In the course of this PhD thesis metastable Cu50Zr50-xTix (0≤ x ≤ 10) and (Cu0.5Zr0.5)100-xAlx (5 ≤ x ≤ 8) alloys were prepared and characterised in terms of phase formation, thermal behaviour, crystallisation kinetics and most importantly in terms of mechanical properties. The addition of Al clearly enhances the glass-forming ability although it does not affect the phase formation. This means that the Cu-Zr-Al system follows the characteristics of the binary Cu-Zr phase diagram, at least for Al additions up to 8 at.%. Conversely, the presence of at least 6 at.% Ti changes the crystallisation sequence of Cu50Zr50-xTix metallic glasses and a metastable C15 CuZrTi Laves phase (Fd-3m) precipitates prior to the equilibrium phases, Cu10Zr7 and CuZr2. A structurally related phase, i.e. the “big cube” phase (Cu4(Zr,Ti)2O, Fd-3m), crystallises in a first step when a significant amount of oxygen, on the order of several thousands of mass-ppm (parts per million), is added. Both phases, the C15 Laves as well as the big cube phase, contain pronounced icosahedral coordination and their formation might be related to an icosahedral-like short-range order of the as-cast glass. However, when the metallic glasses obey the phase formation as established in the binary Cu-Zr phase diagram, the short-range order seems to more closely resemble the coordination of the high-temperature equilibrium phase, B2 CuZr. During the tensile deformation of (Cu0.5Zr0.5)100-xAlx bulk metallic glasses where B2 CuZr nanocrystals precipitate polymorphically in the bulk and some of them undergo twinning, which is due to the shape memory effect inherent in B2 CuZr. Qualitatively, this unique deformation process can be understood in the framework of the potential energy landscape (PEL) model. The shear stress, applied by mechanically loading the material, softens the shear modulus, thus biasing structural rearrangements towards the more stable, crystalline state. One major prerequisite in this process is believed to be a B2-like short-range order of the glass in the as-cast state, which could account for the polymorphic precipitation of the B2 nanocrystals at a comparatively small amount of shear. Diffraction experiments using high-energy X-rays suggest that there might be a correlation between the B2 phase and the glass structure on a length-scale less than 4 Å. Additional corroboration for this finding comes from the fact that the interatomic distances of a Cu50Zr47.5Ti2.5 metallic glass are reduced by cold-rolling. Instead of experiencing shear-induced dilation, the atoms become more closely packed, indicating that the metallic glass is driven towards the more densely packed state associated with the more stable, crystalline state. It is noteworthy, that two Cu-Zr intermetallic compounds were identified to be plastically deformable. Cubic B2 CuZr undergoes a deformation-induced martensitic phase transformation to monoclinic B19’and B33 structures, resulting in transformation-induced plasticity (TRIP effect). On the other hand, tetragonal CuZr2 can also be deformed in compression up to a strain of 15%, yet, exhibiting a dislocation-borne deformation mechanism. The shear-induced nanocrystallisation and twinning seem to be competitive phenomena regarding shear band generation and propagation, which is why very few shear offsets, due to shear banding, can be observed at the surface of the bulk metallic glasses tested in quasistatic tension. The average distance between the crystalline precipitates is on the order of the typical shear band thickness (10 - 50 nm) meaning that an efficient interaction between nanocrystals and shear bands becomes feasible. Macroscopically, these microscopic processes reflect as an appreciable plastic strain combined with work hardening. When the same CuZr-based BMGs are tested in tension at room temperature and at high strain rate (10-2 s-1) there seems to be a “strain rate sensitivity”, which could be related to a crossover of the experimental time-scale and the time-scale of the intrinsic deformation processes (nanocrystallisation, twinning, shear band generation and propagation). However, further work is required to investigate the reasons for the varying slope in the elastic regime. As B2 CuZr is the phase, that competes with vitrification, it precipitates in a glassy matrix if the cooling rate is not sufficient to freeze the structure of the liquid completely. The pronounced work hardening and the plasticity of the B2 phase, which are a result of the deformation-induced martensitic transformation, leave their footprints in the stress-strain curves of these bulk metallic glass matrix composites. The behaviour of the yield strength as a function of the crystalline volume fraction can be captured by the rule of mixtures at low crystalline volume fractions and by the load bearing model at high crystalline volume fractions. In between both of these regions there is a transition caused by percolation (impingement) of the B2 crystals. Furthermore, the fracture strain can be modelled as a function of the crystalline volume fraction by a three-microstructural-element body and the results imply that the interface between B2 crystals and glassy matrix determines the plastic strain of the composites. The combination of shape memory crystals and a glassy matrix leads to a material with a markedly high yield strength and an enhanced plastic strain. In the CuZr-based metastable alloys investigated, there is an intimate relationship between the microstructure and the mechanical properties. The insights gained here should prove useful regarding the optimisation of the mechanical properties of bulk metallic glasses and bulk metallic glass composites.:Abstract/Kurzfassung . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . vii Aims and objectives . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . xiii 1 Metallic glasses and bulk metallic glasses . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 1 1.1 Structure of metallic glasses . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 2 1.2 Glass formation and transformation kinetics . . . . . . . . . . . . . . . . . . 4 1.2.1 Crystallisation kinetics . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 6 1.2.2 Glass-forming ability . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 7 1.2.3 Fragility concept of metallic glasses . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 10 1.3 Mechanical properties . