒级的时间量度将会导致受热样品最小程度地暴露于周围空气下。正因如此，该过程能够在周围环境中执行，这与其中延长的空气暴露会使熔融金属和最终部件严重氧化的当前加工方法完全不同。
[0141]示例性实施例
[0142]本领域技术人员应当意识到，根据本发明的其他实施例也应被当作属于上述一般性的公开内容的范围之内而考虑，并且上述非限制性的实例并没有以任何方式意指对本发明的权利的放弃。
[0143]实例1:欧姆加热的研究
[0144]为了验证在圆柱形样品内具有欧姆热耗散的电容性放电对于BMG将会给出均匀快速的样品加热的基本原理，将简单的实验室点焊机用作验证成形工具。机器(Unitekl048B点焊机)将在?10 μ F的电容器内存储高达100J的能量。所存储的能量能够受到精确地控制。RC时间常数约为100 μ s量级。为了限定样品圆柱体，提供了具有平滑的平行表面的两个扁板电极。点焊机具有允许将高达?80Ν的轴向载荷力施加于上电极的弹簧加载的上电极。这进而允许对样品圆柱体施加范围达?20MPa的恒定压缩力。
[0145]几种BMG材料的小的直圆柱体被制作成直径为l_2mm且高度为2_3mm的。样品质量范围为从?40mg到约?170mg，并且被选择以获得刚好在具体的BMG的玻璃化转变温度以上的TF。BMG材料为分别具有340°C、300°C和?430°C的玻璃化转变温度(Tg)的基于Zr-Ti 的 BMG (Vitreloyl, Zr-T1-N1-Cu-Be BMG)、基于 Pb 的 BMG (Pd-N1-Cu-P 合金)及基于Fe的BMG (Fe-Cr-Mo-P-C)。所有这些金属玻璃都具有S?-1 X l(T4〈〈Srait。
[0146]图8a至8d不出了对半径为2mm和高度为2mm的Pd合金圆柱体的一系列测试的结果(8a)。合金的电阻率为 P o=190 μ Ω-cm，而 S ?-1Χ10—4 (O’。E=50 (8b)、75 (8c)和100 (8d)焦耳的能量被存储于电容器组内，并且被释放到保持于?20MPa的压缩力下的样品内。在BMG内的塑料流动程度通过测量被加工样品的初始及最终高度来量化。特别重要的是要注意，在加工过程中并没有观察到样品键合于铜电极。这可能要归因于铜的与BMG相比较高的电导率和热导率。简言之，铜在加工时间标度(约为数毫秒)内决不会达到高到足以允许被“熔融的"BMG浸润的温度。此外，应注意到，几乎没有或者根本没有对电极表面的破坏。最终的加工样品在加工之后被从铜电极上自由地取下，并且在具有长度标度参考的情况下在图9中示出。
[0147]初始及最终的圆柱体高度被用来确定由于样品在载荷下变形而在其内形成的总的压缩应变。工程“应变”由HcZH给出，其中Htl和H分别为样品圆柱体的初始高度和最终高度。真应变由In(HcZH) 给出。结果与放电能量相对地标绘于图10中。这些结果指出，真应变呈现为关于电容器所释放的能量的大致线性增加的函数。[0148]这些测试指出，BMG样品坯体的塑性变形是定义良好的关于电容器所释放的能量的函数。在数十次这种类型的测试之后，有可能确定样品(对于给定的样品几何形状)的塑性流动是定义非常良好的关于所输入能量的函数，这被清楚地示于图10中。简言之，使用RCDF技术塑性加工能够受到输入能量的精确控制。而且，流动的特性随能量增加而定性地且定量地改变。在?80N的外加压缩载荷之下，能够观察到流动行为在不断增大的E下的清晰演变。具体地，对于Pd合金，E=50J的流动被限定于In(?/?)的应变?I。流动是相对较稳定的，但是很明显还存在一定的剪切细化(例如，非牛顿流动行为)。