Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Литературный обзор. 9
1.1 Структура аморфных сплавов.
1.2 Механические свойства аморфных материалов 20
1.2.1. Общая характеристика
1.2.2. Прочность. 28
1.2.3. Явление отпускной хрупкости. 30
1.3. Области и перспективы применения аморфных металлических сплавов. 39
Глава 2. Материал и методика проведения экспериментов. 53
2.1. Выплавка, закажа из расплава и термическая обработка аморфных сплавов.
2.2. Структурные методы исследования 55
2.3 Методы механических испытаний аморфных сплавов (литературный обзор) 57
2.3.1. Специфика механических испытаний.
2.3.2. Одноосное растяжение 58
2.3.3. Изгиб. 64
2.3.4. Микротвердость. 70
Глава 3. Влияние дестабилизирующих воздействий на явление отпускной хрупкости аморфных сплавов типа металл-металлоид 86
3.1. Введение
3.2. Температурно-временные воздействия выплавка, закалка из расплава и термическая обработка аморфных сплавов . 87
3.3. Деформационные и ультразвуковые воздействия 93
3.4. Нанесение защитных покрытий 100
3.5. Холодная прокатка 101
Глава 4. Разработка критерия прогнозирования вязко-хрупкого перехода в аморфных сплавах 103
4.1. Введение.
4.2. Влияние предварительных температурно-временных воздействий на температуру отпускной хрупкости аморфных сплавов 110
4.3.Критерий вязко-хрупкого перехода 114
Глава 5. Первичная нанокристаллизация и вязко- хрупкий переход в аморфных сплавах fe-ni-b . 122
5.1.Введение
5.2. Электронно-микроскопические исследования 123
5.3. Изучение особенностей вязко-хрупкого перехода 127
Общие выводы 131
Список литературы. 133
- Механические свойства аморфных материалов
- Методы механических испытаний аморфных сплавов (литературный обзор)
- Температурно-временные воздействия выплавка, закалка из расплава и термическая обработка аморфных сплавов
- Влияние предварительных температурно-временных воздействий на температуру отпускной хрупкости аморфных сплавов
Введение к работе
АКТУАЛЬНОСТЬ ИССЛЕДОВАНИЯ.
Проблема температурно-временной стабильности аморфного состояния и физико-механических свойств аморфных сплавов является одной из актуальных проблем современного материаловедения. Детальные исследования показали, что практически все аморфные сплавы полностью или частично становятся хрупкими при комнатной температуре по
(А достижении определенной температуры предварительного отжига Тхр в
пределах устойчивости аморфного состояния. Это явление потери пластичности аморфными сплавами по аналогии с явлением необратимой отпускной хрупкости в кристаллических сталях получило название отпускной хрупкости аморфных сплавов [1]. Оно, безусловно, имеет не только чисто научное, но и важное прикладное значение. Действительно, именно отпускная хрупкость в значительной мере ограничивает температурный интервал термической обработки промышленных сплавов,
'*> который, например, для магнитно-мягких аморфных сплавов должен
охватывать область температур, близких или превышающих значения Тх.
Хотя природа отпускной хрупкости, безусловно, имеет релаксационную природу, детальный структурный механизм потери пластичности практически всех без исключения аморфных сплавов типа «металл-металлоид», имеющих большое практическое значение, до конца не ясен. В этой связи особую значимость приобретают исследования, направленные на
(+ изучение природы этого явления и на разработку методов целенаправленного
воздействия на структуру аморфных сплавов, в результате чего изменяется (повышается) температура их отпускной хрупкости. Кроме того, представляет безусловный интерес установление физически обоснованных критериев предсказания температурно-временных параметров сохранения аморфными сплавами своей пластичности, особенно в климатическом интервале температур.
ЦЕЛЬ РАБОТЫ Цель данного исследования состояла в детальном и систематическом изучении основных проявлений отпускной хрупкости аморфных сплавов, полученных закалкой из расплава, а также в создании предпосылок для целенаправленного воздействия на критическую температуру отпускной хрупкости и в разработке научно обоснованного критерия предсказания температурно-временной стабильности пластичного аморфного состояния в климатическом интервале температур.
Реализация данной цели потребовала решения следующих задач:
Детальное изучение характера перехода аморфных сплавов различных составов в хрупкое состояние.
Систематическое изучение влияния ультразвуковых волн, упруго-пластических деформаций, холодной прокатки с большими обжатиями и тонких кристаллических покрытий на температуру отпускной хрупкости модельных и промышленных аморфных сплавов типа «металл-металлоид».
Анализ характера изменения температуры отпускной хрупкости модельных и промышленных аморфных сплавов после предварительной термической обработки в климатическом интервале температур.