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 13 1.3.1 The potential energy landscape concept . . . . . . . . . . . . . . . . . 16 1.3.2 Role of the shear modulus upon flow of a glass . . . . . . . . . . . . . 20 1.3.3 Factors affecting plastic deformation of BMGs . . . . . . . . . . . . . 25 1.4 Metastable Cu-Zr-based alloys . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 30 1.4.1 Binary Cu-Zr glasses . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 32 1.4.2 Minor additions of Al and Ti to glassy Cu-Zr . . . . . . . . . . . . . . 33 2 Synthesis and characterisation methods . . . . . . . . . . 35 2.1 Sample preparation . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 35 2.1.1 Melt spinning . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 36 2.1.2 Cu-mould suction casting . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 37 2.2 X-ray diffraction/in-situ experiments . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 38 2.3 Microscopy . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 38 2.3.1 Optical microscopy . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 38 2.3.2 Scanning electron microscopy . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 39 2.3.3 Transmission electron microscopy . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 39 2.4 Calorimetry/ Dilatometry . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 39 2.5 Ultrasound velocity measurements . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 40 2.6 Mechanical testing . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 41 3 Effect of oxygen on Cu-Zr-(Ti) alloys . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 43 3.1 Influence of casting parameters . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 43 3.2 Phase formation . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 45 4 Effect of Ti and Al on Cu-Zr glasses . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 53 4.1 Phase formation and thermal stability . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 53 4.2 Crystallisation kinetics and fragility . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 64 4.2.1 Isothermal calorimetric measurements . . . . . . . . . . . . . . . . . . 64 4.2.2 Isochronal calorimetric measurements . . . . . . . . . . . . . . . . . . 67 4.3 Structure of Cu-Zr-(Al/Ti) glasses . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 71 5 Glassy Cu-Zr-(Al/Ti) alloys . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 79 5.1 Deformation behaviour of glassy ribbons . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 79 5.2 Deformation behaviour of bulk metallic glasses . . . . . . . . . . . . . . . . . 83 5.2.1 Compression tests of Cu50Zr50 . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 83 5.2.2 Tensile tests of (Cu0.5Zr0.5)100-xAlx . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 85 5.2.3 Fractography . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 102 5.2.4 High-strain rate tensile tests . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 104 6 Cu-Zr intermetallic compounds . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 111 6.1 Deformation behaviour of Cu10Zr7 and CuZr2 . . . . . . . .. . . . . . . . 111 6.2 Deformation behaviour of B2 CuZr . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 113 6.3 Relation between intermetallics and BMGs . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 119 7 Cu-Zr-(Al/Ti) BMG matrix composites . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 123 7.1 Microstructure . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 123 7.2 Deformation behaviour . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 126 8 Conclusions . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 137 9 Outlook . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 139 10 Appendix . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 143 10.1 Isochronal transformation kinetics (Kissinger) . . . . . . . . . . . . . . . . 143 10.2 Isothermal crystallisation kinetics (Johnson-Mehl-Avrami) . . . . . . . 144 10.3 The fragility concept of metallic glasses . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 144 10.4 Flow of liquids in the PEL picture . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 146 10.5 The interstitialcy theory . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 147 Acknowledgements . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 149 Bibliography . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . . 151

Effect of electrochemical absorption of hydrogen has been studied on the Zr-based amorphous alloys. The influence of hydrogen absorption on the stability of the amorphous phase and its crystallisation was investigated. Additionally, the cathodic hydrogen reaction mechanism on the surface of the alloy, the reversibility of the absorbed hydrogen and the hydrogen diffusion in the alloy were studied. These alloys are able to absorb large amounts of hydrogen (>1:1 hydrogen to metal ratio) but a rearrangement of the amorphous matrix takes place so that Cu rich areas are detected on the surface and Zr-hydride may precipitate. The thermal stability and crystallisation behaviour depends on the hydrogen concentration in the alloy. At low hydrogen concentration, the thermal stability deteriorates and primary crystallisation of Cu and/or Cu-rich phases is observed. At high hydrogen concentration, primary crystallisation of Zr-hydride takes place. The cathodic polarisation behaviour of amorphous Zr-based alloys as derived from Tafel plots reveals three characteristic potential regions reflecting the different mechanisms of hydrogen on the surface. In the Tafel region, hydrogen discharge and adsorption takes place on the alloy surface as fast steps reactions followed by the rate determining electrodic desorption reaction step in competition with hydrogen absorption as a fast step. In the further negative potential region, the current density is independent on the potential as both the Volmer and the Heyrowsky reactions take place at the same rate and the hydrogen mass transfer from the solution to the electrode surface is the rate-determining step. In the high polarisation region, all the partial hydrogen reactions take place intensively. The reversibility of the absorbed hydrogen tests reflects the possibility of hydrogen desorption from different energy sites in the amorphous alloy. The diffusion of hydrogen in the Zr-based alloys is comparable with that in the crystalline Pd and it is reduced in the pre-hydrogenated samples.