对于E=75J，可获得范围更广的流动，其中InOVU)?2。在这个区域内，流动是牛顿型的且均匀的，具有移动通过“型模”的平滑的且稳定的熔融体前沿。对于E=IOOJ,可获得很大的变形，最终样品厚度为0.12cm，并且真应变为?3。很明显存在着高“韦伯数”流动的断流(flow break-up)、流痕及液体“飞溅”的特性。简言之，能够观察到在“型模”内移动的熔化前沿从稳定到不稳定的清晰转变。因此，使用RCDF能够通过简单调整所施加的载荷以及对样品释放的能量来系统地及可控地改变塑性流动的定性性质和程度。
[0149]实例2:注射成型装置
[0150]在另一个实例中，工作原型的RCDF注射成型装置被构造。在图1la至Ile中提供了器件的示意图。以成形装置进行的试验证明:它能够被用来在小于I秒的时间内将几克的炉料注射成型为净形物品。如图所示的系统能够存储?6KJ的电能并且能够施加高达?IOOMPa的可控的加工压力，以用于生产小的净形BMG部件。
[0151]整个机器包括几个独立的系统，包括电能电荷生成系统、可控加工压力系统以及型模组件。电能电荷生成系统包括电容器组、电压控制面板和电压控制器，这些器件全都经由一组电引线(62)和电极(64)与型模组件(60)互连，使得放电可以通过电极施加于样品坯体。可控加工压力系统(66)包括气源、活塞调节器和气动活塞，这些器件全都经由控制电路互连，使得高达?IOOMPa的可控加工压力可以在成形期间被施加于样品。最后，成形装置还包括型模组件(60)，该成形装置将在下文更详细地描述，但是它在本图中被示为处于完全缩回的位置的电极柱塞(68 )。
[0152]在图1lb中示出了从 较大的装置中拆下的总的型模组件。如图所示，总的型模组件包括上型模块和下型模块(70a和70b)、分离型模的上部件和下部件(72a和72b)、用于将电流输送到型模的盒式加热器(76)的电引线(74)、绝缘隔离片(78)以及在本图中被示为处于“完全下压”的位置的电极柱塞组件(68)。
[0153]如图1lc和Ild所示，在操作期间，非晶材料的样品块(80)被定位于绝缘套筒
(78)内，在分离型模(82)的浇口之上。该组件自身被定位于型模组件(60)的上模块(72a)内。电极柱塞(未示出)然后被定位成与样品块(80)接触的，并且可控压力经由气动活塞组件来施加。
[0154]一旦样品块就位并且与电极正接触，样品块就经由RCDF方法来加热。受热的样品变为粘性的，并且在柱塞的压力之下被可控地驱使通过浇口(84)进入型模(72)内。如图1Oe所示，在本示例性的实施例中，分离型模(60)采取环(86)的形式。在图12a和12b中示出了由使用本发明的示例性RCDF装置形成的Pd43NiltlCu27P2tl的非晶材料的制成的样品环。
[0155]该试验表明:负杂的净形部件可以使用本发明的RCDF技术来形成。虽然型模在本实施例中被形成为环形，但是本领域技术人员应当意识到，该技术同样可应用于各种各样的物品，包括小的、复杂的、净形的、高性能的金属构件，例如，电子器件的套管、托架、外壳、紧固件、铰链、硬件、手表构件、医疗构件、相机和光学部件、珠宝等。
[0156]实例3:用于金属玻璃的注射成型的装置
