Пластическая деформация аморфных металлических сплавов тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

$ я I

ВОРОНЕЖСКИЙ ПОЛИТЕХНИЧЕСКИЙ ИНСТИТУТ

ва правах рукописи

ХОНЙК Виталий Александрович ШСТИЧЕСШ ДЕФОРМАЦИЯ АМОРШХ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ СПЛАВОВ

Специальность 01.04.07 ''Физика твердого тела"

АВТО Р Й Ф Е Р А Т

диссертация ва соискание ученой-степени доктора физико-математических наук

Вороне* 1992

Работа выполнена на кафедре физики твердого тела Воронежского политехнического института.

Официальные оппоненты:

член-корреспондент АН Украины,

доктор физико-математических наук, профессор

».В.ИИЛШН доктор физико-математических наук, профессор

A.M.ГЛЕЗЕР

доктор физико-математических наук, профессор

.А.И.ДРОШИН

Ведущая организация - Физико-технический институт низких температур АН Украины (г.Харьков)

Защита состоится 19 мая 1992 г в 14 часов на заседании специализированного совета Д 0Ь3.81.01 при Воронежском политехническом институте (394026 Воронен, Московский пр., 14).

С диссертацией южно, ознакомиться в библиотеке Воронежского политехнического института.

Автореферат разослан " (>" апреля 1992 г.

Учений секретарь специализированного совета ДОЬЗ.81.01 .

д.т.н., профессор • jlC(o (.(.И.Горлов

Е.'ь /(•..;.'. I

ta.! ■

< TAI.Л

дкссе^г-цхн

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

В начале 60-х годов били впервые синтезированы аморфные металлические сплавы (AMC) - представители нового класса неупорядоченных твердых тел. В середине 70-х годов были начаты их интенсивные исследования к вскоре было установлено, что AMC обладают совокупностью уникальных физических свойств, позволяющих рассматривать их как перспективные материалы для различных областей техник». Это обстоятельство, а также достигнутый прогресс в технодопш изготовления AMC определили необходимость их опытного и гтрсмыялен-пого производства для решения технических задач. В настоящее время AMC применяет в качестве магкитопроводов звуко- и видеозаписнвая-щей аппаратуры, силовых трансформаторов и электродвигателей, как активные элементы разнообразных датчиков физических величин и магнитооптических запоминающих устройств, в качестве коррозионно-стойких материалов. При этом области применения AMC непрерывно расширяются.

Однако, интерес исследователей к AMC обусловлен не только возможностями их практического использования. В определенном смысле А1ДС i.'.ormo рассматривать как модельные материалы для исследования влияния структурной неупорядоченности на свойства твердого тела. В частности, это относится в полной мере и к изучении проблемы пластического формоизменения.

Со времени начала интенсивных исследований етой проблемы накоплен значительный экспериментальный и теоретический материал и получен ряд интересных результатов. Вместе с тем, отчетливо заметен круг важных вопросов, которым не уделялось достаточного внимания. Этот круг вопросов могао разделить на две части.

Во-первых, имеется дефицит или полное отсутствие экспериментальной информации по ряду важных и принципиальных моментов. Так,

• совершенно не исследованными остались особенности пластического

. течения в условиях чисто сдвиговых напряжений. Вместе с тем, есть все основания ожидать существенных отличий Механического поведения

• при таком нагружения от наиболее исследованного случая - деформации растяжением. Практически полностью нз, изучены релаксационные

. процессы при низкотемпературном статическом и. динамическом нагру-

.'• кении как исходных, так.и предварительно деформированных AMC. В особенности, остались не "еализованннмк значительные возмогнос-сти и высокая чувствительность метода внутреннего треккя и;з фене

дефицита информативных методов исследования) для анализа структурных изменений, происходящих при пластической деформации. В литературе имеются лишь немногочисленные даюше сугубо косвешого характера об одной из важнейших вопросов как для понимания физики пластического течения, так к для реализации инженерных приложений AMC - вопросе о внутренних напряжениях, возникающие при деформации и их теыпературно-времешой вволюции..Несмотря на то, что анализу механического поведения AMC в условиях структурной релаксации (например,- исследовашмм ползучести овекезакаленных образцов) уделялось много внимания, роль структурной релаксации в формировании механических свойств ÄUG установлена далеко не полностью. В частности, вто относится к вопросу О возможной связи структурной релаксации с типом деформации AMC (гомогенным или гетерогенным) и eö влиянии на релаксационнне процессы при прилокещш нагрузки. Наконец, практически не исследованы процессы пластического течения вблизи температура стеклования Т , хотя наличие, аномалий ряда физических свойств AMC вблизи Т позволяет предполошть возмохзгость аномалий пластического течения.

Вторая часть невыясненных вопросов связана с проблемой установления степени адекватности експерпмэнту предложенных теоретических моделей и представлений о пластическом чечен»! AMC. Слоилась такая ситуация, когда основные експеркгзкталыио результаты допуске»? знтерпрегацзв в рамках различных (иногда - принципиально.! подходов. Б связи с етим ьозшжвот необходимость получения таких е-кспернмепталышх которпе помогли Си п еоемо:;;;:о бе-

г.,-,-2 кэллок оЗьёкз устаповпгь достоинства, недостатки и гроккцн применен;:;: чзг;;ст:шх теоретических ¡/п^дотаъл" ¡:::Л, Крем:; того, j'iiioc;!'; .;льно к ьсзмомкосin колучеш:»! такс-Л с-поперли:«тэл.ик>й следует обметить, что предложен;::;: к настоящему вре-i" мода.',и деформации обладай? рядом судеетсспних недостатков. Излог.лшое определяет актуальность темп ное-годевго ксслздо--.' " .

¿1 работе были поставлена сладукцке цели: 'i. Усгййое&ть закономерности и особенности пластического формо-»-...мененнл Ai.iC в условиях деформации кручением и дать им 4""3iriec~ кум интерпретации. Определить роль структурной' ралакеедаи в формировании этих закономерностей. Установить факторы, контролирующие смену механизмов деформации AMC при изменами Tssffißpsxypu. 2. Определить закономерности низкотемпературной механической ре-

лаксацки деформированных AÍ/C в условиях статического и динамиче -ского нагружения.

3. Количественно определить внутренние напряжения, возникающие при деформации AMC и исследовать их физическую природу.

4. Установить закономерности высокотемпературного пластического течения AMC. Определить факторы, контролирующие или существенно влияющие на высокотемпературную пластичность.

5. На ^основе полученных результатов разработать косые моделыпгг представления о физических механизмах пластической деформации Л!,К, а такке уточнить и дополнить существующие.

Для достижения поставленных целей решались следующие конкретные задачи:

1. Разработать к изготовить окспериментальноз оборудование для комплексного исследования механического поведения AMO при различных видах нагрукения.

2. Исследовать процессы пластического течения при активном погружении, релаксации напряжений и возврате формы s условиях деформации кручением в широком интервале температур.

3. Изучить процессы низкотемпературной релаксации напряжений в исходных и предварительно деформированных AI.'C при приложении рас-тягивакщей нагрузки и определить.их зктивационные параметры. Исследовать релаксационное поведение AMC в условиях ступенчатого

Р23ГРУХ!2НИЯ.

4. Применить структурно-чувствительный метод внутреннего трения для исследования гетерогенного пластического течения AMC.

5. Провести комплексное исследование высокотешературного гомогенного течения широкого круга ЛЫС при различных експериментальных условиях. •■..'■•

Научная новизна полученных в работе експериментальных результатов определяется тем, что в ней впервые:

- определены особенности пластической деформации AMC в условиях чисто сдвигового нагрукенля;

- обнаружены и исследованы явления нормального и аномального формоизменения, возникающие, при нагрева предварительно деформированных кручением образцов;

- установлены закономерности релаксации напряжений при изохронном нагреве} ,

- исследована изотермическая релаксация напряжений при комнатной и • более низких температурах и определены эффективные внутренние

напря:-;;-зния, возникающие при растяжении AMC;

- обнаружена анизотропия релаксации напряжений в предварительно деформированном материале;

- определены закономерности низкотемпературного внутреннего трения Г: ЛМС после гетерогенной деформации;

■ показана возможность сьерхпластического течения широкого круга Л;/С, установлено необходимое условие проявления этого еффекта и огфбдглзю факторы, существенно влияющие на величину предельной, деформации.

На со^ггу шкосйтся сдедукдие основные положения и выводы: 1. Гомогенное пластическое течение AÎ.ÎC является результатом coeo-нупн'-.сти некоррелированных. лсхзлышг атомных перестроек с распре-Дз.'.зыгимл онсргиями активации к при малых деформациях мокет бить ерпр>-?йроваао кок направленная структурная релаксация в поле гнавших наяряк«ши8.

?. Гетерогенная деформация реаляэуе?ся по даслокацконно-подобнс-«у механизму и приводит к возяшговзшю дальяодзйствуюдях шлей шу?рсшк:х напряжений, оффективная величина которых мовет достегать 9Ь 5 от величины прило;.:з!л:ого напряжения. Внутренние напря-

деформационно" ггриродн играет шчзую роль в формировании ;.":'-Хй::ПЧеСКИХ свойств А"С.

3. Гетерогенное плаегпчос.;о:; точение реализуется ь том случае, когдг структурная релаксация ь пол; гне^ннх является

затормохченг.о.". и н; обеспечить мзнроопог^ческуп

Д'-рэумац;:;-; гг скоростью, задаваемо;: кагру;.;аг::';;м устройством. В ntn-Tiuc'cri случас течение является гсмогонч::::. механизмов

•* зтмаиа» оггределяетея предварите-.ьюй термообработкой мата-

•'. [ :.:<ккк:/сдке при гетерогенной дгфорузрв; дефэкть. дислокационного .;-:." ответственны за обнаруженное низкстеияерагурвос гистерезпсное

и релаксационные пик» внутреннего трения, ,. б.-.зической причиной еффекта сверхпластичности /ХС является рез-Г: о^ипенио вязкости материала в окрестности интервала стеклова-

Увеличение доли избыточного свободного • обьема в структуре при прочих равных условиях приводит к росту высокотемпературной пластичности.

