Ползучесть металлических стекол в условиях интенсивной структурной релаксации тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ



На правах рукописи

МИХАЙЛОВ Вячеслав Алексеевич

ПОЛЗУЧЕСТЬ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ СТЁКОЛ В УСЛОВИЯХ ИНТЕНСИВНОЙ СТРУКТУРНОЙ РЕЛАКСАЦИИ

Специальность 01.04.07 - "Физика твёрдого тела"

АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание учёной степени кандидата физико-математических наук

Воронеж-1998

Работа выполнена на кафедре общей физики Воронежского государственного педагогического университета

Научный руководитель: доктор физико-математических наук,

профессор Хоник В.А.

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук,

Ведущая организация: Тульский государственный университет,

г. Тула.

Защита состоится 14 апреля 1998 года в 1422 часов на заседании диссертациошюго совета Д 063.81.01 при Воронежском государственном техническом университете (394026, г. Воронеж, Московский проспект, 14, конференц-зал).

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке университета. Автореферат разослан " 5 " марта 1998 года.

профессор Фёдоров В.А. (Тамбовский государственный университет);

доктор физико-математических наук, профессор Дрожжин А.И. (Воронежский государственный технический университет).

Учёный секретарь диссертациошюго совета д.т.и, профессор

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Лктуашюсть темы. Металлические стёкла (МС) известны уже более 30 лет. За это время накоплен богатый материал об их структуре и свойствах. Тем не менее, сложность и сильная неравновесность структуры определяют очевидно недостаточный уровень понимания многих физических явлений в этих материалах. В частности, несмотря на многолетние исследования, далёк от окончательного решения вопрос о физических механизмах пластического течения МС и условиях их реализации.

Неравновесность структуры МС проявляется в самопроизвольных необратимых (в основном) атомных перестройках, реализующихся с той или иной скоростью при любых температурах. Совокупность этих перестроек принято называть структурной релаксацией (СР). Исследования показали, что пластическое течение МС тесно связано со структурной релаксацией. Известно, например, что вязкость МС при данной температуре может возрасти на пять порядков в результате СР. Однако, подобные факты длительное время фактически игнорировались при построении физических теорий пластической деформации МС. Это, по существу, и определило неудачи этих теорий в интерпретации влияния тепловой предыстории на кинетику пластического формоизменения.

Интенсивные попытки описать пластическую деформацию МС в связи с явлением структурной релаксации стали предприниматься относительно недавно, в начале 90-х годов. Было высказано предположение о том, что так называемое "однородное" пластическое течение (реализующееся в свежезакалетшх образцах при температурах выше комнатной) может быть интерпретировано просто как совокупность элементарных актов СР, ориентированных внешним напряжением (А.Т. Косилов, В.А. Хоник, 1993). Первые же попытки кол1гчественного анализа кинетики однородного пластического формоизменения в рамтсах этого предположения показали перспективность нового подхода. Возникла объективная необходимость его конкретизации и детальной экспериментальной апробации в условиях простейшего вида механических испытаний - ползучести.

Это и определило основную цель работы, заключающуюся в экспериментальном изучении и теоретическом анализе кинетики ползучести металлических стёкол в условиях интенсивной структурной релаксации.

Для достижения цели работы решались следующие главные задачи:

• конструирование и изготовление автоматизированной установки для изучения ползучести металлических стёкол;

• экспериментальное исследование изотермической и неизотермической ползучести на примере известного магаитомягкого меташпгческого стекла;

• разработка и апробация количественной физической модели ползучести и, на этой основе,

• разработка метода восстановления энергетического спектра необратимой структурной релаксации металлических стёкол.

Научная новизна работы определяется тем, что в ней впервые:

1. Идентифицированы и интерпретированы стадии изотермической ползучести металлических стёкол.

2. Построена новая модель ползучести, которая позволила с единых позиций описать деформационный отклик стекла в изотермических условиях и при линейном нагреве с учётом его тепловой предыстории.

3. Разработана методика восстановления энергетического спектра необратимой структурной релаксации металлических стёкол по результатам измерений неизотермической ползучести.

4. Представлены аргументы, свидетельствующие о том, что при одной и той же температуре и скорости деформации возможна как однородная вязкая, так и локализованная дислокационно-подобная пластическая деформация, в зависимости от тепловой предыстории стекла.

Автор защищает'.