[0157]如同以上简要描述的，通过利用电流的耗散在比与结晶关联的典型时间短得多的时间量度内对金属玻璃炉料均匀地加热，本发明的RCDF方法能够被用来对各种各样的金属玻璃进行加热和成形，并且该技术可以用于包括注射成型在内的众多工艺。聚合材料的注射成型包括将通常为球粒形式的聚合给料均匀加热到软化(玻璃化转变)点以上的温度，达到100-10000Pa-S范围内的粘度，并且随后通过施加力(例如，以液压驱动的柱塞转递的)迫使熔融体进入具有期望形状的模具腔，在该模具腔内，它被形成并同时冷却到软化点以下。像聚合物一样，金属玻璃同样在其玻璃化转变点以上软化，但是它们在通过能够使用例如加热元件或感应线圈来实现的常规加热来均匀加热时无法达到100-10000Pa-s范围内的粘度，因为在能够使用那些方法对它们进行均匀加热的速度下，它们倾向于在达到与那些粘度关联的那些温度之前就结晶。因此，金属玻璃无法在常规的注射成型条件下(例如，在塑料的注射成型工艺所使用的粘度、压力和应变率下)加工。通过本发明，提供了用于在与塑料的注射成型所使用的那些条件类似的条件下加工金属玻璃部件的改进的注射成型装置
[0158]具体地，在某些实施例中，根据本发明的注射成型装置包括由两个不同的部分构成的分模组件，这两个部分包括:
[0159]?第一模具部分，具有其上放置有均匀截面的金属玻璃给料的并且被促使与两个导电电极接触的电绝缘的插入部，以及
[0160]?第二模具部分，具有包括至少一个型模腔的导热型模，以及用于将型模腔与第一模具内的金属玻璃给料连接的流道。
`[0161]在这样的注射成型器件的操作期间，与金属玻璃给料接触的两个电极与在一段时间内将电能量传递给金属玻璃给料的电路器件连接。优选地，这两个电极中的至少一个充当其运动由驱动系统引导的运动柱塞。要高效率地运行，电荷的传递以及电极的运动被同步，使得已软化的金属玻璃被引导到型模腔之内。使用这样的器件，根据RCDF注射成型工艺将有可能获得具有较大可靠性和可再生产性的大大改进的部件。
[0162]在图13-17中给出了示出根据本发明的示例性注射成型装置的示意图。图13示出了处于松开的未装载状态的注射成型装置(100)，在这两半铰接的模具单元的每一半中的第一(A)和第二(B)模具区段被标示。如图所示，电绝缘插入部(102)被布置于第一模具部分或区段(A)内，并且具有布置于其内的给料通道(104)。导热型模(106)同样地被布置于第二模具片段(B)内，并且经由导热流道(108)与给料通道互连。图14示出了处于松开的已装载状态的装置。如图所示，在这种状态下，金属玻璃给料(110)被插入给料通道(104)内，并且然后被置为与一对电极(112)接触的。如上所述，这些电极之一或两者还将充当着驱使受热的给料沿流体互连的流道(108)向下并进入型模(106)内的柱塞，这将在下文更详细地描述。
[0163]图15示出了处于夹紧的已装载状态的装置。在本实施例中，如图所示，模具的两个半部经由铰链(113)互连。当被夹紧到一起时，各个通道(104和108)的及型模(106)的半部被接合在一起，以产生闭合的流体容纳器。成型操作正是在这种夹紧状态下执行的。如箭头所示，电流将连同机械力一起经由电极施加给给料，该机械力用于驱使受热的金属玻璃离开给料通道(104)，通过流道(108)(如图16所示)，并且通过至少一个浇口(114)进入型模(106)内(如图17所示)，该浇口(114)提供了到至少一个型模腔的入口。最后，图18示出了在金属玻璃给料被加热并成型为最终的模制金属玻璃部件(116)之后处于松开状态的装置。
[0164]虽然任何合适的材料都可以被用来形成以上所描述的注射成型装置，但是在优选的实施例中，电绝缘插入物由展示出至少3MPa m1/2的、或者更优选地为至少IOMPa m1/2的断裂韧度的材料制成，例如，可加工陶瓷(如，玻璃陶瓷)，或者增韧陶瓷(例如，氧化钇稳定化的氧化锆或细粒度的氧化铝)。另外，要确保能量和力的施加是尽可能可控的且可再现的，还要优选的是给料通道具有与金属玻璃给料及电极配合的形状，以及分别与金属玻璃给料和电极的尺寸基本上相同的尺寸，使得金属玻璃给料和电极紧密地匹配于那些通道内。