Совокупность полученных в работе експеримектальных результатов, es основных полоизний и выводов моаю рассматривать как новое научное направление "Пластическая деформация и внутренние напряже-

шш аморфных металлических сплавов в условиях интенсивной л ;:;:?:е тически заторможенной структурной релаксации".

Практическое значение результатов и отводов работы определяется следующим.

Получению в работе экспериментальные данные о пластической деформации а условиях чисто сдвиговых напряжений, релаксационных явлениях, происходящих при статическом и дина'мчееком изгруу.епин ясходшх и предварительно др$ор?тровг»пшх обраэцгз, свврхплветк-ческом течении, а такге разработзннке качественнее ¡физические представления о механизмах деформации АМС могут послужить основой для построения адекватных теоретических моделей пластического формоизменения и способствовать углублению представлений о не -упорядочением т2срдсм. состоянии есэдствз.

Непосредственны* инженерный интерес представляет полученные количественные данные сЗ:изотермической релаксация напряксний и пластичности Л'.'.С при различных температурах и вядзх пзгр:/:"М«кп; релаксации напряжений в исходных и предварительно отс-готах Л".3 пгч ::зохрс:п!СМ нагрэйе; внутренних пзпрягзлия:: и п>: ;;п;>л;;::-.::1 при иагрепз; вллтт пластической деформации на уровень затухания упруги" колзбзпнй; сверг.плзстическсм течении ряда кскяг-этгыг. /"С.

Усттновленнпл в работе еысскля релаксационная стс;'.;'.сон'> /",0 при ке-латной и Солее низких температурах псеееляет реке:.'::!"-;ееть длл гги-мзизкия и гочисч приборостроении л ^••.•инострся::'." я :г>-честно упруг;:* ^лезнтоп, растяжек, подвесов и други* сеет е. ;г честер кекзтрукцнй, г. г.отерым нредьяпляпгзл ниеп.не трео::.-г.: прочности и ролскеггакксй стойкости

Устс.г!овл;н!;:;й критерий реализации спзр7г:.ез;т': ::"":ег: А'!С, п токн-з рззультатп исследования п.-к/шия сксггсп: гзкч: сксрссти ксгрего, предварительной 7ерм;е:;н:Сзт;:н г/г.;-1

с::т::;;3 нз гелтн\ну сгзрхплзстичесн.сй д:;Ч':мн:--п • г'-; "

н:м и ::с:'л-;кт::р:п:е;::м •.'•••; д-;.-; д:ц: и :::".:■;.:нае.

ч.

■b

лмческих сплавов" (Москва, 1984 и 1988); IX, XV и XX Всесоюзных совещаниях по актуальным проблемам прочности (Ижевск, 1984, 1987 и 1989); VIII Всесоюзном совещании по стеклообразному состоянию (Ленинград, 198Ь); XV Международном конгрессе по стеклу (Ленинград, i9B9), V и VI Республиканских конференциях "Демпфирующие металлические материала" (Киров, 1983 и t991); VI Всесоюзной конференции "Физика разрушения" (Киев, 1989); III и IV Всесоюзных конференциях "Сверхпластичность металлов" (Тула, 1986, Уфа, 1989); II Всесоюзной конференции "Действие влектромагнитшх полей на пластичность и прочность материалов (Юрмала, 1990); VII ВсасосзноЙ конференции по строений и свойствам металлических а шлаковых расплавов (Челябинск, 1990); III, IV и V Всесоюзны* семинарах "Структура дислокаций и механические свойствз металлов и сплавов" (Свердловск, 1984, 1987 и 1990); V Всесоюзной конференции "Аморфные прецизионные . сплавы: технология, свойства и применение" (Ростов Великий, 1991).

Публикации. Основное содержание диссертации отражено в 26 статьях, список которых приведен в конце автореферата.

Обьем работы. Диссертационная работе состоит из Ь глав, содержит Э1Ь страниц машинописного текста, включая 118 рисунков, 5 таблиц и библиографию из 35ч наименований.

ОСНОВНОЕ СОДЕШНИЕ ДИССЕРТАЦИИ

Ео введении обоснована актуальность темы диссертационной работы, указаны цели и задачи исследования, научная новизна полученных результатов, сформулированы основные положения и выводы, выносимые на защиту и рассмотрено практическое значение работы.

Первая глава является обзорной и посвящена анализу современных представлений о дефектах структуры и пластическом течении АМС.

Отмечег.о, что определение дефектов структуры непосредственно с проблемой установления идеальной структуры стекла, в ре-ьаи'л которой сделаны лишь первые шаги. Если для некоторых кова-лошних стекол возмохна вполне однозначная идентификация дефектов структуры, то в случае металлических стекол корректное определение термина "дефект" отсутствует. Тем не кенее, вгот термин широко используется для интерпретации изменения физических свойств АМС в результате внесших воздействий. При втои в него вкладывается, как правиле, "эмпирическое" содержание, а соответствии с одним из методических приемов, используемых при исследовании дефектов струк-

тури ЛГЛС. Первый: из этих приемов заключается в проведении анализа топологии кашшной нодели структуры и определения атомных конфигураций, которые по ряду параметров отличаются от средних к могут поэтому оить определен;! как дефекты. Такой прием реализован в серии работ Згами с сотрудниками (Egani et al., 1930-1934) и наиболее ззштнш его результатом стала разработка представлений о точечных р- и п- дефектах структуры. Второй методический прием для исследования дефектов структура заключается в искусствешюм введении в модель "кристаллического" дефекта и изучении его эволюция в процессе релаксации модели. С помодью такого приема было показано (Chaudhari, Steinliardt, Shi, 1979-1586), что дислокации, введенные в модель с централысш парнкм потенциалом взаимодействия, могут быть вденткфицкроваш, являются устсйчпвгмч и согдаат характерные далькоде^ствук'дие поля напряжений. Этот вывод монет свидетельствовать об их устойчивости в реальных А'.'С. Характер этой устойчивости, однако, не ясен. 0£Ж г.з зозис^шх зор'лзктов заключается в том, что дислокации в А'.'С, как и в кристаллах, являются топологически усте^пвкмл дефектами. Это означает, что дислокация мс~зт б::ть удалена из образца только з результате об выхода на поверхность. Синод о топологической устойчивости дислокаций з А!,'С следует из дисклинационнпх моделей структуры. Второй вариант в анализе проблема стабильности дислокаций з кэупорядоче-пш.ч структурах заключается в предположении об их кинетической устойчивости: за характерное время окспериментэ их поля напряжений но успеваат делокализоваться. Наличие различных взглядов на устойчивость дислокаций а реальных АМС привело к созданию принципиально различных концепций пластического течения.

Проанализированы основшз Бксперименталъкке результат:-! исследований плзстическол деформации ЛМС. Рассмотрено гомогенное вязкое течение и гетерогенная деформация (с сбрассгакг.-.п полос сдвига), пластичность при различных видах цскгтгигл, структура и свойства А?'С, сформирована,'* при низких температурах," а ток:-? неупругое поведение в условиях статического и дппгмгюсксго погружения.

Значительно? Ег-пгланпэ уделено моделям пластической деформации ДМС. Отмечено, что разработчик:; модельпчг. пргдгтапден::;? о плзсти-ческсм течении AÍ'C били доставляя перед н;б:рс:.:, котсрка определялся их еубьектизнкм пагнмзпие;.; реально:! ситуации: либо исходить о процессах деформэ та стекла как о т-о-гнии нгс-сксрязксД кнд-кости, либо, учитывая пс<5 ме,"что стекло -является тьгрдкм теле/,

а

попытаться применить представления, разработанные для анализа пластического течения кристаллических твердых тел. Наличие ©той альтернативы и определило характер развития представлений о процессах деформации AMC. С одной стороны, были разработаны так называемые модели свободного обьема, которые идейно основаны на моделях вязкого течения жидкостей. С другой стороны, в физику пластического течения были введем дислокационные представления.

Модели свободного обьема (Spaepen, 1977, Argon, 1979) исходят б целом из одинаковых представлений: элементарный ект деформации происходит в небольшой области, содержащей значительный избыточный свободный обьем.и локализация деформации при низких температурах обусловлена снижением вязкости вследствие деформационно-стимули-рованной лавинообразной генерации избыточного свободного обьема. Вместе с тем, техника реализации моделей существенно различна. Рассмотрены вксперименталыше результаты, допускакщие интерпретацию в рамках етих представлений.

Первым предположение о том, что пластическое течение некристаллических твердых тел ыо>;:ет быть обусловлено совокупностью коррелировать актов сдвига и описано в терминах движения дислокаций, выдвинул Гилман (Giln..ji, 1977). Иу было сформулировано необходимое условие реализации дислокационного механизма деформации: характерное время деформации долгаю быть много меньше постояшюй времени релаксации структуры. Если такая ситуация имеет место, то пластическое течете мокио рассматривать как дьп;::енио дислокаций с переменным по величине к направлению вектором Биргерса. Представления Гилуана косили преимущественно качественный характер, однако явились Еесьма вакными в идеологическом аспекте. Позднее ети представления были развиты Ли (Li, 1278). IL'J была предложена модель пластической деформацы; AMC, которая сочетала близкий к гсглядам Гилмана континуальный- подход и предполагаемые' особен- ли микроструктуры. Предпринимались также попытки разработки -'/•.•локационного механизма деформации на основе дисклкнационша подставлений о структуре стекла. Прч этом в ряде случаев конечные результаты оказались близкими к представлениям Гилмана и Ли.

Рассмотрены результаты машинного моделирования деформации AMC. В целом вти результаты являются противоречивыми. С одной стороны, в моделях возмомш локальные сдвиговые перестройки, не приводящие к локализации деформации. С другой стороны, атомные движения в моделях могут косить сильно коррелированный характер

и бить сходными с таковыми, реализующимися ггрк дослскзцховксй деформации кристаллов. Специально поставленные машинные эксперимента (Shi, Chaudhari, 1983, 1SBb) по изучению движения краевых и винтовых дислокаций показал:-! бозысйяость их переведения п неупорядоченной структуре без прогрессирующей делокзлизэцкл. Плоскость скольжения была относительно хорошо определенней, а поде атомных смещений - однородным.