• разработанную методику и полученные экспериментальные результаты измерения ползучести металлических стекол;

• утверждешге о стадийном характере изотермической ползучести металлических стёкол;

• модель изотермической и неизотермической ползучести металлических стёкол в условиях интенсивной структурной релаксации;

• способ восстановления энергетического спектра необратимой структурной релаксации металлических стёкол по данным неизотермической ползучести;

• утверждение о том, что характер пластического течения металлических стёкол при зафиксированной температуре и скорости деформации однозначно определяется тепловой предысторией.

Практическая значимость работы определяется тем, что полученные в ней экспериментальные результаты и сформулированные модельные подходы расширяют представления о природе стеклообразного состояния и позволяют на новой основе прогнозировать как кинетику структурной релаксации, так и вязкопла-стическое поведение МС с учётом тепловой предыстории.

Непосредственную практическую значимость имеют созданный аппаратно-программный экспериментальный комплекс для измерения ползучести и отработанная методика испытаний и обработки данных, позволяющие решать на высоком инженерно-техническом уровне вопросы исследования и аттестации как аморфных, так и кристаллических ленточных образцов.

Апробация работы. Основные результаты работы были представлены и обсуждались на II научно-методической конференции "Использование научно-технических достижений в демонстрационном эксперименте и в постановке да-

бораторных практикумов" (Саранск, 1994 г.), VI международной конференции по структуре некристаллических материалов (NCM-6, Прага, Чехия, 1994 г.), школе-семинаре "Релаксационные явления в твёрдых телах" (Воронеж, 1995 г.), международной конференции "Микромеханизмы плаепгчности, разрушения и сопутствующих явлений" (Тамбов, 1996 г.), IX международной конференции "Взаимодействие дефектов и неупругие явления в твёрдых телах" (Тула, 1997 г.), международном симпозиуме по метастабильным, механически сплавленным и нанокристаллическим материалам (ISMANAM-97, Barcelona, Spain, 1997).

Публикации. По материалам диссертации опубликовано 9 статей и 12 тезисов докладов.

Личный вклад автора. Основные результаты и выводы диссертации получены лично автором. Постановка пели и конкретных задач исследования осуществлены научным руководителем Хошгком В.А.

Структура и объём диссертации. Диссертация состоит из введения, трёх глав, выводов, списка цитированной литературы и содержит 121 страницу текста, включая 36 рисунков, 2 таблицы и библиографию из 175 наименований.

ОСНОВНОЕ СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обоснована актуальность темы, сформулированы цель и задачи диссертации, изложены основные положения, выносимые на защиту, а также обоснована научная новизна и практическая значимость выполненного исследования.

Первая глава содержит литературный обзор. Даны краткая характеристика и сравнительный анализ моделей, предложенных для описания структуры МС. Подчеркнуто, что неравновесность структуры МС определяет сильное влияние процессов структурного упорядочения - структурной релаксации - на их физические свойства. Можно выделить два фундаментальных подхода к описанию СР. Первый из них основан на представлениях о свободном объёме, которые были детально разработаны в работах Спейпена (Spaepen, 1977) и Аргона (Argon, 1979) на основе полученных ранее результатов исследования вязкости жидкостей. Альтернативный подход к описанию CP состоит в рассмотрении непрерывного распределения времён релаксации или энергий активации локальных атомных перс-строек, предложенный впервые в работах Примака (Primak, 1955) и применённый впоследствии к релаксационным процессам в стёклах (Argon, Kuo, 1980; Gibbs, Evetts, Leak, 1983). Оба подхода имеют ряд сложностей при описании кинетики изменения конкретных физических свойств МС, но второй подход представляется более перспективным. Попытка предложить некоторый компромиссный вариант анализа кинетики CP была предпринята в работах Ван ден Бейкеля (van den Beukel, 1984-1994), где высказывается предположение о на-

линии двух составляющих структурной релаксации, связанных с химическим и топологическим упорядочением. При этом процессы химического упорядочения имеют широкий спектр энергий активации, а топологическая составляющая СР связана с изменением избыточного свободного объёма. Отмечены недостатки и положительные моменты такого подхода.

Систематически изложены представления о пластической деформации МС. Выделены факторы, определяющие тип пластического течения (однородное или локализованное). Подчеркнуто, что тепловая предыстория стекла, наряду с приложенным напряжением и температурой, является одним из таких факторов. Описаны успехи в экспериментальном исследовании и моделировании пластической деформации МС. Приведены литературные данные по исследованию ползучести, позволившие установить основные закономерности гомогенного течения. По результатам анализа литературных данных сделан вывод об определяющей роли СР в кинетике пластического течения МС.

В заключение обзора сформулированы выводы, обоснованы цель и задачи исследования.