[0165]现在转至注射成型装置的导热部分的构造，应当理解，任何合适的导热材料都可以使用，但是在优选的实施例中，材料展示出至少IOWAi2K的热导率，例如，铜、黄铜、工具钢、氧化铝、氧化钇稳定化的氧化锆、或者它们的组合。
[0166]最后，给料和电极的构造同样能够采取任何合适的设计，但是，要确保最佳的加工，金属玻璃给料的形式是圆柱形棒材，该圆柱形棒材被做成紧贴地匹配于注射成型装置的给料通道内的尺寸。虽然这样的给料材料可以按适合于具体金属玻璃的任何尺寸来使用，但是在某些示例性的实施例中，圆柱形金属玻璃给料棒的直径为2mm-15mm，并且圆柱形金属玻璃给料棒的长度是棒材直径至少两倍大。电极优选地由铜或铜-铍合金形成。为了确保电极能够既充当导电体也充当柱塞，电极优选地同样为圆柱形的，并且被设定尺寸使得电极的直径与圆柱形金属玻璃给料棒的直径相同，使得它可以被可移动地插入给料通道内。
[0167]如同以上参考本发明的其他实施例所描述的，电源优选地至少包括与硅控整流器串行连接的电容器组，并且能够在0.1-1OOms范围的时段内将电能量传递给金属玻璃给料，以将金属玻璃给料快速地 (典型地，速度在104K/s-108K/s的范围内)且均匀地(典型地，在电能释放之后于金属玻璃给料内的温度偏差为平均温度的10%以内)加热到在合金的固相线温度与玻璃化转变温度之间的温度，并且更优选地为在合金的固相线温度与玻璃化转变温度之间的中点附近的温度。在这些温度下，典型的是，金属玻璃给料将达到10Pa-s-10000Pa-s 的粘度。
[0168]如上所述，力的施加可以通过任何合适的装置来提供，例如，机械的、气动的、液压的、磁力的驱动器，或者它们的组合。优选地，由柱塞施加于受热的金属玻璃给料上的力为100N-1000N,或者在10MPa-100MPa。本文提供了控制器(未示出)，从而可以控制由柱塞对受热给料施加的运动和力。使用这样的控制器，有可能改变所述力的时序、持续时间和性质。例如，在某些示例性的实施例中，可以随时间而改变柱塞力或柱塞运动，以对受热材料的期望流动的改变予以考虑。同样地，力的施加可以被定时，使得柱塞的运动或力在电能释放开始之后或者在电能释放完成之后开始。虽然图13至17所示的装置示出了其中两个电极都充当柱塞的并且同时且同步地运动使得给料在给料通道的中央处被挤压到流道内的注射型模几何形状，但是应当理解，给料通道和流道同样能够被配置，使得只有单个电极充当柱塞，或者使得能够进行力的异步施加。[0169]如图13至17所示，该实施例的注射成型装置是分模设计。应当理解，可以使用任何合适的装置将模具的两个半部夹紧在一起。例如，在某些示例性的实施例中，夹紧力(例如，经由至少100吨的液压或磁力驱动)被用来在放电和成型阶段期间将两个模具单元夹紧到一起。铰链(如图所示)可以被并入于两个模具单元之间的界面处，以促进模具组件的夹紧和松开。虽然没有示出，但是推顶杆可以被并入模具的成型区段内，以在模具组件松开时促进模制部件的出坯。
[0170]最后，为了促进高质量部件的生产，可以将整个模具组件封入保持于低压力(例如，0.0lPa或更低)下的气密密封的腔室内。作为选择，或者除此以外，腔室可以充满惰性气体。例如，在某些实施例中，腔室可以保持于氩气或氦气的100，OOOPa的压力下。
[0171]等同原则