This PhD thesis employed high energy synchrotron x-ray radiation to reveal atomic scale structural features occurring in plastically deformed Zr52.5Ti5Cu18Ni14.5Al10 (Vit105) bulk metallic glass (BMG). The study is divided into three parts: Strain evolution during in-situ compression, strain distribution maps in mechanically-imprinted BMG, and residual strain around a single shear band. 1. Strain evolution during in-situ compression The structural rearrangements occurring during compressive deformation of a plastically deformable BMG showed that the elastic and plastic deformation of the BMG is correlated to the structural changes at short- (SRO) and medium range order (MRO). In the elastic regime, the atomic distances at SRO vary linearly with macroscopic stress. Analysis of the area under radial distribution function indicates that a small fraction of bonds in the first shell is broken in the loading direction whereas some new bonds are formed in the transverse direction. Atomic bonds at SRO appeared significantly stiffer than the MRO shells. Compared to the macroscopic values of the elastic strain, Young’s modulus and Poisson's ratio, both SRO and MRO appeared significantly stiffer, implying that the elastic behavior of the BMG is not only ruled by simple compression of the atoms/clusters but also is aided by rearrangement of atoms/clusters. The deviation of MRO atomic strain-stress correlation from linearity at the onset of plastic deformation was attributed to the activation of irreversible shear transformation zones. It was demonstrated by a strong shear strain value at the onset of yielding. This value is in good agreement with the reported value of the critical shear strain needed for activation of an irreversible STZ. The length scale of 12.5 Å indicated the largest shear strain and is probably the most effective length scale in the formation of STZs. The atomic pairs at SRO with smallest shear strain have the least contribution to the STZs. It was also indicated that the typical fracture angle of this BMG can be explained by the orientation of maximum shear strain at the onset of catastrophic shear band formation. 2. Strain distribution map in mechanically-imprinted BMG In mechanical imprinting, the BMG plate is loaded between two tools with a regular array of linear teeth and, as a result, a regular pattern of linear imprints is created on the surface of the plate. Mechanically imprinting results in considerable tensile plasticity of brittle Vit105 BMG plate. The distribution of hardness and Young’s modulus values at the transverse cross section of imprinted plate probed via nanoindentation revealed oscillating soft and hard regions beneath the surface. Spatially-resolved strain maps obtained via high-energy nano-size beam X-ray diffraction exhibited that the plastic deformation during imprinting creates a spatially heterogeneous atomic arrangement, consisting of strong compressive and tensile strain fields as well as significant shear strain fields in the cross section. It was shown that the heat treatment diminishes the heterogeneous structure resulting in brittle behavior in tension. The analysis of strain tensor components based on changes in the first diffraction maximum of the structure function, q1, revealed that Ɛx, the strain perpendicular to the loading direction, changes from the compressive at near to the surface to the tensile mode at the center of the imprinted plate. In contrast, the strain component along the loading direction, Ɛy, changes from tensile near the surface to the compressive at the center. Beneath the surface, Ɛx reaches to values about 1.5% under the imprints where there is a negligible Ɛy. The distribution map of principal strains, Ɛ1 and Ɛ2, indicated that large regions with compressive Ɛ1 and Ɛ2 exist under the imprints which can result in blocking of the propagating shear bands in agreement with microstructural observations of shear banding after uniaxial tension. Moreover, the region beneath the border of the imprinted and un-imprinted parts has the highest residual shear strain. Microstructural observations indicated that such regions can nucleate new shear bands upon tensile loading of imprinted BMG plate. 3. Residual strain around a single shear band In order to probe structural changes in the shear-induced zone around a single shear band, the distribution of residual strains at short- and medium-range order around a single shear band was determined in cold-rolled BMG plate using the nano-focused high energy x-ray diffraction. Plastic deformation results in significant residual normal and shear strains at distances of more than 15 μm around the shear band. The residual normal strains exhibit an asymmetric distribution whereas the residual shear strain is distributed symmetrically around the shear band. The large amount of residual atomic shear strain magnitude at the vicinity of the shear band triggers the nucleation of the new shear bands. The coincidence of the direction of the nucleating secondary shear bands from the main shear band with the orientation of the residual shear strain at the vicinity of the mature shear band highlight the dominant role of the shear strain in determining further plastic deformation at regions near the shear band. / Im Rahmen dieser Arbeit wird hochenergetische Synchrotron Röntgenstrahlung zum Aufzeigen der strukturellen Veränderungen in plastisch verformtem Zr52.5Ti5Cu18Ni14.5Al10 metallischen Glas verwendet. Die Arbeit gliedert sich in drei Teile: Dehnungsentwicklung während in-situ Druckversuch, Dehnungsverteilung eines mechanisch geprägten massiven metallischen Glases, und Restdehnungen in der Umgebung eines einzenen Scherbandes. 