Во второй главе описываются методика приготовления образцов, результаты структурных исследований и термического анализа, экспериментальная установка и методика проведения испытаний.

Для исследований использовалась лента МС О^РезЫ^^^В^, полученная стандартным методом одновалкового спишшнговашхя. Образцы для испытаний на ползучесть изготовлялись путём разрезания исходной ленты специальными гильотинными пресс-ножницами и имели длину около 60 мм, толщину 15 мкм, ширину в пределах 0,5: 5 мм, в зависимости от условий эксперимента. Просвечивающая электронная микроскопия и рентгенцифракционные измерения показала полное отсутствие кристаллизации как исходных, так и испытанных образцов. С помощью дифференциальной сканирующей калориметрии были определены температуры кристаллизации исследуемого МС при скоростях нагрева 5, 10 и 20 К/мин, составившие, соответственно, 822, 829 и 840 К. Максимальная температура испытаний, выбранная с учётом полученных данных, была равна 673 К.

Исследования ползучести проводились на специально сконструированном и изготовленном аппаратно-программном комплексе, позволяющем измерять удлинение с разрешением около 0,02 мкм в широком диапазоне растягивающих напряжений (5,0 2,0-103 МПа) при различных режимах термообработки (нагрев и охлаждение со скоростью 0,5-5-10 К/мин с нелинейностью около 1%, изотермические испытания в интервале температур 320;- 1000 К с точностью термостабилизации ±0,25 К). Измерения проводились в вакууме »10"3 Па. Управление измерительным комплексом, сбор и обработка данных осуществлялись при помощи

персонального компьютера, что значительно расширяло возможности эксперимента.

В заключение второй главы изложена методика измерения ползучести при линейном нагреве и в изотермических условиях.

В третьей главе представлены результата экспериментального исследования и моделирования ползучести в условиях интенсивной структурной релаксации.

13 первом разделе главы изложены результат экспериментального исследования ползучести в условиях линейного нагрева. Измерения проводились при скоростях нагрева Т = 1,2; 2,2; 3,3; и 5,3 К/мин, а величина растягивающего напряжения а на образце составляла 5, 12, 25, 50, 100 или 200 МПа. Были получены семейства кривых деформация-температура при постоянных скоростях нагрева. Для исключения ошибки, связанной с паразитным тепловым расширением конструкции установки при нагреве, применялась специальная методика обработки экспериментальных данных. Показано, что скорость ползучести, обусловленной структурной релаксацией под напряжением, определяется как

¿5г(сг_ *о>т) == - ё{со>т)> (!)

где £ - скорость продольной деформации, получаемая численным дифференцированием первичных кривых ползучести. В качестве ад принималось минимально возможное напряжение на образце, равное 5 МПа.

При помощи (1) были рассчитаны зависимости скорость деформации -температура для различных скоростей нагрева при напряжениях, равных 7, 20, 45, 95 и 195 МПа. Установлено, что во всех случаях скорость ползучести увеличивается с ростом скорости нагрева, температуры и приложенного напряжения.

Более полный анализ результатов эксперимента возможен лишь на основе модельных подходов и представлений, позволяющих понять причины и факторы, определяющие кинетику ползучести МС. Как представляется, наиболее перспективным в этом направлении является предположение о том, что ползучесть МС при температурах выше комнатной можно рассматривать как структурную релаксацию, ориентированную полем внешних напряжений.

Второй раздел посвящен анализу неизотермической ползучести на основе концепции "направленной структурной релаксации", предложенной ранее (А.Т. Косилов, В.А. Хоник, 1993). Основные положения этого подхода можно сформулировать следующим образом:

1. Структурная релаксация в отсутствие внешней нагрузки осуществляется посредством совокупности необратимых (в основном) некоррелированных локальных элементарных сдвиговых перестроек с распределсшшми энергиями активации в определенных областях структуры - центрах релаксации.

2. Элементарные сдвиги в центрах релаксации осуществляются в две стадии. На стадии I реализуется термоактивируемый сдвиг с акгивационным объёмом порадка атомного объёма V. Ориентация этого сдвига определяется конкретной атомной конфигурацией объёма У и не зависит от ориентации приложенного напряжения. В исходном состоянии такие атомные конфигурации являются своеобразными "стопорами", сдерживающими пластическую деформацию в прилегающих областях материала. В результате термоактивируемого устранения "стопора" начинается стадия II сдвшхюбразования - стадам пластического течения в некотором объёме £2 вокруг центра релаксации. Это пластическое течение реализуется посредством преодоления совокупности малых активационных барьеров и является поэтому практически атермическим.