Разработка научно обоснованного критерия, который мог бы предсказать временной ресурс пластичности аморфных сплавов на основе железа и кобальта в климатическом интервале температур.
Электронно-микроскопическое изучение характера
нанокристаллизации аморфных сплавов Fe-Ni-B и одновременное
определение температуры отпускной хрупкости. Установление
возможной взаимосвязи между склонностью к отпускной хрупкостью и
типом кристаллической решетки фаз, образующихся на стадии
первичной нанокристаллизации.
НАУЧНАЯ НОВИЗНА
Впервые представлены результаты систематического исследования кинетики вязко-хрупкого перехода в аморфных металлических сплавах типа «металл-металлоид», которые являются базовыми для практического применения в качестве магнитно-мягких и конструкционных материалов.
Установлено, что процесс охрупчивания лент всех без исключения изученных аморфных сплавов происходит двухстадийно в области существования аморфного состояния и начинается с образования приповерхностных слоев аморфной матрицы, утратившей способность к пластическому течению.
Показано, что удаление с поверхности лент аморфных сплавов хрупкой «корки» приводит к восстановлению пластичности. Толщина удаленного слоя тем больше, чем выше температурно-временные параметры предварительной термической обработки.
Показано, что использование оптимальных режимов предварительной упруго-пластической деформации, ультразвуковой обработки, холодной прокатки с большими обжатиями и нанесения тонкого поверхностного слоя поликристаллического никеля способно сместить температуру отпускной хрупкости ряда модельных и промышленных аморфных сплавов на основе железа и кобальта в область более высоких температур и тем самым расширить температурный интервал их термической обработки, не приводящий к хрупкому состоянию при комнатной температуре.
Предложен физически обоснованный критерий оценки времени наступления вязко-хрупкого перехода аморфных сплавов в климатическом интервале температур. Для реализации критерия вязко-хрупкого перехода необходимо провести оценку температуры отпускной хрупкости сплава в закаленном состоянии и после отжига при заданных температурно-временных параметрах.
Обнаружено, что предложенный критерий предсказывает значения то (время до охрупчивания) при комнатной температуре: около 45 лет для
Г»
сплава Fe45Co33Si8B14, около 9 лет для сплава Fe75Ni3Si8B14 и около 27 лет для сплава Fe68Crl7B15. Введение фосфора в последний существенно снижает время наступления вязко-хрупкого перехода до 9 лет в сплаве Fe68Crl7P7B8 и до 7 лет в сплаве Fe68Crl7P12B2All.
Проанализировано влияние процессов первичной кристаллизации на
характеристики вязко-хрупкого перехода в аморфных сплавах Fe83-xNixBi7.
(25 < х < 33). Показано, что критическая температура вязко-хрупкого
перехода растет по мере возрастания содержания никеля и достигает
температуры первичной кристаллизации в сплаве с 33 ат.% Ni.
ПРАКТИЧЕСКАЯ ЗНАЧИМОСТЬ РАБОТЫ Полученные в диссертационной работе имеют большое практическое значение. Они позволяют:
целенаправленно воздействовать на температуру отпускной хрупкости промышленных магнитно-мягких и конструкционных аморфных сплавов и варьировать тем самым температурный интервал термических обработок, не приводящих к потери пластичности при комнатной температуре.
путем несложных экспериментов определять температурно-временные параметры пластичности промышленных аморфных сплавов; в частности - временной резерв пластичности в климатическом интервале температур.
ОСНОВНЫЕ ПОЛОЖЕНИЯ, ВЫНОСИМЫЕ НА ЗАЩИТУ
Отпускная хрупкость аморфных сплавов типа «металл-металлоид», полученных закалкой из расплава, имеет релаксационную природу и связана с образованием и последующим ростом поверхностных областей аморфной матрицы, не способных к пластической деформации.
Ультразвуковые воздействия, упруго-пластические деформации,
большие деформации при холодной прокатке, а также нанесение тонкого поликристаллического поверхностного слоя на ленты аморфных сплавов способны изменить (повысить или понизить) температуру отпускной хрупкости сплавов на основе железа и кобальта.
Существует физически обоснованный критерий предсказания температурно-временной стабильности склонности к пластическому течению промышленных аморфных сплавов в климатическом интервале температур.
Склонность к отпускной хрупкости аморфных сплавов Fe-Ni-B не связана с природой фаз, возникающих на стадии первичной нанокристаллизации.
Механические свойства аморфных материалов
Разобранными выше случаями не ограничивается многообразием моделей аморфных структур, которые, как правило, позволяют авторам успешно объяснить результаты своих экспериментов, но мало пригодны для объяснения других явлений. Пока лишь надежно установлено, что в аморфных металлах и сплавах имеется ближний порядок и аморфная структура напоминает по существу разрыхленную кубическую гранецентрированную структуру со средним числом ближайших соседей, равным 11-13.