3 заключение литературного обзора сформулирован круг вопросов, определивших актуальность,-цели и задачи нэстояпего исследования.

Во второй главе рассмотрены методики приготовления образцов, контроля структурного состояния я определения термической стабильности, предварительной деформации и механических испытаний.

Исследованные аморфные сплавы (на различных этапах исследования использовалось более 30 АМС различных составов) приготовлялись, как правило, стандартным методом спиннингованяя по одповал-ковой схеме. Аморфность образцов контролировалась рентгеновским методом и просвечивающей электротой микроскопией. Температуры начала кристаллизации и температуры стеклования определялись дифференциальным термическим анализом, дилатометрией, измерениями температурных зависимостей внутреннего трения и модуля упругости. Предварительная деформация осуществлялась прокаткой с помощью специально разработанного аестивалкового малогабаритного стана.

Исследования пластического течения в условиях деформации кручением были выполнены с.помощь» специально изготовленной универсальной деформационной микромашины. Для исследований из лента АХ с помощью устройства типа гильотинных пресс-ножниц вырезалась образцы приблизительно квадратного (и (404-60)* 40 мкмг) сечения. Крепление образцов осуществлялось термостойким клеем. Крутя:';;:л момент определялся по деформации последовательно соединенной с образцом упругой кварцевой нити с использованием метода оптического рычага. Мккромашина позволяла осуществлять активную (в том числе и знакопеременную) деформацию, измерения релаксанта напряжений при изотермической выдержке к в условиях изохронного нагрет, а так?.:е измерения возврата формы. В последнем случае после скончания пластической дефермзри образец охлаждался под нагрузкой до згааготной температуры (если температура деформации гдгдэ з(У;, р.ззгру;ьелся, освобогсдзлся с-т нагр. .¿asi-ero устрсйст; з ггрсцссс-з послелоге го пзгренз методом оптического рцчагг и^мееллззь err.

вольная деформация под действием внутренних напряжений.

Запись диаграмм напряжение-деформация в условиях растягивав-и;ей нагрузки, а такке прецизионные измерения релаксации растяги-бзкпщх напряжений проводились с помоцью специально изготовленной' ьысококесткой разрывной махины струнного типа. Образец в процессе деформации Еозбуждался на резонансной частоте Г, которая связана с приложенным напряжением о соотношением о = 4рГг12, где 1 - длина образца, р - плотность материала. Разрешающая способность по напряжению в необходимых случая могла быть доведена до 0,05т0,1 Ша.

Внутреннее трение измерялось в консольно закрепленных образцах» совершающих свободно затухающие колебания в диапазоне частот 100 -;■ 3000 Гц, при амплитудах деформации 5-Ю"Ч МО"4, Все вышеуказанные измерения проводилась в вакууме « 10"= Тор. Исследования высокотемпературной пластичности проводились с помощью разрывной мапиш Зявггоп в проточкой атмосфере гелия.

Третья глава посвядена изучению гетерогенного и гомогенного пластического течения ь условиях чисто сдвигового нагрукения (деформация кручением) при температурах Т > 293 К. Исследования проводились на примере полученных спинжшгование.ч №2 И 11Ь и Го^В^З;^, а также с использованием образцов напыленного сплава Со КЪ . Этот выбор определялся стремлением получить информацию о поведении АКС различных классов как по химическому составу, так. и по технологии получения. Полученные результаты для всех трех оплаиоЕ сказались сходными и различались лпмь в незначительны?, деталях.

Первые ¿>е вкспер;з.'8нш показали, что при кручении, в отличие "г растякек'ля, наблюдается продошггеяькая стадия пластического течен::,'-, долг при комнатной тешерсуре! полная сдвиговая деформа-г/л у* поверхности образцов момот достигать 20 Й. Крутящий момент :' (-.а стадии установившегося пластического течения значительно воз, :.':?.•,от с ростом деформации, что, однако, не является доказательством наличия деформационного упрочнения, тек кап дажз для идеаль-кто упругопластнчного тела &Ч/<3£ > 0 при кручении. С повышением ';е„'.лератур;( испытаний &Ч/й£ снижается и при высоких гомологических температурах пластическое течение реализуется при почти постоянном крутящем моменте.

Исследования поверхности деформированных при комнатной температуре образцов показали наличие полос сдвига. При атом на поверхности слабодеформированных образцов при больших увеличениях наб-

людается с^тка взашоперпендикулярнкх полос сдвига, отражавшая наличие двух главных касательных компонент тензора напряжений при кручения. При больших деформациях наблюдаются грубые полосы сдвига, формирующие участей макроскопической локализации деформации. Течение при повышенных температурах (> 473 К) является гомогенным, полосы сдвига не образуются и образцы имеют вид однородно закрученной спирали.

Знакопеременное пластическое кручение при комнатной температуре показало, что после небольной предварительной деформации обратного знака предел упругости монет снижаться на 30 -f 50 %. Это явление, известное для кристаллических металлов под названием еф-фекта Еаушингера, свидетельствует о том, что в процессе гетерогенной деформации AMC возникают значительные поля внутренних напрякений; Эти поля, суммируясь с внешним напряжением при изменении его знака, и определяют снижение предела упругости. В кристаллах величина еффекта Баупиигера обычно вдвое-втрое меньше, что мояет указывать на относительно большую роль внутренних напряжений деформационной природы в процессах гетерогенного пластического течения ЛИС'и сравнении со случаем кристаллических металлов.

■ Возникновение внутренних напряпеш:й в процессе гомогенной деформации было установлено путем измерений изотермической релаксации напряжений, при повышенных температурах. Образец нагружался крутящим моментом до деформации « 1 %, активная деформация прекращалась.и затем в течение часа осуществлялась пластическая деформация в режиме релаксации крутящего,момента. После етого производилась разгрузка до М = 0, полная деформация фиксировалась и в течение последущй£ 60'мин определялось изменение М на образце. Крутящий момент возрастал со временем (аномальная релаксация), свидетельствуя о накоплении внутренних напрякений в процессе первой (нормальной) релаксации.

Глубина нормальной и аномальной релаксации быстро уменьыается с понижением температуры и при Т = 293 К релаксация напряжений в пределах точности експерпмента (0,25 % от уровня приложенного крутящего момента) отсутствует при-любых напряжениях.-Особенность штатной тешературы заключается в том, что образцы хранились при етой температуре в течение длительного времени (несколько месяцев) перед началом испытаний. За это время в материале в основном- завершились процесса - струм, рной релаксации, йгределяецые возможностями термической активации в отих'условиях и скорость структурной

релаксации стала малой. В условиях низкой скорости структурной релаксации скорость к степень релаксации напряжений мала. При повышенных температурах структурная релаксация протекает со значительной скоростью. Констатация этих фактов привела к предположению о том, что релаксация напряжений в принципиальном плане контролируется скоростью структурной релаксации и, более того, гомогенное пластическое течение при.малых деформациях есть просто направленная структурная релаксация. Дальнейшие исследования подтвердили вто предполокенке. Одним из аргументов ь пользу его справедливости стали результата измерений релаксации крутящего момента при изохронном нагреве.

Эксперимент проводился следующим образом. Образец нагружался до деформации 1,0 -f 1,2 Я и в процессе последующего изохронного нагрева измерялась релаксация крутящего нагрева. Б исходных образцах при нагреве со скоростью 10 К/шт интенсивная релаксация напряжений начинается вблизи Т w 350 К и в результате нагрева до Т = = 500 К степень релаксации (1 - ЩТ)/Мо, где IS - величина крутящего момента при комнаткой температуре, М(Т) - при температуре Т) ■ достигает 90 4- 95 %. В условиях изотермических испытаний при Г = = 500 К степень релаксации' (1-М(60 мин}/MQ, где MQ- величина начального крутящего момента) за 1 час измерений на превышает 25 S. Это свидетельствует о том, что структурная релаксация, происходящая в процессе нагрева до температуры последующего изотермического 'испытания, значительно уменьшает степень релаксации напряжений.

Если образец предварительно отжечь при температуре Т , охладить до комнаткой температуры к нагрузить, то в процессе последующего нагрева релаксация крутящего момента мала вплоть до температуры Т и линь при Т « Тл начинается интенсивная релаксация напря-i>?ü::ñ, гак что к моменту достижения температуры Т = Т + 100 К сте-.ы релаксации достигает 80 ч- 90 %.

Указанные закономерности релаксации крутящего момента (начало нн-г.-ксипкой релаксации при Т w 350 ?! для исходных образцов или при Т для предварительно ото&женшх образцов) моьаю объяснить б пред-п-.'мхаш о том, что за релаксацию напряквиай ответственна совокупность локальных некоррелированных актов направленной необратимой структурной релаксации. Для етого сила использована модель спектра энергий активаций, впервые разработанная Примаком (Pritaak, 1955) и позднее применявшаяся для анализа структурной релаксации в диэлектрических (Argon, 19Ь8) и металлических стеклах (Gibbe et •

al. 1S83 и'др.). Из модели следует в частности, что га время выдержка при температуре Т в течение времени t в материале происходят необратимые елементарные акты структурной релаксации с энергиями активации от нуля до граничной энергии Eq = kT ln vot, где vo» R» 1013 с"1- дебаевская частота. В условиях изохронного нагрева Е0= = а Т, где а - константа, зависящая от скорости нагрева (а « 3-•10"3 еВ/К при t = 10 К/мин),

Способ применения в тих представлений можо пояснить на примере расчета температуры начала интенсивной релаксации напряжений при нагреве нагруженного образца, предварительно оточенного при Тд= = Ь73 К в течение времени tA = 500 с. В результате такого отяига в материале произойдут необратимые алементарше акты структурной релаксации о енергиями от нуля до Eo¡3 2,13 эВ. Если далее охладить образец и затем начать его Изохронный нагрев, то скорость структурной релаксации будет мала при всех температурах, меньших некоторой Т_р, так как в. втих условиях тепловая еиергия недостаточна для активации элементарных актов структурной релаксации с внерге-ТичесЮам барьерами Е > EQ. Температуру Т.р можно определить из условия Тср- Ей/й п для рассматриваемого случая она равна 710 К. Согласно проведенный оценкам вблизи етой температуры скорость структурной.релаксации (чисто элементарных актов в единицу времени} возрастает на 5 порядков. Эта температура и будет являться температурой начала интенсивной структурной релаксации, •

Какдай элементарный акт структурной релаксации вызовет некоторую Шкропластяческуп деформацию' в определенном направлении. В отсутствие приложенного напряжения ыакроскопкческая деформация образца будет нулевой, так как направления элементарных сдвигов в обьене структуры равновероятны. Прялогекйе нагрузки вызовет анизотропию влеыентарных сдвигов: вероятность сдвигов в направлении прилогзнной нагрузки возрастет, так как внешнее напряжение уменьшит энергетический барьер какдого благоприятно ориентированного (по отнозенла к внешней нагрузке) центра релаксация на величину t0tV, где х -приложенное сдвиговое напряженке, V - обьем, в котором проксходат элементарный акт и у - величина сдвиговой деформаций ВТого обьема. Энергетический барьер неблагоприятно ориенти-рованшх центров релаксаций возрастет на такуа же величину. В силу указании процессов с „зуктурная релаксафя при нагруженик приобретет направленный характер я будет сопровождаться. накоплением . макроскопической .деформации.