Кинетика уменьшения спектральной объёмной плотности ЩЕ,Т,() центров релаксации в процессе изотермического отжига может быть описана линейным дифференциальным уравнением первого порядка:

где V - частота попыток преодоления активационного барьера Е на стадии I элементарного сдвига (у ~ Ю13 с"1), к - постоянная Больцмана. В результате отжига при температуре Тц в течение времени (д спектр энергий активации принимает вид

где Щ (Е) - исходный энергетический спектр необратимой структурной релаксации, сформировавшийся в процессе изготовления стекла.

Пусть, далее, в момент окончания предварительного отжига прикладывается растягивающее напряжение а и начинается нагрев со скоростью Т. В результате приложения нагрузки активационные барьеры благоприятно ориентированных центров релаксации уменьшатся на величину сгУ/^З (V - активациошшй объём стадии I элементарного акта релаксации, множитель 1/л/з введён для пересчёта нормального напряжения в сдвиговое) и возрастут на такую же величину для неблагоприятно ориентированных центров. Предполагая для простоты, что в

момент нагружения объёмные плотности NJr и благоприятно и неблагоприятно ориентированных центров одинаковы, аналогично вышеизложенному можно получить, что за время нагрева ( объёмные плотности Лг+ и Ы~ уменьшаться до значений

мЖ(Е, 1к) = Щ{Е) ехр(- viк ехр(~ Е/кТК)),

(2)

где Л'л определяется уравнением (2), а интеграл равен

(т л. тл2 ( {Тц + Щ ехр| -

Е+аУ/-/Г)

кТ„

Описание кинетики релаксации под нагрузкой кардинально упрощается посредством введения характеристических энергий активации и £ц , соответствующих максимальным скоростям уменьшения спектральных объёмных плотностей благоприятно и неблагоприятно ориентированных центров релаксации, соответственно.

По определению, энергии Ед и ЕЦ можно рассчитать из условия

дЕа

0.

(5)

Так как произведение ехр|- игехр( Е/к'/'^ех^- крезко возрастает от нуля до единицы в окрестности энергий или е~}, то возможна аппроксимаши

#*(£.») ^(Я)®^-^), (6)

где 0 - ступенчатая функция Хзвисайда.

С учётом приближения (6) можно записать формулу для макроскопической деформации, обусловленной структурной релаксацией под нагрузкой:

"£?(<) ЕМ

- \я0{Е)аЕ+-2 |лг0(£)сК ,

£„(!) = оПС

Еа Ео

где с - параметр, характеризующий ориентирующее влияние внешнего напряже-1П1Я на элементарные акгы СР, О - объём, соответствующий стадии II элементарного сдвига и Ео - значение характеристической энергии для ненагруженного материала в момент окончания предварительного отжига. Скорость пластической деформации при этом равна

=-осат 2

(7)

Применение условия (5) к выражению (3) приводит к трансцендентному шпегральному уравнению вида

где первое слагаемое

Г аг0(Е)

1

= 0,

(3)

сЕ

к(тК + п)

обусловлено зависимостью ис

Я=£?

ходного спектра Л'0(£) от энергии активации, определяется формулой (4). Исходный спектр СР является монотонно возрастающей функцией, допускающей экспонегщиальную аппроксимацию. Тогда можно принять

N0(A) = F exp(Z) • E), где F n D - некоторые параметры. В этом случае

<р{Ео) = ) - D = const. Результаты численного решения уравнения (8) при

Тх = 293 К, tR = 1,55 - 107с (полгода, что примерно соответствует выдержке реальных образцов перед началом испытаний) показывают, что при Т < 350 К характеристическая энергия практически не зависит от температуры, что обусловлено предварительной термообработкой стекла. При более высоких температурах Eq линейно растет с температурой, подчиняясь в случае а = 0 уравнению Е0 = АТ, где угловой коэффициент А незначительно увеличивается от 3,24 до 3,4110"3 эВ/К с ростом D от 0 до 10 эВ"1. При Т > 350 К и наличии растягивающего напряжения характеристические энергии благоприятно и неблагоприятно ориентированных центров релаксации могут быть определены из уравнения ео = е0 (Г) ± av. Для дальнейшего принципиально важно, что в этом случае

¿Eg _ <ЗЕр _ ¿Ер __ , /q\

01 st ст w

Тогда, учитывая что ~ Л'0 (b'g) i- (ь^ j к А-'0 (е0) , и пришшая во вшша-

ние равенство (9), выражение (7) для скорости деформации ползучести в условиях линейного нагрева преобразуется к виду

¿„(Т) = 0ЙЯ0(£0(Г))ЛС, (10)

где No через характеристическую энергию зависит от температуры.