1. Dehnungsentwicklung während in-situ Druckversuch Die während der Verformung auftretende strukturelle Neuordnung eines plastisch verformbaren metallischen Glases zeigt die Korrelation der elastischen und plastischen Verformung mit den strukturellen Änderungen in den Größenordnungen der Nah- (SRO) und mittelreichweitigen Ordnung (MRO). Im elastischen Bereich verändern sich die Atomabstände in der SRO linear mit der makroskopisch anliegenden Spannung. Die Untersuchung der Fläche unter der Radialen Verteilungsfunktion (RDF) deutet auf ein Aufbrechen eines geringen Anteils der Bindungen der ersten Schale in Druckspannungsrichtung und deren Neubildung quer dazu. Die atomaren Bindungen in der SRO erscheinen wesentlich steifer als in den MRO Schalen. Vergleicht man die Werte von elastischer Dehnung, E-Modul und Querkontraktionszahl mit ihren makroskopischen Gegenstücken erscheinen beide, SRO und MRO, wesentlich steifer. Dies zeigt, dass die elastische Verformung von metallischen Gläsern nicht nur von der einfachen Stauchung der Atome bzw. Atomgruppen bestimmt, sondern auch durch deren Neuanordnung unterstützt wird. Das Abweichen der Dehnungs-Spannungs-Korrelation vom linearen Verhalten in der MRO am Beginn der plastischen Verformung wird der irreversiblen Bildung von Schertransformations-zonen (STZ) zugeschrieben. Dies zeigt sich zudem in den erhöhten Scherdehnungswerten am Beginn der Dehngrenze, welche mit den in der Literatur berichteten Werten für die kritische Scherdehnung zum Bilden einer STZ übereinstimmen. Bei einem Atomabstand von 12,5 Å tritt der höchste Wert der Scherdehnung auf und markiert den effektivsten Längenbereich der STZ Bildung. Andererseits haben die atomaren Paare in der SRO mit der geringsten Scherdehnung den geringsten Beitrag an der STZ. Es zeigt sich außerdem, dass der typische Bruchwinkel dieses metallischen Glases über die Orientierung der maximalen Scherdehnung am Beginn der kritischen Scherbandbildung erklärt werden kann. 2. Dehnungsverteilung eines mechanisch geprägten massiven metallischen Glases Eine Prägung besteht darin, eine Platte metallischen Glases mit zwei Stempel, auf denen eine regelmäßige Anordnung von geradlinigen Kerben angebracht ist, zu belasten. Dadurch wird eine ebenso regelmäßige Anordnung von geradlinigen Kerben auf der Oberfläche des metallischen Glases erzeugt. Die plastische Verformbarkeit der Vit105 Platte im Zugversuch wird durch Prägung im Vergleich zur gegossenen Probe eindeutig verbessert. Die Untersuchung der Härte und des E-Moduls über den Querschnitt der geprägten Probe zeigt die Einbringung von Abwechselnd weichen und harten Regionen an der Oberfläche. Es wurden räumlich aufgelöste Dehnungskarten des geprägten metallischen Glases durch Beugung eines hochenergetischen nanometergroßen Röntgenstrahles erzeugt. Die Ergebnisse offenbaren, dass die durch Prägung eingebrachte plastische Verformung eine räumlich heterogene Atomanordnung erzeugt, welche aus starken Druck- und Zugdehnungsfeldern besteht. Zusätzlich wird eine signifikante Scherdehnung in die Probe eingebracht. Die Wärmebehandlung beseitigt diese heterogene Struktur und führt sie fast auf den Ausgangszustand zurück. Die Analyse der Dehnungstensorkomponenten basierend auf Änderungen im erstem Maximum des Strukturfaktors, q1, zeigt, dass sich Ɛx von der Oberfläche zur Mitte der Platte hin von einer Stauchung in eine Dehnung umwandelt. Im Gegensatz dazu wandelt sich die Komponente Ɛy von der Oberfläche zur Mitte der Platte hin von einer Dehnung in eine Stauchung um. An der Oberfläche unter den Eindrücken, wo Ɛy vernachlässigbar ist, erreicht Ɛx Werte von ca. 1.5 %. Die Verteilungskarten der Hauptdehnungen zeigt, dass beide e1 und e2 unterhalb der Kerben als Stauchungen vorhanden sind. Daraus resultiert das Blockieren und Ablenken der sich ausbreitenden Scherbänder, was an Zugproben im REM beobachtet werden kann. Weiterhin hat der Bereich an der Grenze der geprägten und nicht geprägten Regionen die höchste Restscherdehnung. Mikrostrukturelle Beobachtungen deuten darauf hin, dass solche Bereiche unter Zuglast Keimstellen für neue Scherbänder sind. 3. Restdehnungen in der Umgebung eines einzenen Scherbandes Es wurde ein einzelnes Scherband einer kaltgewalzte Platte mittels Beugung eines hochenergetischen nanometergroßen Röntgenstrahles untersucht. Die strukturellen Unterschiede in der scherinduzierten Zone um ein einzelnes Scherband werden durch die Verteilung der Restdehnungen in SRO und MRO bestimmt. Plastische Verformung führt zu signifikanten Restnormal- und Restscherdehnungen in Entfernungen von mehr als 15 µm um das Scherband. Die Restnormaldehnungen zeigen eine asymmetrische Verteilung, wohingegen die Restscherdehnungen auf beiden Seiten des Scherbandes symmetrisch verteilt sind. Der große Betrag der atomaren Restscherdehnung in der Nähe des Scherbandes führt zur Bildung von neuen Scherbändern. Das Zusammenfallen der Richtung des sich bildenden sekundären Scherbandes und der Orientierung der Restscherdehnung, in der Nähe des primären Scherbandes, demonstriert die dominierende Rolle der Scherdehnung bei weiterer plastischer Verformung in der Nähe des Scherbandes.