[0172]本领域技术人员应当意识到，以上关于本发明的各种优选实施例的示例和描述整体上仅用于说明本发明，并且在不脱离本发明的精神和范围的情况下可以改变本发明的步骤及各种构件。例如，本领域技术人员应当清楚，另加的加工步骤或者可替换的配置既不会影响本发明的快速电容器放电形成方法/装置的改进性质，也不会致使该方法/装置不适用于其所预期的用途。因此，本发明并不限于在此所描述的特定实施例，而是由所附权利要求书的范围所限 定。
【权利要求】
1.一种快速电容器放电注射成型装置，包括: 非晶金属样品，所述样品具有基本上均匀的截面； 电能源； 用于将所述电能源与所述非晶金属样品互连的至少两个电极； 可相对所述样品移动的至少一个柱塞； 压注力发生器，它相对所述至少一个可移动柱塞布置，使得压注力能通过所述可移动柱塞施加于样品； 注射成型模具，它被形成为两个协作的半部，使得当协作的半部被合到一起时，它们结合以包含: 电绝缘的给料通道，被配置用于接纳样品并且将所述样品放置为与所述至少两个电极电连接，使得在所述电极与所述样品之间形成充分紧密的连接，并且与所述至少一个柱塞机械连接，使得所述压注力被传递给所述样品， 用于使所述样品形成为期望形状的并且使所述样品充分冷却的导热型模，以及 形成所述给料通道与所述型模之间的流体互连的至少一个导热流道； 其中所述电能源能够产生并释放的电能量足以将整个样品均匀地加热到在非晶材料的玻璃化转变温度与平衡熔点之间的加工温度；并且 其中所述压注力发生器能够通过所述至少一个可移动柱塞施加的压注力足以驱使所述受热样品通过所述流道进入所述型模，以在其内形成净形物品。
2.根据权利要求1所述的装 置，还包括用于将所述型模加热到在非晶金属的玻璃化转变温度处或附近的温度的温度可控的加热元件。
3.根据权利要求1所述的装置，其中所述非晶金属具有不随温度增加的电阻率。
4.根据权利要求1所述的装置，其中所述样品的温度按照至少500K/Sec的速度增加。
5.根据权利要求1所述的装置，其中所述非晶金属具有不大于大约IX10+C 1的每单位温度变化的电阻率相对变化S以及在大约80和300 μ Ω -cm之间的室温下的电阻率P QO
6.根据权利要求1所述的装置，其中所述电能量为至少大约100J，并且电流脉冲的上升时间为在大约I μ s和IOOms之间。
7.根据权利要求1所述的装置，其中所述加工温度在非晶材料的玻璃化转变温度与合金的平衡熔点之间的中点附近。
8.根据权利要求1所述的装置，其中所述加工温度使得受热非晶金属的粘度为从大约I 到 IO4Pa-Sec。
9.根据权利要求1所述的装置，其中所述样品是基本上无缺陷的。
10.根据权利要求1所述的装置，其中所述电极材料从如下的组中选择，该组包括:Cu、Ag、N1、铜-铍合金、或者含有至少95at%的Cu、Ag或Ni之一的合金。
11.根据权利要求1所述的装置，其中所述柱塞由选自如下组的材料形成，该组包括Cu、Ag、N1、铜-铍合金、含有至少95at%的Cu、Ag或Ni之一的合金、Ni合金、钢、玻璃陶瓷、氧化钇稳定化的氧化锆和细粒度的氧化铝。
12.根据权利要求1所述的装置，其中将所述电能量的释放与所述至少一个电极的运动同步。
13.根据权利要求1所述的装置，其中所述金属玻璃给料由选自如下组的合金制成，该组包括基于Zr的、基于Ti的、基于Cu的、基于Ni的、基于Al的、基于Fe的、基于Co的、基于Mg的、基于Ce的、基于La的、基于Zn的、基于Ca的、基于Pd的、基于Pt的和基于Au的。
14.根据权利要求1所述的装置，其中至少一个电极充当所述至少一个柱塞。
15.根据权利要求1所述的装置，其中所述金属玻璃给料的形式为圆柱形棒。