Из формулы (10) следует, что скорость деформации пропорциональна напряжению, скорости нагрева и объёмной спектральной плотности центров релаксации, "срабатывающих" при данной температуре. Это соотношение было детально сопоставлено с результатами проведённых экспериментов.

В третьем разделе вся совокупность полученных экспериментальных зависимостей ¿¡Г(Т) подвергнута дальнейшему анализу посредством построения графиков ¿sr - а и ssr - Т при постоянных Т,Т и а, Т, соответственно. Примеры полученных результатов показаны на рис. 1 и 2. Из рис. 1 видно, что скорость деформации линейно растёт с ростом приложенного напряжения (т.е. - течение является ньютоновским) при фиксированной температуре и скорости нагрева. Рис.2 показывает прямую пропорциональность между скоростью деформации и скоростью нагрева при постоянной температуре и постоянном напряжении. Эте выводы находятся в полном соответствии с формулой (10) и, таким образом, подтверждают обоснованность сделанных при её выводе предположений. Особо подчеркнуто, что эта формула позволила впервые объяснить линейную зависимость скорости ползучести от скорости нагрева.

0,4-

О 40 80 120 160 200 а, МПа

Рис. 1. Зависимости скорости ползучести МС Со57ре5№108тВ17 от приложенного напряжения при Т = 623 К для различных скоростей нагрева.

Рис. 2. Зависимости скорости ползучести МС Со57Ре5№108111В17 от скорости нагрева при Т = 623 К при различных напряжениях а.

С учётом формулы (10), выражение для сдвиговой ньютоновской вязкости имеет вид:

Ч(Т) = = [ЗШ0(Е0(Т))ПС]~Х. (11)

Из (11) следует, что температурная зависимость вязкости МС в условиях интенсивной СР определяется скоростью нагрева и энергетическим спектром необратимой структурной релаксации, который "скагатруется" при измерениях неизотермической ползучести. Формула (11) даёт уменьшение вязкости МС с ростом скорости нагрева, что подтверждается экспериментальными данными, известными из литературы.

Полученные результаты позволили определить энергетический спектр необратимой СР. С этой целью с помощью уравнения (10) была получена температурная зависимость произведения N<¡£20, которая, далее, с учётом линейной связи между температурой и характеристической энергией активации, была пересчи-' тана в зависимость этого произведения от энергии активации. С точностью до множителя ОС эта зависимость и представляет собой энергетический спектр необратимой СР. Полученный спектр (рис.3) является плавно возрастающей функцией, что свидетельствует об отсутствии в структуре исследуемого МС специфических "дефектов течения", характеризующихся одним или несколькими типами предпочтительного ближнего порядка и, соответствешю, дискретным набором активационных параметров.

Четвертый раздел посвящен экспериментальному исследованию и моделированию изотермической ползучести.

На основе концепции "направленной структурной релаксации" в приближении "плоского спектра" (N0 = const) получено выражение для изотермической ползучести:

t .( aV

e(t) = —kTN0nC In

1 + 2 —ch

SkT

(12)

J

где 1а - время предварительного отжига при температуре Т, в момент окончания которого прикладывается растягивающее напряжение а и начинается отсчёт времени 1 ползучести.

Для оценки степени адекватности закона ползучести (12) было проведено экспериментальное исследование изотермической ползучести МС СозуРе^юЯ^В^ при Т = 523, 573, 623 и 673 К и двух временах предварительного отжига, (а = 500 и 3600 с. Во всех экспериментах величина растягивающего напряжения а

Е, эВ

Рис. 3. Совокупность результатов расчёта энергетического спектра необратимой структурной релаксации МС Со57Ре5№1о81иВ17.

составляла 200 ± 20 МПа. Выражение (12) для предельного случая t » ta показывает, что зависимости г - Inf должны спрямляться, а их экстраполяция на нулевую деформацию будет определять время предварительного отжига. Установлено, что именно такая ситуация реализуется в эксперименте. Найдены значения произведения ЛГ0ЛС, которые с хорошей точностью согласуются с соответствующими данными, полученными при анализе неизотсрмической ползучести.

Соотношение (12) позволяет получить выражение для скорости деформации в изотермических условиях:

s = akTN0DC

■ЛkTJ ta

tг.