This work contributes to the structure investigation on the basis of small-angle neutron scattering (SANS). A new analytical scattering function for polydispers precipitates with diffusion zones is presented and used in SANS experiments. For diluted and dense packed systems structure describing parameter values were obtained. These results lead to a deeper understanding of the process of nanocristallization of amorphous alloys. The investigation of SANS on Fe73.5Si15.5B7Cu1Nb3 shows that the Fe3Si type nanocrystals created in the amorphous matrix during annealing are covered by Nb-atoms. The accumulation of Nb-atoms or Nb-B-aggregates acting as inhibitors at the surface of the nanocrystals is assumed to be the basic mechanism controlling the evolution of the precipitates. For the first time this inhibitor-model is shown to be correct without doubts. In the Zr32Ti7.5Al10Cu20Ni8 amorphous alloy the formation of ultrafine nanocystals of about 2-3 nm in diameter was observed. The nanocrystallization starts after ordered clusters achieved particular sizes and a certain packing fraction. This leads to a new model for the microscopic formation procedure of ultrafine nanocrystals in this amorphous alloy. Theoretical models of fractal systems are applied to complicated polydisperse materials. Both the theory for an exact surface fractal of Hermann (1994)and the model for coupled volume and surface fractals in the formulation of Wong (1992) are shown to be applicable. The latter approach is applied to experimental data here for the first time. With computer simulations conditions for scattering experiments were optained therewith predictions about the quality and grade of fractality in real specimens become possible. / Die vorliegende Arbeit ist ein Beitrag zur Strukturaufklärung mittels Neutronen-Kleinwinkel-Streuung (SANS). Es wird eine neu entwickelte analytische Streufunktion für polydisperse Ausscheidungen mit Diffusionszonen genutzt, um SANS Experimente auszuwerten. Sowohl für verdünnte, als auch für dicht gepackte Systeme werden auf diese Weise quantitative Strukturparameter gewonnen. Diese liefern einen Beitrag zum Verständnis des Nanokristallisationsverhaltens amorpher metallischer Gläser. Die Auswertung der Experimente an on Fe73.5Si15.5B7Cu1Nb3 zeigt, dass Fe3Si-artige Nanokristalle, die während der Temperaturbehandlung in der amorphen Matrix entstehen, von Nb-Atomen bedeckt werden. Diese Ansammlung von Nb-Atomen oder von entsprechenden Nb-B-Aggregaten auf der Oberfläche dieser Ausscheidungen hemmt das Größenwachstum der entstehenden Nanokristalle. Dieses Inhibitor-Modell wurde hier erstmals zweifelsfrei bestätigt. In Proben des amorphen metallischen Glases Zr32Ti7.5Al10Cu20Ni8 werden ultrafeine Ausscheidungen mit Durchmessern von 2-3 nm beobachtet. Diese entstehen verzögert nach der Ausprägung dicht gepackter Gebiete mit erhöhter Nahordnungsstruktur. Es wird ein Modell vorgeschlagen, das diesen Prozess erklären kann. Theoretisch diskutierte Modelle für fraktale Systeme werden auf komplizierte polydisperse Materialien angewendet. Sowohl die Formulierung von Hermann (1994) für ein exaktes Oberflächenfraktal, als auch der erstmals auf experimentelle Daten angewendete Ansatz von Wong (1992) für ein gekoppeltes Volumen- und Oberflächenfraktal erweisen sich als praktisch nutzbar. Mittels Computersimulationen wurden Bedingungen abgeleitet, die an Streuexperimente zu stellen sind, damit Aussagen über Qualität und Grad von Fraktalität in realen Proben getroffen werden können.

Thin amorphous films of binary aluminum-chromium alloys have been produced by flash evaporation and characterized by means of electron diffraction and measurements of transport properties. Beside the known effect of hybridization on the phase stability an additional structure forming mechanism could be identified in the aluminum-chromium alloys and other amorphous binary aluminum-transition-metal alloys as well. A systematical influence of the transition-metal-d-electrons on the plasma resonance energies was found. / Es wurden amorphe Schichten von binären Aluminium-Chrom-Legierungen mit Hilfe abschreckender Kondensation aus der Gasphase hergestellt und einer elektronischen und strukturellen Charakterisierung unterzogen. Neben dem bereits bekannten Einfluss von Hybridisierungsmechanismen auf die Strukturbildung und Stabilität der amorphen Aluminium-Übergangsmetall-Legierungen, konnte ein weiterer Ordnungsmechanismus bei hohen Chrom-Anteilen gefunden werden. Im Vergleich mit anderen, bereits früher untersuchten, binären amorphen Aluminium-Übergangsmetall-Lergierungen, konnte gezeigt werden, dass dieses Verhalten auch dort auftritt. Desweiteren konnte eine Systematik im Einfluss der Übergangsmetall-d-Elektronen auf die Plasmaresonanz der Aluminium-Übergangsmetall-Legierungen gefunden werden.