16.根据权利要求15所述的装置，其中所述圆柱形金属玻璃给料棒的直径在2mm和15mm之间。
17.根据权利要求15所述的装置，其中所述圆柱形金属玻璃给料棒的长度是所述棒直径的至少两倍大。
18.根据权利要求15所述的装置，其中所述电极同样是圆柱形的，并且其中所述电极的直径与所述圆柱形金属玻璃给料棒的直径相同。
19.根据权利要求1所述的装置，其中所述电绝缘给料通道由展示出至少3MPam1/2的断裂韧度的材料制成。
20.根据权利要求1所述的装置，其中所述电绝缘给料通道包括可加工陶瓷或增韧陶瓷之一。
21.根据权利要求20所述的装置，其中所述绝缘给料通道由包含玻璃陶瓷、氧化钇稳定化的氧化锆或细粒度的氧化铝的材料制成。
22.根据权利要求1所述的装置，其中所述电绝缘给料通道具有与所述金属玻璃给料和电极的形状协作的形状，并且被做成使得所述金属玻璃给料与电极在所述通道内紧密匹配的尺寸。
23.根据权利要求1所述的装置，其中所述型模由展示出至少10W/m2K的热导率的材料制成。
24.根据权利要求1所述的装置，其中所述型模包含选自如下组的材料，该组包括铜、黄铜、工具钢、氧化铝、氧化钇稳定化的氧化锆或者它们的组合。
25.根据权利要求1所述的装置，还包括布置于所述至少一个流道与所述型模之间的至少一个浇口。
26.根据权利要求1所述的装置，其中所述源包括与硅控整流器串行连接的电容器组。
27.根据权利要求1所述的装置，其中在所述电能量释放之后所述金属玻璃给料内的温度偏差在所述受热给料的平均温度的10%以内。
28.根据权利要求1所述的装置，其中施加于所述受热的金属玻璃给料的力在100N和1000N之间。
29.根据权利要求1所述的装置，其中施加于所述受热的金属玻璃给料的压力在IOMPa和IOOMPa之间。
30.根据权利要求1所述的装置，其中压注力发生器选自如下组，该组包括气动驱动器、液压驱动器、磁力驱动器，或者它们的组合。
31.根据权利要求1所述的装置，其中所述压注力随时间改变。
32.根据权利要求1所述的装置，其中所述至少一个可移动柱塞的运动随时间改变。
33.根据权利要求1所述的装置，其中所述压注力在所述电能量的释放之后施加。
34.根据权利要求1所述的装置，其中所述压注力在所述电能量的释放完成之后施加。
35.根据权利要求1所述的装置，其中至少100吨的夹紧力被施加以使模具的两个半部保持在一起。
36.根据权利要求35所述的装置，其中所述夹紧力由液压驱动器或磁力驱动器之一施加。
37.根据权利要求1所述的装置，其中所述模具的两个半部经由铰链来互连。
38.根据权利要求1所述的装置，其中所述型模还包括至少一个推顶杆。
39.根据权利要求1所述的装置，其中所述模具被封入气密密封的腔室内。
40.根据权利要求39所述的装置，其中所述腔室被保持于0.0lPa或更低的压力下。
41.根据权利要求39所述的装置，其中所述腔室含有氩气或氦气。
42.根据权利要求1所述的装置，包括至少两个柱塞，所述至少两个柱塞是可相对给料通道移动的，使得两个柱塞对所述给料施加压注力。
43.根据权利要求42所述的装置，其中所述流道被定位于所述给料通道的中央，并且其中所述柱塞以近似相同的速度同步移动。
44.根据权利要求 42所述的装置，其中所述两个电极充当所述两个柱塞。
【文档编号】C22C45/00GK103443321SQ201280015352
【公开日】2013年12月11日 申请日期:2012年2月15日 优先权日:2011年2月16日
【发明者】M·D·黛米里乌, J·P·施拉姆, G·卡腾波克, W·L·约翰逊 申请人:加利福尼亚技术学院