+ 2 — ch —7=—

ta ^л/ЗкТ

+ —

t_ t~a)

(13)

Для больших времен (/ » ta) формула (13) после логарифмирования сводится к простому соотношению

ln ¿ = 1п Д - ln /, (14)

где В = <jkTNQOC. Из (14) следует, что при t » ta зависимость é(l) в координатах ln¿ - ln t должна спрямляться с угловым коэффициентом, равным минус единице, что действительно наблюдается при построении экспериментальных зависимостей ¿(í) в указанных координатах.

Расчёт скорости де-формащш по уравнению (13) показал хорошее соответствие данным эксперимента (рис.4), за исключением начальной стадии ползучести (названной стадией А), продолжительность которой зависит от времени предварительного отжига ta и составляет 60-100 с для случая ta = 500 с и 300-400 с для ta = 3600 с.

Более вшшательный анализ кинетики скорости ползучести позволяет выделить, кроме стадии А, ещё две стадии ползучести, которые были названы стадиями В и С. Стадии ползучеспг А, В и С особенно хорошо видны при построении кшгетпки "коэффициента временной чувствительности" т = Sin ¿¡din t. Начальная стадия Л характеризуется ростом т со временем (рис.5). Стадия В, длящаяся примерно 10/д, сопровождается уменьшением т. Стадия С - стадия установившейся ползучести - характеризуется постоянным (с точностью примерно в 10%) значением т = -1. Анализ кинетики m(t) для МС N^sSi^B^ позволил сделать точно такие же выводы.

Так как пластическое течение МС при напряжениях ~ 200 МПа является ньютоновским, с помощью формулы (13) была рассчитана кинетика вязкости:

t, с

Рис. 4. Кинетика скорости ползучести МС Co57Fc5NriioSii ] Bj7 после отжига в течение ta = 500 с. Штриховая линия проведена с угловым коэффициентом, равным -1. Сплошные кривые соответствуют расчёту по уравнению (13) при V= 0,10 им3.

п = —

в

1 + 2 — сЬ

аУ Л

-¡ЗкТ) и,

ктыйас

сЬ!

( аУ

1-Лкт) (а

Формула (15) даёт практически линейный рост вязкости со временем при любых /, тогда как обработка экспериментальных данных показывает наличие во всех случаях непродолжительных (от 30—50 с при ¡а = 500 с до 300—400 с при /0 = 3600 с) участков нелинейной зависимости г\(1). Эти участки соответствуют стадии А ползучести. При этом модельный расчёт воспроизводит только линейный рост. С учётом вышеизложенного можно заключить, что предложенная модель даёт хорошую аппроксимацию стадий В и С, но не объясняет стадию А.

В рамках рассматриваемых представлений физические причины, обуславливающие стадии ползучести В и С, представляются понятными. Так как формы записи кинетических дифференциальных уравнений релаксации, положенных в основу этих представлений, явным образом предполагают необратимость релаксации (число ЦР необратимо уменьшается), то, следовательно, стадии ползучести Б к С обусловлены совокупностью необратимых элементарных актов СР, ориентированных внешним напряжением. При этом на стадии В стекло сохраняет "память" тепловой предыстории. Начало стадии С соответствует потере этой "памяти".

Анализ кинетики изотермической ползучести МС N¡77^817^15 позволил сделать точно такие же выводы. Это дает основание предполагать, что кинетика изотермической ползучести МС в основном определяется термоврсменной предысторией, а не составом конкретного МС.

С другой стороны, реальная скорость деформации на стадии А намного больше (в несколько раз) таковой, рассчитанной в рамках модели необратимой релаксации. Этот факт свидетельствует о том, что необратимая релаксация структуры на стадии А не даёт определяющего вклада в скорость ползучести. Следовательно, должен

-0.4-

-0,6-

4

о - 673 К

♦ - 623 К О - 573 К

• - 523 К

50

100 150

10

I, С

Рис. 5. Кинетика коэффициента временной чувствительности т МС Со57рС5№ю5111В17 при различных температурах для случая ta = 500 с. Указаны стадии ползучести А, В и С.

быть как минимум ещё один механизм релаксации, который и ответственен за стадшо А.

Высказано предположите, что таким механизмом является обратимая структурная релаксация. С микроскопической точки зрения обратимая релаксация обусловлена центрами релаксации, которые имеют два состояния с одинаковой энергией, разделештых потенциальным барьером. Число таких обратимых центров релаксации (ОЦР) мало, поскольку структурные состоять могут считаться энергетически эквивалентными лишь в том случае, когда их энергии различаются на ЛЕ < кТ. Несмотря на относительно малую объёмную плотность ОЦР, их вклад в ползучесть может превышать вклад необратимых релаксационных процессов или быть сопоставим с ним. Причина заключается в том, что за время ползучести t срабатывают все ОЦР с энергиями активации О < Е < кТ 1п VI, тогда как для необратимых ЦР сканируется гораздо меньший интервал энергий активации, кТ 1п < Е <. кТ 1п \4, где ¡а - время предварительного отжига перед нагружением.