Понижение активационных барьеров благоприятно ориентированных

центров релаксации приведет к тому, что в условиях изохронного

нагрева нагрузйзнног'о образца интенсивная релаксация напряжений

качнется прч некоторой температуре Т которая будет меньше Т .

рк с р

Пусть елементарный акт структурной релаксации охватывает одну координационную сферу (V « 20 П> где Q - атомный обьем). Выбирая тогда для конкретных расчетов AMC Ni^Nb , считая средний атомный диаметр в етом сплаве равным 0,263 нм и принимая величину % в eco: р-тствии с условиями эксперимента (т и 1,3 ГПа), получаем величину у т Y к. 0,20 еВ. Тогда могшо определить температуру начала интенсивной релаксации Трн= (EQ- f0t V)/ü, которая для рассматриваемого случая составляет w 640 К. Именно вблизи отой температуры в реальном бкояеркшнте в AMO Iii Nb начинается интенсивная релаксация напряжений.

Е целом, при указанном выборе у % V, температуры начала интенсивной релаксации напряжений в предварительно отоккашшх при различных температурах образцах мошо предсказать с точностью в 10 -г 20 К, что свидетельствует о работоспособности рассматриваемых представлений. Следует таю-р отметить , что эти представления указывают на слабую зависимость температуры начала интенсивной релаксации напряжений от химического состава AMC (через изменение í и У), что и имеет место в действительности.

Важность рол:: структурной релаксации и внутренних напряжений деформационной природы в формировании механических свойств AMC била подтзеркдена в экспериментах по измерен:;» возврата формы образца, iiwAi.spniyiax предварительной пластической д-уТормации круче-при различных температурах. Было установлено, что кривые ьоз--va i^wj,:■„-: чрезвычайно чувсгвател! .и к температура деформации Td.

При нагреве олабодеформированпых при комнатной температуре ... «с-ь достаточная деформация £ < 1,5 5! сначала наблюдается

н::й возврат (раскручивание), а затем - аномальный возврат • '1.;"-:йь&<:из образцов). Температура начала стадии аномального

......И.та увеличивается с ростом е , а величина аномального вооьра-

::• -- ¿иегосаетея с ростом £ . При ¿ <: 0,2 % аномальный возврат по lол,лнн= превквает нормальный возврат и к моменту достижения теы-парагурн начала кристаллизации ? образец оказывается закрученным ¿и-", сильней, Чем сразу посла окончания деформация. Столь необычная p-.cKu.'.r. деформированного AMC на температурное воздействие установлю ни ьперьые. Ь силенодеформировашшх образцах (с > 3 %) наблюда-

ется толы:.э нормальный возврат, В любом случае величина нормального возврата мала: восстанавливается лишь несколько процентов предварительной деформации.

Повышение температуры деформац;ш приводит к резкому увеличению нормального возврата, аномальный возврат при атом полностью исчезает. Так, если Та = 373 К, то величина возврата достигает 40 % от е0 (при б 0,2 а при Т^ 4-73 К форма образцов почти полностью (на 85 т 100 %) восстанавливается при нагреве. При этом характер кривых возврата остается зависим от величина возврата мала при Т < Тй, а вблизи наблюдается максимальная скорость возврата, так что после нагрева до Та + 100 К Еозврат становится близким к 100 При более еысоких температурах деформация образцов практически отсутствует вплоть до Т .

Из изложенного следует, что гетерогенная и гомогенная деформация реализуются по различным механизмам, а измерения возврата являются тонким индикатором типа деформации. Действительно, пластическое течение при комнатной температуре является гетерогенным и ему соответствует малый нормальный возврат и наличие аномального возврата. При > 473 К материал деформируется'гомогенно и при-последующем нагреве почти полностью восстанавливает исходную форму. Характер кривых возврата свидетельствует о том, что изменение типа деформаций начинается сразу кэ по мере увеличения температуры деформации выше комнатной и при Т^ > 473 К течение становится полностью гомогенным. Следует отметить, что для АМС N^N1) температура Т / = 473 К составляет лишь примерно 45 % от Т .

Таким образом, вновь мсжет быть сделан вывод о том, что комнатная температура является особенной- и причина этой особенности заключается в том, что за время длительного хранения образцов скорость структурной релаксации стала малой. Направленная структурная релаксация в поле внешних напрякений не может обеспечить формоизменение со скоростью, задаваемой испытательной машиной, что вызывает рост напряжения на образце и его последующую гетерогенную деформацию. Смена механизмов деформации контролируется не гомологической температурой испытания, как принято считать в литературе, а предварительной термообработкой.

Дополнительная проверка етого положения была реализована в следующем', експерименте. С'разцы предварителого отхигались при Тд*.

■ й 0,85 Т '.в течение 15 мин, схлавдались до различных температур Т}

■ в-интервале,.293 Т ,4' 723 К, пластически деформировались, ох-

1b

-наждались под нагрузкой до Т = 293 К, освобождались от нагрукающе-го устройства и в процессе последующего нагреьа измерялся возврат. Установлено, что предварительный отгиг приводит к резкому снижению величины нормального возврата и появлению стадии аномального возврата. Гак, если после деформации исходных образцов'при Td = - 473 К наблюдается полный возврат, то после Отжига и деформации при той ке температуре максимальная величина возврата не превыаает 10 а при Т > Г начинается аномальный возврат. Полученные результаты указывают на значительное увеличение гетерогенного вклада в полную деформацию при всех температурах Td < Т .

Другая серия експериментов была выполнена с целью подтверждения положения о том, что гомогенное течение при малых деформациях ни;;;а интервала стеклования есть действительно направленная структурная релаксация, независимо от величины приложенного напряжения. Логика рассувдений сыла следующей. В условиях интенсивной структурной релаксации А"С мо^но сдафорыировать за определенное время на заданную величину в режиме релаксации напряжений при низкой приложенной нагрузке. При очень малом приложенном напряжении механизмом такого формоизменения будет определенно язляться направленная структурная релаксация. Учитывая установленную чувствительность кривых возврата формы к механизму деоор.иацин, можно сравшпъ кривые возврата формы деформированных таким спосооом образцов с таковыми для образцов, активно деформированных при высоких напряжениях. Наличие различий мо^.ет указывать на различие соотьетстаую-rsu механизмов деформации.

С етей целью был измерен возврат формы Ai.lC, 1к>рзую^зниах. .¡:< f ч 0,2 % при повышшшх температурах и резюме релаксации кру-'¡v;:ero момента при низких напряжениях (нзчадьш;! крутящий момент ' . 'более чем на порядок меньше такового, соответствующего макро-•¡:;.ппесксму проделу упругости при i « 10"' с1). Было устгновле-•. ■ что эти кривые полностью идентичны кривым возврата образцов, ¡h":,hij деформированных при высоких напряжениях до той ке остаточ-:::Ж: д-фрикви. Зтот факт является свидетельством идентичности у.-»х:-шзмов гокогенного-течения при низких к висок;;;: напряжениях.

¿Ь'.роркашгя о природе возврата йоруц бклз получена при она-лизе рпепределе;^;: ьнутроквио: напр ....окк": и пл:.с:::ч:с.:::л десор-'г;пий >i разгруженных образцах. изво: . о. Ч'.о ме.чакичослое поьедо-1г/.в AbiC ь области гетерогенной де-фор., :,: ö.üiöko к поведз«в1» идеального упругоштстичногс' твердого тг.-;з (Äst, Krunitsky, 1920).

Модель такого тела Сила использована для анализа возврата фор:л1 после гетерогенной деформации. Распределение внутренних дально-действуюдих напряжений в этом случае характеризуется наличием двух областей, в которых они имеют противоположный знак. Центральная часть образца, не претерпевшая пластической деформации, является упругозакрученной, тогда как приповерхностная пластически деформированная область подвержена действии раскручивэн'дпх напряжений. Возврат формы при нагреве будет определяться конкуренцией сдвиговых процессоз разного знака, происходящих вблизи поверхности и в обьеме образца под действием внутренних напряжений. Воз-мозхш по ¡меньшей мере три процесса, которые будут определять формоизменение при последующем нагреве.

1. В центральной части образца при нагреве начнется структурная релаксация, которая в силу наличия дальнодействугапх закручивающих напряжений будет носить направленный хэрактер. Еоли это? процесс б"зет доминирующим, образец при нагреве Судет закручпнзть-ся (аномальный возврат). Прямым подтверждением возмсузгссти такого механизма формоизменения является установленный факт исчззнсвегкя аномального возврата после предварительного.высокотемпературного сяета, устраняющего структурную релг<ксзцпя крп последующем на •• греьз. 2, С физической точки зрения наличие дрдмюдейс??угя;ггс поля о-гтугречних яепрягзняй рр.с:гых гнакотз возмог» лгль при вооникно ;-е-н:г' зотормогэнчнх гглост^ч^с'их. сдвиге:* "блчпп поверхности. Пгнгооу ет;:х сдвигов естественно интерпретировать з рамках дислокационно:--: »»еханизмз деформации и считать, что пластическая зона формируете-! как результат вхождения в образец системы дислокаций винтово-го па, распределение которых поело разгрузки и определяет внутреннее полз напряжений. В этом случае при нагрев» зозмокга движение дислокаций к поверхности в поле раскручиваниях нзпрляеинй. Таной прс-П52С будет определять нормальный возврат. 3. В пластической соне о огмо^на направленная структурная релаксация под действием раскру-наярякеки», которая такте будет приводить к нормальному

г.отврату.