При рассмотрении вопросов структуры лент из аморфных металлов и сплавов, учитывая их уникальные магнитные и механические свойства, нельзя обойти вниманием и их недостатки, зачастую, сказывающиеся и на структуре.
Один из главных - неоднородность физических свойств по длине и даже по сечению ленты. Эта неоднородность нивелируется после термической обработки ленты при температуре на (100 - 10) 50К ниже температуры кристаллизации соответствующего сплава. Как правило, условие термической обработки выбирают таким, чтобы в аморфной матрице не происходило зарождение кристаллов.
Аморфное состояние металлов и сплавов является метастабильным состоянием, поэтому существуют термодинамические стимулы перехода его в кристаллическое состояние. Для осуществления такого перехода необходимо повысить температуру и ускорить, таким образом диффузионные процессы.
Процесс перехода аморфной фазы в кристаллическую связан с преодолением энергетического барьера. Энергия активации этого процесса зависит от природы кристаллизующейся фазы. Очень часто переход от аморфного состояния к стабильному кристаллическому проходит через ряд метастабильных состояний. От того, какое из этих состояний реализуется в данных условиях будет зависеть экспериментально определяемая температура начала кристаллизации.
Для получения сопоставимых данных по термической стабильности различных аморфных материалов температура кристаллизации определяется обычно в стандартных условиях (например, при непрерывном нагреве со скоростью 0,1 - 0,3 К/с). В значительной степени температура кристаллизации аморфного сплава зависит от степени легирования сплава и природы легирующих элементов.
Процессы перехода аморфной фазы в кристаллическую наиболее подробно изучены в сплавах Pd-Si, в которых при повышении температуры обнаружены следующие стадии превращения [4]: 1. Подготовительная стадия, связанная с некоторым упорядочением в расположении атомов аморфной фазы и образованием сильно пересыщенного твердого раствора. 2. Появление внутри аморфной матрицы небольших кристаллов палладия с гранецентрированной кубической структурой. 3. Образование сложной упорядоченной метастабильной фазы. 4. Распад метастабильной фазы на смесь равновесных фаз и их укрупнение. Возвращаясь к процессам, происходящим в ленте аморфного материала, можно отметить, что принципиально достижимо бесконечное число метастабильных состояний в закаленных (в нашем случае, быстро охлажденных из расплавленного состояния) металлах и сплавах, которым будет соответствовать та или иная структура в пределах аморфного состояния. Отсюда следует, что различие в скоростях закалки соседних микрообъемов ленты приводит к различию в структуре этих объемов и, как следствие, - к неоднородности физических и механических свойств в лентах. Если бы могли проводить, например, измерения температуры Кюри в микрообъемах ленты ферромагнитного аморфного сплава, то обнаружили бы существенное различие значений температуры Кюри в зависимости от того, в каком месте по сечению ленты расположен выбранный нами объем. Более того, проводя циклическую термообработку ленты и измеряя свойства в ней, мы увидим, что некоторые свойства изменяются обратимо от цикла к циклу. Это, например, изменение удельной теплоемкости, модуля упругости, внутреннего трения, электросопротивления, температуры Кюри, индуцированной магнитной анизотропии, магнитного последействия, температуры сверхпроводящего перехода. Другие свойства, например, уменьшение диффузионной подвижности атомов и хрупкость ленты носят необратимый характер. Отметим, что в зависимости от "тепловой" предыстории лент обратимые свойства могут перейти в разряд необратимых. Как обратимое, так и необратимое изменение физических свойств, связано с атомной перестройкой в объемах ленты в процессе термической обработки. Именно термическая обработка, т.е. изменение ближнего порядка и является сущностью структурной т перестройки. Образно говоря, атомную структуру аморфного сплава можно сравнить с мгновенной фотографией расположения атомов в жидкости, причем эта "фотография" отражает не только флуктуации ближнего порядка, свойственные жидкостям вообще, но и направленную, силовую перестройку атомов, связанную с направленностью процесса закалки.
Методы механических испытаний аморфных сплавов (литературный обзор)
Аморфные сплавы характеризуются тем, что их прочность близка к теоретической. Ниже это показано на некоторых примерах. Отношение модуля Юнга к пределу текучести для некоторых аморфных сплавов Ni-Fe-Cr-P-B, Fe-P-C-B, Fe-B, Pd-Ni-P равны соответственно 52, 54, 45 и 59. Малое значение этого отношения определяется, с одной стороны, более высоким значением предела текучести (по сравнению с кристаллами), так как в аморфных сплавах, естественно, отсутствует дислокационное течение и, с другой стороны, более низкими (примерно на 30-50%) значениями энергии разрушения. Интересно отметить, что модули объемного сжатия в аморфном и кристаллическом состояниях различаются в гораздо меньшей степени (всего лишь на 5-10%), причем для аморфных сплавов выполняется отношение модуля объемного сжатия к модулю упругости равное приблизительно пяти, что отражает дальнодействующую природу металлической связи в аморфном состоянии. Коэффициент Пуассона аморфного сплава близок к 0,4 и занимает промежуточное положение между кристаллическими переходными металлами (0,3) и жидкостью (0,5).