Обратимую СР можно интерпретировать как совокупность обратимых перестроек в ОЦР с двухямным симметричным потенциалом. Проведённый численный анализ показал, что кинетика скорости деформации ег, обуслоаченная обратимой СР, должна спрямляться в координатах 1п ёг - 1п / с угловым коэффициентом т = -1. В предположении о том, что расхождение между расчётными и экспериментальными данными на рис.4 обусловлено обратимой структурной релаксацией (реализующейся на стадии Л), осуществлено разделение вкладов обратимой и необратимой релаксации в ползучесть. Было установлено при этом, что в логарифмических координатах кинетика обратимой составляющей ползучести для различных температур хорошо аппроксимируется прямой с угловым коэффициентом т = -1. Это подтверждает предположение о том, что стадия А ползучести действительно обусловлена обратимыми переходами в двухямных центрах релаксации с малой асимметрией потенциала.

В пятом разделе рассмотрена возможность применения разработанных представлений об обратимой СР к описанию кинетики возврата деформации е,пс. Получено выражение для скорости деформации возврата, показывающее, что зависимость 1л егсс (1п /) также должна представлять собой прямую линию с угловым коэффициентом т = -1. Анализ экспериментальных данных по кинетике возврата деформации МС №775Й(75В15 показал, что именно такая ситуация и реализуется, что указывает на обоснованность предложешгого подхода.

Последний раздел главы представляет собой попытку анализа роли необратимой структурной релаксации в формировании закономерностей пластического течения МС. В рамках разработанных представлишй о кинетике необратимой СР рассчитана температурная зависимость относительной скорости структурной

релаксации Ел, показывающей во сколько раз скорость СР стекла, отожжённого при температуре Т в течение времени (а, больше скорости структурной релаксации при комнатной температуре в момент окончания хранения. Установлено, что характер зависимости ЯТ1 ('/") кардинально меняется вблизи температуры Т = 400 К. При 293 < Т < 400 К скорость СР чрезвычайно сильно растёт с увеличением температуры (/¿^»Ю6 при Г» 400 К). Этот участок зависимости Л71(7') обусловлен отжигом при комнатной температуре. При Т > 400 К относительная скорость СР также растёт с температурой, но гораздо более слабо, что соответствует потере материалом "памяти" тепловой предыстории.

Высказано предположение о том, что переход гетерогенное->гомогешюе течение при увеличении температуры деформации (и зафиксированной скорости деформации) коррелирует с положением излома на температурной зависимости относительной скорости СР: в условиях низкой скорости СР, определяемой продолжительным отжигом при комнатной температуре пластическая деформация является локализованной, а в условиях интенсивной СР, когда "память" тепловой предыстории потеряна, деформация является однородной. Эксперименты по измерению сигналов акустической эмиссии (АЭ) в процессе пластической деформации (выполненные А.Ю. Виноградовым) полностью подтвердили это предположение. Повышение температуры деформации вплоть до Т = 393 К сопровождается интенсивной дискретной во времени и пространственно локализованной АЭ, что однозначно свидетельствует о локализованном дислокационно-подобном характере пластического течения при этих температурах. Пластическая деформация при Т > 413 К не сопровождается АЭ, что указывает на однородное течение материала в этих условиях.

Измерения АЭ в процессе деформации при 473 К исходных и отожженных при 673 К образцов показали, что при одной и той же температуре и скорости деформации возможно как однородное, так и локализованное течение, в зависимости от тепловой предыстории образца.

Проведенный анализ, таким образом, подтвердил гипотезу об определяющем влиянии кинетики СР на характер пластического течения МС: в условиях интенсивной СР реализуется однородное течение по механизму "направленной структурной релаксации", в условиях кинетически заторможенной СР пластическая деформация является дислокационно-подобной.

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ ПО РАБОТЕ

1. Проведены систематические исследования ползучести металлического стекла СозуРсзГчЧк^цВ^. Впервые показано, что на кривых изотермической ползучести можно выделил, три стадии (А, В и С), различающиеся кинетикой

коэффициента временной чувствительности т-д 1пг/<?1п?. Установлен факт сильной зависимости скорости ползучести от скорости нагрева в случае неизо-термпческих испытаний.