3 области гсогбнной деформации деформируется весь обьем образна и езлпчпнз пластической дофориэцяя есть джейиая фупецпя рое с то л во: л от его центра. Только в втом случае яри разгрузке не будут ео'\":т::вть дельнодействупо.че (ург5ПогеЕ55П2:з во веем сбросцз) по л л кв:1рл:"эп;:й л, и соответствии с экспериментом, гялкпг;! гсг :рзт будет сги/тетвсвать, Наблюдаемый полппй зсзБрзт

обусловлен действием внутренних микронапрякений, возникающих при разгрузке, и его механизм мокно представить следующим образом.

Гомогенное течение при малых деформациях есть результат совокупности необратимых локальных актов направленной структурной релаксации с распределенными энергиями активация. После разгрузки м-заду претерпевают; сдвиг областями возникнут внутренние микрона -пряясния.под действием, которых при последующем нагрева возможны элементарные акты нормального возврата. При этом наличке спектра энергий активации и необратимый характер направленной структурной релаксации обуславливают упоминавшуюся визе специфическую зависимость температуры начала возврата от температуры предварительной деформации.

Для анализа ситуации была вновь использована модель спектра энергий активации. При этом упрощенно предполагалось, что образец выдергивался при температуре в течение времени а затем при I = ^ мгновенно прикладывалась нагрузка, ь результате чего в материале происходили элементарные акты направленной структурной релаксации с энергиями активации Ео= кТ 1п \>016 - То% V. При последующем нагреве охлажденного до комнатной температуры и разгруженного образца структура будет заморокенной до температуры Твод, выше которой станут возможны сдвиги с энергиями активации Е > Е , причем в силу наличия обусловленных предварительной деформацией направленных внутренних микронапрякений эти сдвиги также будут направленными, приведя к нормальному возврату. Температура Твоз будет являться температурой начала возврата, а её величину можно определить аналогичным вышерассмогренному способом. Сопоставление с экспериментом показало, что температуру начала возврата молио1-предсказать с точностью 10 -5- 20 1С.

С целью дополнительной проверки'положения о необратимом характере определяющих гомогенное течение элементарных актов сдвига и невозможности обратной деформации тех ке локальных областей пзд действием внутренних напряжений был поставлен следующий эксперимент. Образцы нагружались при комнатной температуре -до предела упругости и затем.в процессе нагрева измерялась'релаксация крутящего момента. Интенсивная релаксация напряжений начиналась при -этом вблизи Т = 350 К, а при Т = 623 К степень релаксации, достигала & 95 %. Далее нагрев прекращался, образец охлаждался до комнатной температуры, нагружался крутящим моментом обратного знака и.7; при повторном нагреве до температуры начала кристаллизации вновь

измерялась рзязксация крутящего момента. Если бы вызвавшие релаксацию напряжений при первом нагреве атомные перестройки были сб-ратимЭ.я, то интенсивная релаксация напряжений при повторном нагреве вновь качалось бы вблизи Т = 350 К. Эксперимент >:е показал, что релаксация напряжений мала до температуры, при которой Сыл окончен первый нагрев, свидетельствуя о неосрзтимгм характере элементарных актов сдвига.

Четвертая глава посвящена изучению гетерогенной до'срмаиип методом внутреннего трения (ВТ). В качестве объекта исследований были выбраны АКС Си,0"-50 и "^в3^®«' предва-

рительно деформировались прокаткой при ксмнэтной температуре, после чего следовал? измерения ЕТ и резонансной частоты в интервале 30 е 300 К.

Температурные зависимости ВТ и нормированного модуля упру^з-ти исследованных АКС в исходном состой®«: но имеют каких-.¡ибо аномалий: БТ злабо растет, а модуль упругости - слабо уменьшается о ростом температуры. Предварительная прокатка нз 2 - 1 приводит к появлению в интервале 220 -г 280 К 1нэ частоте в несколько оо~ тен Герц) максимума затухания, которому соответствует десмкт модуля до 15 Деформационный пик ВТ имеет следующие характеристики.

1. герма пика. В зависимости от величины предварительной деформации и амплитуда деформации, реализукпейс» при измерениях, мохе т наблюдаться симметричный пик, асимметричных пик с вырзгезкк::;: плечг-м пли ) два близкорасположенных пи-кз СТ. Ссгма пика хо-:::о ьоопрснзноднтся при многократных измерениях с использованием одного и того ;:е образца. Однако, для рззл!лнкх образцов, паке если они олеоормиройаны на о;:ну и ту ::з ьел/.чнну. ¿ормз пика мо-

существенно меняться. В любом случае, ширина г.пкз в несколько раз больше дебзевской.

2. Заеисиюсск с* ягеЗг^риг-ельной ё^зркации и Пластическая деформация как инициирует, так и подавляет г::;:

БТ. Если максимальной ьксоте соответствует предварительная дс£ср-

мапи.л г - 2 4 й, то ггри с > 6 * 10 5 лик БТ и сскутствтегий р р

ему де^ек? модуля полностью исчезают и температурная зависимость БТ становится близкой к таковой в исходном состоянии. Умеренная термообработка (при Т = 473 * 523 К в течение 30 мин! такта устраняет пик БТ. Повторная деформация вновь восстанавливает его.

3. -азисимоесь ся омплияцёи ¿¿формации и часюот.ы. При зафиксированной частоте с увеличением амплитуды деформации е на перя-

дох тек^ерзтурз пз:а енигается Еа 30 4 55 К. Одновременно резко ьсзрзстзет уровень затухания при те^ератураг нике пика ВТ (<180 £'. Если в езгсдеси ссстоянкз затухание является ашлитудонезави-загг-', то после дефсригцип всегда каЗладается сильная амплитудная гььнгас-этъ '.и гистерезис при еелъггх ес) ВТ. С ростом частоты при -эй^зпрсгзнной г температура пгка возрастает, а уровень затуха-хгйлс.- при » < 'Б; К остается Ееязмзтгнга. Затухание в деформирован-еке с'рзздах, гггги сС^азсы, является гясхерезисшш при Т < 180 К к ой=£е2зм прг 1£0 < 7 с 300 К, когда на неактивируемое гисте-Т'С-зионое затухание накладывается релаксационный пик ВТ. Энергия гхтльз^иг пека составляет ~ 0,5 еЗ, частотный фактор, и (6 4- 8)* ■ .и с .

£. Зажиеитевь о» облучения* Облучение электронами вкергйеЙ 2 2^5 к $лгйнгсм *01а ^ си"2 приводит к полному исчезновения Екаа БТ, сопутепгущего ему дефекта модуля в низкотемпературного ггдтесеггсисто затухания. ¿Ссашгазя величина модуля -упругости при ьтш ьеезт значительно {на я 20 5) снижаться, свидетельствуя о разупорддочгзгг^зн влиянии облучения за структуру.

Ерйанахгзлрсьаш две возхогнке причины появления гистерезис-вого 357712222 2 рельксацгснного. пика ВТ после дефорыаши.С го-зкггй ¡моделей свободного объеиа источником затухания долины яв-гэтьез .-¿жахьЕыэ атсьеыа к&нфигургциз, содэргадае избыточный сво-Ссд^г о'ь&м е не создзхеие дадьЕОДействуичах полей напряжений Стэте^кз-падйСЕие дефзкты). Б рамках дислокационных представлений гетэтаихса тгстзрегигаого фона в пика ВТ долены являться линейные дефекта, вознихащк при дгфорыацхп структуры.

С т*>1гк5 зрения ыоделей свободного обьеыа уровень' фона в выссг-тз сикоз БТ додан монотонно возрастать с увеличениеистапени деформации вевздотвиз роста доли избыточного свободного обьеыа и угезгчезия поэтому концентрации источников релаксации. Эксперимент, одгззо, свгдетельствует о возможности как инициации, так и подавления шхоа ВТ деформацией. Кроме того, если предположить что ис- -точнихш неупругости является точечно-подобные дефекты, то остаются непонятней причины отсутствия пика ВТ в неходам! состоянии, в ко-терш такие дефекты определенно присутствуют в значительном количестве. Причини подавления пика ВТ большою деформациями становятся каотаи если предположить, что оСразущиеся при деформации дефекта являются яхнейиши и создаст дашюдействующи'е поля напряжений. В этом случае уненькекиз гистерезисного -фона и пика.БТ при'

....... .... . . 4 г- •

больших деформациях обусловлено началом сффгктпвкого взаимодействия дефектов посредством дальнодействующих иоле!! напряжений, связанного с ростом их обьемноЯ плотности и приводящего к умень-вению их подвижности в поле малых знакопеременных напряжений.

К аналогичным выводам можно прийти из анализа влияния елек-тронного облучения на-спектр ВТ. Если бы пик ЬТ был обусловлен релаксацией на дефектах точечного типа, следовало бы ожидать увеличения высоты пика ВТ после облучения (вследствие роста .их концентрации), что в. действительности не наблюдается. Если носители деформации являются линейными, то подавление лккз ВТ естестьеннш образом можно объяснить блокировкой их движения точечными дефектами радиационного происхождения.

Следует также отметить, что в большинстве кристаллических металлов при низких температурах тзкке каблвдавтся деформационные^ пики ВТ. При этом возможность их подавления в результэте Солъхал деформаций или облучения язляется одним из наиболее существенных признаков их дислокационной природы.