Thin amorphous films of binary aluminum-chromium alloys have been produced by flash evaporation and characterized by means of electron diffraction and measurements of transport properties. Beside the known effect of hybridization on the phase stability an additional structure forming mechanism could be identified in the aluminum-chromium alloys and other amorphous binary aluminum-transition-metal alloys as well. A systematical influence of the transition-metal-d-electrons on the plasma resonance energies was found. / Es wurden amorphe Schichten von binären Aluminium-Chrom-Legierungen mit Hilfe abschreckender Kondensation aus der Gasphase hergestellt und einer elektronischen und strukturellen Charakterisierung unterzogen. Neben dem bereits bekannten Einfluss von Hybridisierungsmechanismen auf die Strukturbildung und Stabilität der amorphen Aluminium-Übergangsmetall-Legierungen, konnte ein weiterer Ordnungsmechanismus bei hohen Chrom-Anteilen gefunden werden. Im Vergleich mit anderen, bereits früher untersuchten, binären amorphen Aluminium-Übergangsmetall-Lergierungen, konnte gezeigt werden, dass dieses Verhalten auch dort auftritt. Desweiteren konnte eine Systematik im Einfluss der Übergangsmetall-d-Elektronen auf die Plasmaresonanz der Aluminium-Übergangsmetall-Legierungen gefunden werden.

This PhD thesis employed high energy synchrotron x-ray radiation to reveal atomic scale structural features occurring in plastically deformed Zr52.5Ti5Cu18Ni14.5Al10 (Vit105) bulk metallic glass (BMG). The study is divided into three parts: Strain evolution during in-situ compression, strain distribution maps in mechanically-imprinted BMG, and residual strain around a single shear band. 1. Strain evolution during in-situ compression The structural rearrangements occurring during compressive deformation of a plastically deformable BMG showed that the elastic and plastic deformation of the BMG is correlated to the structural changes at short- (SRO) and medium range order (MRO). In the elastic regime, the atomic distances at SRO vary linearly with macroscopic stress. Analysis of the area under radial distribution function indicates that a small fraction of bonds in the first shell is broken in the loading direction whereas some new bonds are formed in the transverse direction. Atomic bonds at SRO appeared significantly stiffer than the MRO shells. Compared to the macroscopic values of the elastic strain, Young’s modulus and Poisson's ratio, both SRO and MRO appeared significantly stiffer, implying that the elastic behavior of the BMG is not only ruled by simple compression of the atoms/clusters but also is aided by rearrangement of atoms/clusters. The deviation of MRO atomic strain-stress correlation from linearity at the onset of plastic deformation was attributed to the activation of irreversible shear transformation zones. It was demonstrated by a strong shear strain value at the onset of yielding. This value is in good agreement with the reported value of the critical shear strain needed for activation of an irreversible STZ. The length scale of 12.5 Å indicated the largest shear strain and is probably the most effective length scale in the formation of STZs. The atomic pairs at SRO with smallest shear strain have the least contribution to the STZs. It was also indicated that the typical fracture angle of this BMG can be explained by the orientation of maximum shear strain at the onset of catastrophic shear band formation. 2. Strain distribution map in mechanically-imprinted BMG In mechanical imprinting, the BMG plate is loaded between two tools with a regular array of linear teeth and, as a result, a regular pattern of linear imprints is created on the surface of the plate. Mechanically imprinting results in considerable tensile plasticity of brittle Vit105 BMG plate. The distribution of hardness and Young’s modulus values at the transverse cross section of imprinted plate probed via nanoindentation revealed oscillating soft and hard regions beneath the surface. Spatially-resolved strain maps obtained via high-energy nano-size beam X-ray diffraction exhibited that the plastic deformation during imprinting creates a spatially heterogeneous atomic arrangement, consisting of strong compressive and tensile strain fields as well as significant shear strain fields in the cross section. It was shown that the heat treatment diminishes the heterogeneous structure resulting in brittle behavior in tension. The analysis of strain tensor components based on changes in the first diffraction maximum of the structure function, q1, revealed that Ɛx, the strain perpendicular to the loading direction, changes from the compressive at near to the surface to the tensile mode at the center of the imprinted plate. In contrast, the strain component along the loading direction, Ɛy, changes from tensile near the surface to the compressive at the center. Beneath the surface, Ɛx reaches to values about 1.5% under the imprints where there is a negligible Ɛy. The distribution map of principal strains, Ɛ1 and Ɛ2, indicated that large regions with compressive Ɛ1 and Ɛ2 exist under the imprints which can result in blocking of the propagating shear bands in agreement with microstructural observations of shear banding after uniaxial tension. Moreover, the region beneath the border of the imprinted and un-imprinted parts has the highest residual shear strain. Microstructural observations indicated that such regions can nucleate new shear bands upon tensile loading of imprinted BMG plate. 