2. Сформулирована модель изотермической ползучести как результат совокупности необратимых элементарных актов структурной релаксации, ориенти-ровашшх внешним напряжением. Показано, что модель даёт адекватное описание стадий В и С ползучести. На стадии В сохраняется "память" тепловой предыстории, начало стадии С соответствует ее потере. Высказано и количественно аргументировано предположение о том, что начальная стадия А ползучести, длящаяся порядка 102 секунд после нагружения, определяется в основном обратимыми элементарными актами структурной релаксации.

3. Разработана модель неизотермической ползучести, обусловленной ориентированной напряжением необратимой структурной релаксацией металлических стёкол. На её основе предложен новый способ определения энергетического спектра необратимой структурной релаксации по кинетике неизотермической ползучести. Рассчитан энергетический спектр структурной релаксации металлического стекла Со57рС5№ю51цВ17.

4. Подтверждена сформулированная ранее гипотеза о том, что необратимая структурная релаксация металлических стёкол реализуется как совокупность элементарных атомных перестроек с распределенными энергиями активации, происходящих в две стадии: на первой стадии происходит термоактивирусмый сдвиг, направление которого определяется локальной топологией структуры, вторая стадия заключается в атермическом пластическом течении окружающего материала в соответствии с величиной и ориентацией приложенного напряжения.

5. Рассчитана кинетика структурной релаксации металлического стекла Со^уРезМ! |()51 л В17 в зависимости от предварительной термообработки. Результаты расчёта позволили сформулировать и обосновать новые аргументы в пользу гипотезы о том, что характер пластической деформации металлических стёкол определяется скоростью структурной релаксации при испытании: в случае интенсивной структурной релаксации реализуется однородное пластическое течение по механизму "направленной структурной релаксации", в случае кинетически заторможенной структурной релаксации имеет место локализованный дислокационно-подобный пластический сдвиг. В частности, при зафиксированных температуре и скорости деформации возможно как однородное, так и локализованное течение, в зависимости от тепловой предыстории стекла.

ОСНОВНЫЕ ПУБЛИКАЦИИ ПО ТЕМЕ ДИССЕРТАЦИИ

1. Khonik V.A., Kosilov А.Т., Mikhailov V.A. 'File kinetics of stress-oriented structural relaxation in metallic glasses // Journal of Non-Crystalline Solids. - 1995, v.192-193, p.420-423.

2. Бобров О.П., Косилов A.T., Михайлов B.A., Хоник В.А. Явления механической релаксации, обусловленные структурной релаксацией металлических стёкол // Известия РАН. Серия физическая -1996, т.60, №9, с.124-133.

3. Косилов А.Т., Михайлов В.А., Хоник В.А., Чах К. Кинетика ползучести металлического стекла // Физика металлов и металловедеюш. - 1996, т.39, вып. 5, с.172-177.

4. Csach К., Khonik V.A., Kosilov А.Т., Mikhailov V.A. Creep stages of a metallic glass // Proc. of the Ninth Int. Conf. on Rapid. Quench. Metastab. Mater. Eds. Duhaj P., Mrafko P. and Svec P. Elsevier, Amsterdam. - 1997, Supplement, p.357-

5. Виноградов А.Ю., Михайлов B.A., Хоник В.А, Акустическая эмиссия при гетерогенном и гомогенном пластическом течении металлического стекла // Физика твёрдого тела. - 1997, т.39, №5, с.885-888.

6. Khonik V.A., Mikhailov V.A., Vinogradov A.Yu. On the nature of homogeneous -inhomogeneous flow transition in metallic glasses: acoustic emission investigation // Scripta Materialia. - 1997, v.37, №3, p.377-387.

7. Khonik V.A., Mikhailov V.A., Safonov I.A. Non-isothermal creep of metallic glasses // Scripta Materialia. - 1997, v.37, №7, p.921-928.

8. Косилов A.T., Михайлов B.A., Свиридов В.В., Хоник В.А. Кинетика изотермической ползучести металлических стёкол с учётом статистического распределения акливационных параметров // Физика твёрдого тела. - 1997, т.39, №11, с.2008-2015.

9. Михайлов В.А., Хоник В.А. Кинетика ползучести металлических стёкол в условиях линейного нагрева // Физика твёрдого тела. - 1997, т.39, №12, с.2186-2190.

360.

/ /

Заказ № 03 Усл. печ. л. 1,0 Тираж 100

Отпечатано с готового оригинал-макета в ИПЦ Воронежского госпедуниверситета 394043, г. Воронеж, ул. Ленина, 86, корп. 1