Другим косвенным свидетельством "неточечного" характера дефектов, образующихся при гетерогенной деформации AMC, является установленное сильное снижение температуры пина ЬТ с рсстсм амплитуды деформации ей. Если бы пик ВТ был обусловлен релаксацией на дефектах точечного типа, то температура пика из долхнэ изменяться при варьировании za, так как такая релаксация Судет характеризоваться малым активациокным обьеясм V п независимость» поэтому эффективной энергии активации Е от амплитуды прикладываемого напряжения 0й. Если механизм релаксации включает движение линейки дефектов с большим активах'.сшшм объемом, то эффективная енергия гхтавацта уменьшается как Е = EQ - öQV (Е0 = const). Уменьшение г-нергии активации при постоянной частоте и означает уменьшение температуры гака. Именно такая ситуация реализуется в случае дислокационной релаксации 5 кристаллах. Оценка активгциокного осьема, выполненная на основе полученных данных для A.VC Ni^'lb^, дзлз значение 7 я 5,6 им3, что состазлязт около 600 срсдкгл атасшх обьемов. Столь значительная величина 7 противоречат? предпслс-ехш о точечном характере отгетствепигх за релакссцкт) •дефектен.

С учетом предположения о дкелсхсцяснпсм кагггйггд гегзроген-коа деферцадаи, определяющей ноблздаеже пяйя ВТ, представляло интерес установить, вызовет лз гомогенная деформация попвлеяие низкотемпературного пика ВТ. Если механизм гомоуешюй деформации

принципиально отличается от механизма локализованного течения, деформация при высоких температурах не должна приводить к возникновению пика ВТ,

Для проверки втого образцы деформировались растяжением на 2, 4 или Ь % в области гомогенного течения, после чего измерялось низкотемпературное БТ. Было установлено, что гомогенная деформация действительно не приводит к возникновению пиков ВТ: температурные зависимости БТ деформированных образцов оказались идентичными таковым для образцов, подвергнутым только отжигу при температуре деформации. Очевидно, что гомогенное течение при больших деформациях является результатом статистического воспроизводства исходной структуры ("срабатывания" одних центров релаксации и генерации других), не привносящего в неё новых елемзнтов и не меняющего поэтому ее дасекпативных свойств.

Гетерогенная деформация сопровождается образованием новых, не характерных для исходной структуры дефектов линейного типа, которые являются подвижными при приложении знакопеременного напряжения и обуславливают наблюдаемые аномалии на температурной зависимости ВТ и модуля упругости. Относительно конкретных механизмов релаксации, приводящих к втиы аномалиям, можно сделать следувдие предположения.

AMC характеризуется отсутствием амплитудных зависимостей БТ в исходном состояния и их появлением после деформации. Как известно, в кристаллах амплитудная зависимость ВТ является типичным дислокационным аффектом и отсутствует в бездислокационных нитевидных кристаллах. В килогерцевом диапазоне частот ета зависимость обусловлена отрывом дислокаций от центров закрепления. Основываясь за полученных аргументах о дислокационной природе затухания,в деформированных AMC мокно предположить аналогичный механизм гистере-зисного БТ. При втом роль центров закрепления могут играть локальные флуктуации плотности или химического состава.

Совокупность характеристик обнаруженных пиков ВТ в AMC позволяет предположить, что ети пики по своей, физической природе аналогичны пикам Хасигути в деформированных кристаллических металлах.

Пятая глава посвящена исследованию гетерогенной деформации AMC методом релаксации напряжений. Измерения проводились в основном при комнатной температуре. На различных этапах исследования использовались восемь AMC на'основе Fe-Ni, Ni, Со и Fl. .-' .

Релаксация напряжений в AMC при комнатной температуре очень

мала. При низких напряжениях (менее 30 % от предела прочности о ) релаксация напряжений в пределах разреиакцей способности измерений (0,05 f 0,1 Ш1а) отсутствует. При более высоких напряжениях релаксация напряжений фиксируется, а ей глубина возрастает с увеличением начального напряжения с . Б любом случае, однако, степень релаксации за 1 час не превыаает нескольких десятых долей процента от С>0. Понижение температуры испытаний (до 4,2 К] приводит к небольшому снижению степени релаксации.

3 целом исследования были направлены на решение вопроса о том, чем обусловлена наблюдаемая релаксация напряжений: либо совокупностью некоррелированных актов сдвига, подобным рассматриваемым в моделях свободного обьема, либо совокупность» коррелированных актов сдвига, интерпретируемых в рамках дислокационных представлений.

о

3 первую очередь была проанализирована кинетика релаксации. Для анализа Сило ввбрзно обобщенное уравпзпие течения в виде è(t) = - 6(t)/м - £0ехр {- [2 - (o(t) - O^v/Sj}, где èit) -скорость деформации, ô(t) - скорость изменения напряжения на образце, И - ¡модуль Гнга, В - анергия активации олементпрного вита сдвига, V - его актпаацио.чнуй обьем, о - внутреннее нзпр«*зикя, 5 = const. Уравнения такого типа глн-з^от :л:рскпй спектр примен-лп:;!. Б частности, они используются для интерпретации дислокационной деформации кристаллов. Критерием приметигмости при зтом является спрямление релаксационных кривых о> кссрд:~:зтэ;с in (-6) - о (в предположении о незавиеггмоетп о от времени в процессе релаксации). Йоходшгй данннз с помощью БК4 перестраивались з зтнх координатах и для оценка степени их екрякодгяя использовался фикцией? парной корреляции R. Установлено, что с коэффициентом 0,75 < Я < 0,93 все кинетические кривые спрямляются. /кткь-адаои-ный обьем релаксации составляет 1 * 10 пмэ, уменьшаясь с ростом приложенного напряжения. В единицах среднего атомного обьема ето соответствует примерно 60 -г 600. Элементарный акт деформации включает в себя, такта образом, движение от нескольких десяаков до нескольких сотен атомов. В целом полученные значения V блики к соответствующим величинам, получаемым при термоактивационном анализе дислокационной деформация кристаллов.

В случае реализации дислокационного механизма деформации в АМС должны еозникэть значительные внутренние напряжения. Их количественное определение было осуществлено путем измерения релакса-

щ»! напряжений после ступенчатых разгрузок. Образца нагружались до начального нзпг-якения О0 « 0,9 о, и измерялась релаксация на -пряноний.Далее следовала разгрузка на 100 -f 200 Ша и повторное измерение oít). Сказанный цикл многократно повторялся при последовательно уменьсаккриоя с . В случае измерений при Т = 293 К скорость релаксации становится нулевой уже после первой разгрузки, а ь результате пооледуидех разгрузок напряжение на образце всегда растет оо временем (аномальная релаксация), причем величина роста увеличивается по мере снижения о . Нулевая скорость релаксации соответствует равенству о - где о - еффектиыше внутренние на -пряжения. Указанные эксперименты повторялись многократно на различных АМЗ и с варьированием условий разгружения. Результат всегда оставался неизменным: величина Ov составляла 93 f 9Ь % от уровня первоначально приложенного напряжения. Повышение тешературы испытаний к переход в область гомогенного течения сопровождается монотонны!«! снккением о до w 15 т 20 % от приложенного напряке-ния при Г « 0,85 Т .

Косвенным свидетельством реализации дислокационного механизма деформации является и результаты измерений релаксации напряжений в прокатанном AMO Шоо1Га<о. Полосы- сдвига при прокатке образуются в основном перпендикулярно направлению прокатки, в результате чего в АМС формируется упорядоченные "системы сколькения"'с введенными в них дефектами - носителями деформации. Прокатка осуществлялась вдоль или поперек оси ленты, а прикладываемая при измерениях растягивающая нагрузка всегда била направлена вдоль оси ленты. При такой схеме эксперимента фактор Щода был максимален для продольной прокатки и близок к нули для поперечной. Установлено,.что прокатка приводит к резко выраженной анизотропии релаксации напряжений: глубина релаксации за фиксированное время'в случае продольной прокатки в 34 4 раза больше, чем при поперечной и бистро увеличивается с ростом степени прокатки. АктквацноннкЙ обьем релаксации примерно одинаков для продольной и поперечной прокатки/однако бистро снижается (от к 8 ш/ для исходных образцов до 1 f 3 нмэ * после деформации на 10 -> 15 %) с ростом степени прокатки, указывая на возмойкость оффективного взаимодействия мекду носителями деформации. В целом, полученные результаты свидетельствуют о накоплении в процессе гетерогенной деформации линейных дефектов, создающих дальнодействукЕр:е поля напряжений.

Проведенные исследования, а также литературные дачнце спреде-

тли необходимость разработки модели гетерогенного пластического •ечения, которая могла бы в качественном плане объяснить основные ¡ксперимэнталыше результаты. При втом принципиально важным экспе-яментальши. фактом, требуидим первоочередного рассмотрения, являйся экспериментально установленное наличие многократно повторяются актов зарождения и блокировки сдеигэ.

Согласно предлагаемой в работе модели, гетерогенное пласти-[еское течение AMC начинается с поверхности путем образования сту-геньки сдвига и движения фронта сдвига, который мо:«ет быть кнтер-фетировая как движущаяся дислокация Сомилианы. Принципиальным юментом, определяющим характер развития деформации, является на-щчие неоднородностей структуры AMC различной природы и масштаба. Сходящиеся в плоскости сдвига структурные неоднородности опреде-¡знного вида могут являться непреодолимыми препятствиями для фрсн-ra сдвига. В втом случае он может обойти их и в результате оСр£-¡уются дополнительные поля внутренних напряжений, которые мсагго «осматривать как следствие образования дислокационных петель вск-у/г неоднородностей. Возможна такие ситуация, когда фронт сдекгз фойдег через неоднородность, но величина сдвига будет меньсе, геи в окруягш;еЙ матрице. Результатом этого будет такке обрззо-зание дополнительных полей напряжений. В общем случае, любые не-даородныз сдвига будут приводить к появлению полей внутренних !ппрлх;зннй, которые' ыокно интерпрет;ф05зть кэх результат возник-ювения непрерывно распределенных дислокационных петель вокруг гзодпородностей, С ростом макроскопического вектора сдвига (числа грощедщих рлемзнтэрных фронтов сдвига) суммарный вектор Евргерса ;нслскацпошшх петель вокруг каздой неоднородности увеличивается, определяя накопление дзльнодействующих напряжений, препятствующих \алыгейщей деформэщя. Развитие этого процесса обеспечивает блог.и-xfity сдвига я начало деформации в другой плоскости «аксиального ¡долгового напряжения. Такой процесс может повторяться многовато.