3. Residual strain around a single shear band In order to probe structural changes in the shear-induced zone around a single shear band, the distribution of residual strains at short- and medium-range order around a single shear band was determined in cold-rolled BMG plate using the nano-focused high energy x-ray diffraction. Plastic deformation results in significant residual normal and shear strains at distances of more than 15 μm around the shear band. The residual normal strains exhibit an asymmetric distribution whereas the residual shear strain is distributed symmetrically around the shear band. The large amount of residual atomic shear strain magnitude at the vicinity of the shear band triggers the nucleation of the new shear bands. The coincidence of the direction of the nucleating secondary shear bands from the main shear band with the orientation of the residual shear strain at the vicinity of the mature shear band highlight the dominant role of the shear strain in determining further plastic deformation at regions near the shear band. / Im Rahmen dieser Arbeit wird hochenergetische Synchrotron Röntgenstrahlung zum Aufzeigen der strukturellen Veränderungen in plastisch verformtem Zr52.5Ti5Cu18Ni14.5Al10 metallischen Glas verwendet. Die Arbeit gliedert sich in drei Teile: Dehnungsentwicklung während in-situ Druckversuch, Dehnungsverteilung eines mechanisch geprägten massiven metallischen Glases, und Restdehnungen in der Umgebung eines einzenen Scherbandes. 1. Dehnungsentwicklung während in-situ Druckversuch Die während der Verformung auftretende strukturelle Neuordnung eines plastisch verformbaren metallischen Glases zeigt die Korrelation der elastischen und plastischen Verformung mit den strukturellen Änderungen in den Größenordnungen der Nah- (SRO) und mittelreichweitigen Ordnung (MRO). Im elastischen Bereich verändern sich die Atomabstände in der SRO linear mit der makroskopisch anliegenden Spannung. Die Untersuchung der Fläche unter der Radialen Verteilungsfunktion (RDF) deutet auf ein Aufbrechen eines geringen Anteils der Bindungen der ersten Schale in Druckspannungsrichtung und deren Neubildung quer dazu. Die atomaren Bindungen in der SRO erscheinen wesentlich steifer als in den MRO Schalen. Vergleicht man die Werte von elastischer Dehnung, E-Modul und Querkontraktionszahl mit ihren makroskopischen Gegenstücken erscheinen beide, SRO und MRO, wesentlich steifer. Dies zeigt, dass die elastische Verformung von metallischen Gläsern nicht nur von der einfachen Stauchung der Atome bzw. Atomgruppen bestimmt, sondern auch durch deren Neuanordnung unterstützt wird. Das Abweichen der Dehnungs-Spannungs-Korrelation vom linearen Verhalten in der MRO am Beginn der plastischen Verformung wird der irreversiblen Bildung von Schertransformations-zonen (STZ) zugeschrieben. Dies zeigt sich zudem in den erhöhten Scherdehnungswerten am Beginn der Dehngrenze, welche mit den in der Literatur berichteten Werten für die kritische Scherdehnung zum Bilden einer STZ übereinstimmen. Bei einem Atomabstand von 12,5 Å tritt der höchste Wert der Scherdehnung auf und markiert den effektivsten Längenbereich der STZ Bildung. Andererseits haben die atomaren Paare in der SRO mit der geringsten Scherdehnung den geringsten Beitrag an der STZ. Es zeigt sich außerdem, dass der typische Bruchwinkel dieses metallischen Glases über die Orientierung der maximalen Scherdehnung am Beginn der kritischen Scherbandbildung erklärt werden kann. 2. Dehnungsverteilung eines mechanisch geprägten massiven metallischen Glases Eine Prägung besteht darin, eine Platte metallischen Glases mit zwei Stempel, auf denen eine regelmäßige Anordnung von geradlinigen Kerben angebracht ist, zu belasten. Dadurch wird eine ebenso regelmäßige Anordnung von geradlinigen Kerben auf der Oberfläche des metallischen Glases erzeugt. Die plastische Verformbarkeit der Vit105 Platte im Zugversuch wird durch Prägung im Vergleich zur gegossenen Probe eindeutig verbessert. Die Untersuchung der Härte und des E-Moduls über den Querschnitt der geprägten Probe zeigt die Einbringung von Abwechselnd weichen und harten Regionen an der Oberfläche. Es wurden räumlich aufgelöste Dehnungskarten des geprägten metallischen Glases durch Beugung eines hochenergetischen nanometergroßen Röntgenstrahles erzeugt. Die Ergebnisse offenbaren, dass die durch Prägung eingebrachte plastische Verformung eine räumlich heterogene Atomanordnung erzeugt, welche aus starken Druck- und Zugdehnungsfeldern besteht. Zusätzlich wird eine signifikante Scherdehnung in die Probe eingebracht. Die Wärmebehandlung beseitigt diese heterogene Struktur und führt sie fast auf den Ausgangszustand zurück. Die Analyse der Dehnungstensorkomponenten basierend auf Änderungen im erstem Maximum des Strukturfaktors, q1, zeigt, dass sich Ɛx von der Oberfläche zur Mitte der Platte hin von einer Stauchung in eine Dehnung umwandelt. Im Gegensatz dazu wandelt sich die Komponente Ɛy von der Oberfläche zur Mitte der Platte hin von einer Dehnung in eine Stauchung um. An der Oberfläche unter den Eindrücken, wo Ɛy vernachlässigbar ist, erreicht Ɛx Werte von ca. 1.5 %. Die Verteilungskarten der Hauptdehnungen zeigt, dass beide e1 und e2 unterhalb der Kerben als Stauchungen vorhanden sind. Daraus resultiert das Blockieren und Ablenken der sich ausbreitenden Scherbänder, was an Zugproben im REM beobachtet werden kann. Weiterhin hat der Bereich an der Grenze der geprägten und nicht geprägten Regionen die höchste Restscherdehnung. Mikrostrukturelle Beobachtungen deuten darauf hin, dass solche Bereiche unter Zuglast Keimstellen für neue Scherbänder sind. 3. Restdehnungen in der Umgebung eines einzenen Scherbandes Es wurde ein einzelnes Scherband einer kaltgewalzte Platte mittels Beugung eines hochenergetischen nanometergroßen Röntgenstrahles untersucht. Die strukturellen Unterschiede in der scherinduzierten Zone um ein einzelnes Scherband werden durch die Verteilung der Restdehnungen in SRO und MRO bestimmt. Plastische Verformung führt zu signifikanten Restnormal- und Restscherdehnungen in Entfernungen von mehr als 15 µm um das Scherband. Die Restnormaldehnungen zeigen eine asymmetrische Verteilung, wohingegen die Restscherdehnungen auf beiden Seiten des Scherbandes symmetrisch verteilt sind. Der große Betrag der atomaren Restscherdehnung in der Nähe des Scherbandes führt zur Bildung von neuen Scherbändern. Das Zusammenfallen der Richtung des sich bildenden sekundären Scherbandes und der Orientierung der Restscherdehnung, in der Nähe des primären Scherbandes, demonstriert die dominierende Rolle der Scherdehnung bei weiterer plastischer Verformung in der Nähe des Scherbandes.