Рассмотренная картина деформации в значительней степени енэ-:огнчна известному механизму Орована, в соответствии с которым осуществляется пластическое течение кристаллических диспэрсио-рсгазшп^сплэвов. 3 литература известны эспериментальные данные [Zieiinsky, Ast, 1S04), которые свидетельствуют о возможности ре-!литаини этого механизма в А.ЧС.

После остановки деформационной меттны приложенное напряжение

п;ул участии тепловых флуктуация обеспечивает сгатие дислокзцяон-к;т. петель вокруг неоднородностей, что определяет нормальную релаксацию напряжений. В процессе релаксанта петли, преодолевая барьеры Слегшего порядка,.достигают положения устойчивого равновесия, определяемого равенством внешнего я внутреннего полей нал-Прякзнпй. При этом дахе небольшое уменьшение приложенной нагрузки 'приведет к термгфлуктуацкошому расширению петель, что вызовет деформация обратного знака и реет напряжения на образце (аномальная релаксация!. рассмотрена интерпретация других вксперкмеиталь-пых результатов в рамках предложенной модели.

Шестая глаьз пссвялсна исследовании высокотемпературного гомогенного течения ь условиях деформации растяжением. Испытаниям подвергались ШС 'Ь разлгуах составов в диапазоне скоростей деформаций '-Ю"4 т 3-1С"2 с"1 при температурах 0,8 4- 1,1 Ч .

Установлено, что некоторые Д-МС в определенных- тампературно-скоросгпых рег.;о'.:зх могут проявлять аффект сверхпластичностп (СП/, когда остоточпоя деформация достигает нескольких сотен процентов. &ле;1пе сверхпластичностп обладает рядом характерных призпз-" кон. которые евойсгесшы и структурной' СП кристаллических материалов. высокие остаточные удлинения и равномерность пластического течения, низкие значения дефзрмируказго напряжения, сильная ог.от:о:¡озя зависимость предела текучести и остаточного удлинения.

Сл^ктоокко-^отхоокоапческие исследования эволюции структуры ь процесге СП течения в оптимальных условиях (температуре и скорости гоо»ог:.!о:';'и) гот.зззли, что значительная деформация (около трети оо полного удлинен;:?:1 происходит полностью в аморфном состо-лш:и, патом ро^ъ/воюоея процессы кристаллизации, а к моменту рп«.-ру..;е::и.; с-сразгы кристаллизуются почти полностью. СП деформация при боло: пиекг.х тег^перьтурьх происходить в отсутствие крис-

Г.гм вс^х ксслодовапкых сплавов были получены термограмгоы Д7Л у у, ивы-.- теплового расширения. Для сплавов, проявляюих еффект сюрхплостичксзги, из тер:.;огро;.о.;ах £ГА имеется вндотермпчеекий 55П*., п:10до--етву:о::и:^ екзооермическсму кристаллизационному пику, а ка кркввх теплового раемкрения - резкое увеличение коэффициента топлокого раслирония, прежде ствуюдее кристаллизационной усадке. Указанные особенности соответствуют достижению интервала стеклования при нагреве. для «алоплвзтйчнах АЦС эта особенности отсутствует, Констатация итих фактов позволила сфсрму.тгроьзть необходимое

yc.-GE-.ie ,для реализации эффекта сверхпластичности: кристаллизация при нагреве не должна начинаться ранызе достижения интервала стеклования. В противном случае материал остается иалопластнчкым.

Достижение интервала стеклования характеризуется резким, на несколько порядков снижением вязкости и одновременным увеличением удельного обьема. Низкая вязкость обеспечивает устойчивость пластического течения, а кристаллизация является лймитирукжим пластичность фактором. Явление сверхпластичности АМС по своей физической природе аналогично пластическому течению диэлектрических стекол вьгае интервала стеклования. Разница заключается а том, что из-за отсутствия интенсивных кристаллизационных процессов в последних путем варьирования температуры и скорости деформации мокно получить любое заданное остаточное удлинение.

Отрицательное влияние кристаллизации на пластическое течение АМС ярко проявляется в наличии обнаруженной корреллпж: предел...„е удлинение з оптимальных условиях тем Быие, чем больше величина ДТ=

- Т - Т , где Т - температура начала кристаллизации, Т, - тешера-

С 6 С h

тура нижней границы интервала стекловатая. При ¿1 i 20 К АМС проявляют СП поведение. При этом чем выше можно негреть АМС, избежав кристаллизации, тем ниже вязкость, визе удельный «бьем и бользе остаточная деформация.

Повышение скорости нагрева, предаествукдей началу изотермического испытания, приводит к значительному увеличению предельного удлинения: с ростом f от 5 до 50 К/мик остаточная деформация увеличивается в 2 -г 3 раза. К аналогичному е$5екту приводит и увеличение скорости закалки, реализуемой при изготовлении образцов. Так, увеличение i в полтора раза вызывает реет остаточной деформация при прочих равных условиях примерно пи треть. В обоих случаях увеличение i приводит к увеличения доли избыточного свободного обьема и снижению вязкости при температуре деформации, способствующих пластическому течению. Дскристаллизационнзя термообработка вызывает резко выраженный обратный еффект.

Кроме упомянутой связи меяду предельным удлинением 5 и величиной ¿Г установлено наличие следукцих корреляций: пластичность тем Екпе (предел текучести тем ниг'.з), чем Сольае плодадь Зэкза в-ч30-аРьячес!<их пиков структурной релаксации на термограммзз ДТА и больпе плсаэдь S , . ендотермических пиков стеклования. ¡¡л-

JiluJ

ллчие етих корреляций подтверждает положение о том, что наблюдаемое СП течение обусловлено свойствами аморфной структуры. Действи-

-елью, корреляция между а, бу и показывает, что пластич-

ность к предел текучести зависят от величины среднего избыточного свободного обьема Yf в структуре, так как тепловой акзоеф±ект структурной релаксации будет тем больше, чем выде V . Голь избыточного сьобосного обьема прослеживается и из корреляции между 6 и АХ. Из литературы известно (KoroatEU et al., 1936), что чем больше уменьшение обьема при структурной релаксации (вы-ле Vf), тем больше ¿Т. Наконец, связь мезду S..^ и 5ои3о свидетельствует о том, что с увеличением V возрастает анергия, необходимая для "размораживания" структуры в окрестности интервала стеклования, что и фиксируется термическим анализом.

Проведенные исследования позволили сформулировать обцие принципы, следование которым позволяет увеличить ресурс пластичности A.V3. Оти принципы заключаются ь следующем.

1. Подбор химических компонентов А'.'.З с целью обе спечен:', л максимальной устойчивости аморфно!, структуры в метастабпдьном (т.е.-

ггри температурах, превыщзкзщих температуру стеклования) состоянии. Практически это сводится к выбору составов, для которых разница ме?.;ду температурой начала кристаллизации и температурой стеклования была бы максимальной, что могло зафиксировать методами дпйс-репынальной сканируйте?. калориметрии, де&гроидальнэгд теряно -скогооиелпоа /ли дилатометрией. Это задача модет решаться путей варьирования содержания химических алиментов в il'.Z данной систем:;.

2. Реализация комплекса гкепериментальных условий, направленных в;; у еолп'-Д-нпе избыточного свободного ебь-ема при температуре деформирования. Зю: а! повеление скорости закалки при кзготоым-нпи А!.'": С : едеденио к минимуму д.о:>;к видов термообработки, нр.ц-"л отду;дой началу доУрмирг.впипя; ь) увеличение спорости пагровв до то":;орооур:; деформации.

Ы'Л'л &,ЪЭ& ПО РЛБОГК

1. Гетерогенное пластическое тече.чне А'.'" :> ус.-,опии?: чисто, едгивового нагрулонпг. является макроскоппч-jc формаций я 10 г 20 5. при знакопеременном г.р Деи.т Bay«r.airepa, явлльсу.йоя результатом loo;. напряжений при пластическом деформировании. Сдооитививо величин., о:и?, наирякениг; при комнатной температуре составляет 93 г V.- и уг-гьтя приложенного напряжения. ГЬпиеоцне темд^рагурд подо; гид;:;.

дднии обнар.у.'. л : ' -

и-'.:.онот.ия \v.j\[, дно'."

о

переход в область гомогенного течения приводит к монотонному снижению аффективных внутренних напряжений.

2. Релаксация напряжений в Л!,!С в условиях гомогенного течения контролируется скорость» структурной релаксации. При изохронном гагреве температура начала интенсивной релаксации напряжений оправляется предварительной термообработкой. Это является следствием !еобрат:"гого характера ответственных за релаксация напряжений зле-■ентзршх актов исправленной структурной релаксации с раепределен-г;:.<п енергиями активации.

В условиях гетерогенного течения релаксация напряжений мала, рздзарительнзя деформация прокаткой приведи: к появления знэчи-ельной анизотропии релзкеэцпи напряг-зоей. Скорость и глубина рз-зксвцйи сут';естве:пю возраста::? з тем случае, к:-гдз сфзрмпргЕзн-зе прокаткой систег,:ы сколькзния является скти:л:ы:.:й ;с;кгер ^.гпдй 5 равен нуля) в полз одноосного ргстлгпззкдего нг:пряхе:п:я, прик-здызземого ттрт иг?,'зрениях. Лктпззцнснный ебьем релаксации езотай->зт 1 Ю ::пэ в исходном сес?ел:пг,; :: уменьшается в несколько раз >слз прокат;«, свидетельствуя о гозкезисста еЭДжтагиого ьзаимо-;йствия дефектов-носителей деформации.

3. Нагрев г'-'.'З, продкзрглзл:«о доТу-рт.кр:.'.;.,,,,:;^ круп;..:::: при с: сенных температурах !,'е:::ет приводить уу а?сг:

исходной сор'.1::, Полный г-оспуат г-оз:.,о;-:<: лоз.,: го:..;."¿н:-::/. Т>зр:'.а;г:и, ¡тгпгодлде:'. при ;:ру::::;■:: и плг.ои'л'-скей ,: . ;..:.,:-:\:л все-сосг'я образца и г.алягдзйся результате" о;ру;-:тур--

й гзлакссцпи в ::э.:е пне-"'™:: ;:з:тр.:":з:::;;1, Гозорот при ¿тем

/слеплен в осксгнег! .тзкзлы::::/:: едтигет:::.;;: порее :р: .'.:■.?::•.;: тех сбит«.* структуру, которое из претерпели идазгическсд дзфорнсаж: : первоначальном псгру::-:зн:п:. Двн-ущей силой возврата язл.тагся трпвлен;п:е гнутренние кикренапрязекия, вознякзккке при резаке .

4. Б условиях гетерогенной деформации кручение приводит к ютпческсй деформации только приповерхностной части образца и лз разгрузки в нем формируются дзльнодействующие поля напряхэ-■. Происходящий при кзгреье под действием втях полей возврат

мы мал и обусловлен конкуренцией трех процессов: 1) напраз-ней структурной релаксацией в упруго закрученной центральной та образца, 2} движением к поверхности дефектов дислокационно-ткпэ, фер;лфукщих пластическую зону и 3} направленной струк-!Юй релаксацией в пластической зоне. В слабодеформированшх

образцах доминирует первый процесс,, приводящий к аномальному возврату. Два последних процесса определяют нормальный возврат.

5. Гетерогенная деформация реализуется в том случае, когда структурная релаксация в поле внешних напряжений является кинетически заторможенной и не может обеспечить макроскопическое формоизменение со скоростью, задаваемой нагрукавздам устройством. Бло-¿•.ировка пластического сдвига при гетерогенном течении определяется неоднородностью поля смещений, возникающих при движении фронта сдвига в неупорядоченной'структурно-неоднородной среде. В условиях интенсивной структурной релаксации деформация является гомогенной. Смена механизмов деформации определяется предварительной термообработкой материала.

Ь. Гетерогенная деформация приводит к появлению при температурах низке комнатной гистерезисного затухания к релаксационных пиков ВТ, которые могут быть подавлены большими пластическими деформациями, умере:шой термообработкой или электронным облучением. Гйстерезисиое затухание к релаксационные пики ВТ обусловлены движением дефектов дислокационного типа, возникающих при гетерогенной деформации. Гомогенная деформация не вызывает появления низкотемпературных аномалий ВТ,

7. Показана возыогаость свёрхпластической гомогенной деформации широкого круга АМС при высоких гомологических температурах. Необходимое условие проявления атого бффектэ заключается в том,, чтобы кристаллизация при нагреве не начиналась раньше достижения интервала стеклования. Скзической. причиной сзерхпластичности АИС является резкое снижение вязкости структуры.в окрестности интервала стекловатая. Уровень вязкости, в свою очередь, зависит от величины избыточного свободного обьема при температуре деформирования, управляя которым посредством варьирования экспериментальных условий «окно значительно изменять характеристики пластического течения. На основе подученных результатов 'сформулированы принципы повышения высокотемпературной деформируемости АУ.С.

ОСНОВНЫЕ ПУБЛИКАЦИИ ПО. ТЕМЕ ДИССЕРТАЦИИ

1. Золотухин К.В., Хоник В.А», Сафонов Й.А. Прочность, пластичность и релаксация напряжений аморфного сплава ЬавоА1го// Физика и химия стекла.-1933.-Т.9, N 1.-С.67-73.

2. Хоник В.А., Золотухин'И.В. Прочность, пластичность и релак- ..

сгция напряжений аморфных сплавов Co_„Fe Si В и ?е Ni Р В

ТО 5 13 10 40 40 14 ¡5

при низких температурах // Прочность материалов и конструкций при низких температурах.-Киев: Наукоза дута,-1934.-с.237-242.

3. Хоник В.А., Конопкин А.Н., Зеленский В.А. О связи теплового расиирешш аморфных металлических сплавов с их высокотемпературными пластическими свойствами // С,'."¡.-1935.-Т.59, ¿«'1 .-С.204-205.

4. Золотухин И.В., Белявский В.И,, Хо;гак В.А. Релаксационные явления в пластически деформированном аморфном сплаве

Pd Си Si „ // МТ.-1935.-Т. 27, 116.-С. 1788-1794.

77,5 ü 10,5

5. Хоник В.А., Зеленский В.А. Влияние скорости нагрева на вы-сокотеь'пературные пластические свойства металлических стекол на основе Fe—Iii и Со // С!Х-198Ь.-Г.'М, ИЗ.-С.Ь02-Ь04.

Ь. Зеленский В.А., Хоник В.А., Матвеева H.H., Г.ркков A.B. Сверх-пластпчность металлических стекол системы Ti-Ni-Cu // Физика и хи~ шя обработки материалов.-193Ь, К2.-С.119-121. 0

7. Зеленский В.А., Хоник В.А. Сверхп.частическая деформация металлических стекол Со Ре Iii Si Б и ?е Ni ? 3., // ¡.¡еталлофизп-

57 5 10 11 17 40 40 14 б 1

ка.-1936.-Т.8, N6.-С.11-14.

Ö. Хопик В.А., Конопкин А.¡Г., Зеленский В.А.' Связь мекду стеклованием и СЕерхпластичностью в аморфных металлических сплавах // Слз.-хим.исслед.металлург.процессов.-Свердловск: УПЛ.-192о, t.-С.50-53.

9. Хотак В.Л., Зеленский В.А. Связь мекду гксок:то?:п;к:атур.й.!:л пластическими свойствами и устойчивостью к кристаллизации металлических стекол в окрестности интервале стеклования // Уоталлофизика . -1957. -Т. 9, 114. -С. 114-115.

10. Хонпк В.А., Рябцева Т.П. Релаксация напря'.о-кий к мпкротвгр-дость пластически дофоткппоозоккого амог: ;::ого сплазп Co.. 7 \ Б

* * - 1 ,0 Ь 15 Ю

// "оталлофчзикз.-1337.-Т.9, ¡о.-С.52-55.

11. Золотухин И.В., Белявский В,'.!., Хоник В.А., Сайков U.A., Глбцева Т.Н. Влиягс;е влектронного облучения на внутреннее трение и модуль упругости пластически деформированного аморфного сплава ;Ii_ 3i В // !,!еталлоф:!31ка,-1988.-Т.Ю, К?.--С.99-100.

< Э 8)4

12. Лаврентьев В.П., Хскик В.А. Исследование обратимой структурной релаксация з мзталлт-гесксм стекле Ti^Iii Ci^ методом внутреннего трения // !,'етзллофкз;п<а.-1923.-Т.10, !.'ь.-С.95-97.

13. Хснкк В.А., Гябцгва Т.Н. Релаксационные явления в пластически деформогрозагпгм аморфном сплаве Hi^Si^// Неталлоаморфине материал;. Ижевск: УдГУ.-198а.-С.41-45.

14. Х;кик Б.А., Зеленский В.А. Высокотемпературная пластичность и сверхзлвстичкость металлических стекол // И£,1.-1989.-Т.Ь7, 111.-С. 192-197. ,

15. Белявский В.И., Хсник В.А., Рябцева Т.Н. Низкотемпературные . упругие к неупругке свойства пластически деформированного аморф-пого сплава Cu^Ti^ // Металлофизика.-1989.-Т. 11, N3.-C.10b-111. 1b. Золотухин И.В.Белявский В.И., Хсник В.А., Рябцева Т.Н. Внутреннее трение в холоднодеформпрованном аморфном сплаве .

i.'i SiB, // С':й',.-1939.-Т.Ь8, iJ1.-C.18b-191. ■

7 8 а 14

17. Белявский В.'»'., Хоник В.А. Пластичность а мехашзмы деформации металлических стекол //?гоо. XV Int.Congress on Glass. Leningrad: Ksuka.-1939.-V.2b.-?.286-289.

18. Лаврентьев Е.И., Хоник В.А. Енутрешее треш:е металлического стекла Ti !ii Си вблизи метастабилького равновесия // Ргос.

50 ICS И г

XV Int.Congress en GIres. Leningrad: Nauka.-1989.-Y.1b.-P.342-345.

19. Zolotukhin 1.7., Eelyavskii Y.I., Khonik Y.A., Ryabtseva Т.Н. Internal iriction in cold rolled rnetallio glasses Cu5QTi50 and ni7aSi8Bis // Pl4rs.Stat.S0l.(a).-1989.-V.11b, N1 .-P.255-2b5.

20. Кузылядев В.А., Золотухин K.B., Косилов А.Т., Хоник В.А., Дзкба Г.А. Деформация кручением и возврат формы металлического стекла Hi^in^ // ©ТТ.-1950.-Т.32, 10.-С.722-727.

21. Золотухин И.В., Косилов А.Т., Хоник В.А., Рябцева Т.Н., Лукин А.А., Прокоакна Т.О. Релаксация напряжений в.металлическом стекле // СТТ.-1990.-Т.32, N3.-СИ378-1384.

22. Косилов А.Т., Хоник В.А., Рябцева Т.Н. Нормальная и аномальная релаксация напряжений в металлических стеклах // Металлофизика.-1950.-Т.12, КЗ.-С.37-41. , . 0

23. Хоник В.А., Рябцева Т.Н. Исследование релаксации напряжений в металлических стеклах при комнаткой температуре // Физика некристаллических твердыг тел.-Ижевск: УдГУ.-1990.-С.В0-55.

24. Золотухин К.В., Косилов Д.Т., Рябцева Т.А., Хоник В.А. Внутренние напрякения в пластически деформированном металлическом стекле lii^ilb^//Ш.-1550,-ТИ1.-СИ75-179.

25. Дзюба Г.А., Золотухин И.В., Косилов кЛ., Хоник В,А. Структурная релаксация и релаксация напряжений в металлических стеклах ii ОТТ.-1591.-Т.ЗЗ» H11.-С.3393-3399.. :

26. Кузышцев В.А., Хоник В.А., Дзвбз Г.А. Эффект Бауаингёрз в. -металлических стеклах // Металлофизика. - 1991.- ТИЗ» Ш2.- .

С.100-101. . • . '