The ferromagnetic bulk metallic glasses (BMGs) started to be investigated only in the last 10 years.They are difficult to cast, but their properties are uniques. The work deals with casting, mechanical and soft magnetic properties of new Fe-based BMGs. Such alloys can be cast directly in samples with various geometries and they can be use as magnetic parts in different devices.

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This work contributes to the structure investigation on the basis of small-angle neutron scattering (SANS). A new analytical scattering function for polydispers precipitates with diffusion zones is presented and used in SANS experiments. For diluted and dense packed systems structure describing parameter values were obtained. These results lead to a deeper understanding of the process of nanocristallization of amorphous alloys. The investigation of SANS on Fe73.5Si15.5B7Cu1Nb3 shows that the Fe3Si type nanocrystals created in the amorphous matrix during annealing are covered by Nb-atoms. The accumulation of Nb-atoms or Nb-B-aggregates acting as inhibitors at the surface of the nanocrystals is assumed to be the basic mechanism controlling the evolution of the precipitates. For the first time this inhibitor-model is shown to be correct without doubts. In the Zr32Ti7.5Al10Cu20Ni8 amorphous alloy the formation of ultrafine nanocystals of about 2-3 nm in diameter was observed. The nanocrystallization starts after ordered clusters achieved particular sizes and a certain packing fraction. This leads to a new model for the microscopic formation procedure of ultrafine nanocrystals in this amorphous alloy. Theoretical models of fractal systems are applied to complicated polydisperse materials. Both the theory for an exact surface fractal of Hermann (1994)and the model for coupled volume and surface fractals in the formulation of Wong (1992) are shown to be applicable. The latter approach is applied to experimental data here for the first time. With computer simulations conditions for scattering experiments were optained therewith predictions about the quality and grade of fractality in real specimens become possible. / Die vorliegende Arbeit ist ein Beitrag zur Strukturaufklärung mittels Neutronen-Kleinwinkel-Streuung (SANS). Es wird eine neu entwickelte analytische Streufunktion für polydisperse Ausscheidungen mit Diffusionszonen genutzt, um SANS Experimente auszuwerten. Sowohl für verdünnte, als auch für dicht gepackte Systeme werden auf diese Weise quantitative Strukturparameter gewonnen. Diese liefern einen Beitrag zum Verständnis des Nanokristallisationsverhaltens amorpher metallischer Gläser. Die Auswertung der Experimente an on Fe73.5Si15.5B7Cu1Nb3 zeigt, dass Fe3Si-artige Nanokristalle, die während der Temperaturbehandlung in der amorphen Matrix entstehen, von Nb-Atomen bedeckt werden. Diese Ansammlung von Nb-Atomen oder von entsprechenden Nb-B-Aggregaten auf der Oberfläche dieser Ausscheidungen hemmt das Größenwachstum der entstehenden Nanokristalle. Dieses Inhibitor-Modell wurde hier erstmals zweifelsfrei bestätigt. In Proben des amorphen metallischen Glases Zr32Ti7.5Al10Cu20Ni8 werden ultrafeine Ausscheidungen mit Durchmessern von 2-3 nm beobachtet. Diese entstehen verzögert nach der Ausprägung dicht gepackter Gebiete mit erhöhter Nahordnungsstruktur. Es wird ein Modell vorgeschlagen, das diesen Prozess erklären kann. Theoretisch diskutierte Modelle für fraktale Systeme werden auf komplizierte polydisperse Materialien angewendet. Sowohl die Formulierung von Hermann (1994) für ein exaktes Oberflächenfraktal, als auch der erstmals auf experimentelle Daten angewendete Ansatz von Wong (1992) für ein gekoppeltes Volumen- und Oberflächenfraktal erweisen sich als praktisch nutzbar. Mittels Computersimulationen wurden Bedingungen abgeleitet, die an Streuexperimente zu stellen sind, damit Aussagen über Qualität und Grad von Fraktalität in realen Proben getroffen werden können.