Низкие модули Юнга и модули сдвига отражают, по существу, характерную для аморфного состояния неупорядоченность внутренних атомных смещений, которые происходят при прохождении упругого импульса через материал. Наибольшее значение модуля Юнга (16,5 МПа) зарегистрирован для сплавов, содержащих в качестве амортизатора бор. Обращает на себя внимание наличие четкой линейной связи между значениями энергии разрушения и твердости [7]. Твердость (прочность) аморфных сплавов растет с увеличением разницы номеров групп периодической системы Д.И. Менделеева или номеров ее периода для основного металлического компонента и других элементов сплава. Одновременно растет и тенденция к охрупчиванию вследствие увеличения сил взаимодействия между атомами элементов, входящих в состав аморфных сплавов. Как показывали эксперименты, прочность аморфных сплавов линейно связана с различием в величине электроотрицательности атомов основного и легирующего элементов, а также металлоида и атомов легирующего элемента.
При температурах, соответствующих гетерогенной деформации, величина предела текучести не обнаруживает температурной зависимости, точнее, ее температурная зависимость аналогична температурной зависимости энергии разрушения. Однако, недавно появились сведения об обнаружении в области температур жидкого азота заметной температурной зависимости предела текучести, близкой к температурной зависимости, характерной для кристаллов с ОЦК - решеткой и природа этого явления пока не установлена.
В области гомогенного течении наблюдается резкая температурная зависимость предела текучести, что свидетельствует о термоактивационнои природе пластической деформации аморфных сплавов. Вследствие высоких значений предела упругости и практически одновременного течения и разрушения аморфных сплавов могут выдерживать очень большое число циклов нагружения (600 и более), будучи под нагрузкой, составляющей около 10% от предела прочности. Практически пределы выносливости для надрезанных образцов аморфных сплавов на основе Fe - Ni соизмеримы с соответствующими величинами для сталей, а долговечность аморфных сплавов примерно в 3 раза выше, чем сталей с сопоставимыми значениями прочности. Усталость аморфных сплавов имеет циклическую, а не временную, как у кристаллов, зависимость.
Необходимо отметить и такое важное качество лент из аморфных сплавов, как биаксильность, т.е. равную прочность как вдоль, так и поперек продольной оси ленты.
При достижении определенной температуры предварительного отжига Тх в пределах устойчивости аморфного состояния (Гх Гк) некристаллические сплавы полностью или частично становятся хрупкими при комнатной температуре. Это явление потери пластичности аморфных сплавов имеет не только чисто научный, но и большой практический интерес. Именно оно в значительной мере ограничивает температурный интервал термической обработки промышленных сплавов, который, например, в случае магнитно-мягких аморфных сплавов должен охватывать область температур, близких к значению Тк.
На рис. 1.2 показана типичная сериальная кривая охрупчивания, полученная в результате механических испытаний на изгиб при комнатной температуре для аморфного сплава Fe—В, прошедшего отжиг при различных температурах. Видно, что катастрофическое охрупчивание наступает в очень узком температурном интервале отжига, где значение параметра Є/ (пластичность при испытании на изгиб) изменяется от единицы практически до нуля. Это дает нам право говорить о критической температуре охрупчивающего отжига Гх, точное значение которой соответствует снижению значения Є/ в два раза относительно исходного.
Более точные измерения показали [26], что пластичность ленты аморфного сплава после столь резкого скачка остается хотя и низкой, но ненулевой и существует вторая стадия скачкообразного снижения пластичности при более высокой температуре предварительного отжига. За температуру Тх обычно принимают температуру отжига, после которого происходит низкотемпературное, гораздо более существенное охрупчивание, которое показано на рис. 1.2.
Наиболее часто используемый для описания этого явления термин temper embrittlement — температурное охрупчивание — не совсем точно передает суть происходящего. Представляется более удачным называть это явление отпускной хрупкостью аморфных сплавов, имея в виду весьма близкую аналогию между хрупкостью, возникающее при термических воздействиях в аморфных сплавах, и не обратимой отпускной хрупкостью в кристаллических сталях [27].
Температурно-временные воздействия выплавка, закалка из расплава и термическая обработка аморфных сплавов
При получении информации о механических характеристиках аморфных сплавов следует принять во внимание ряд обстоятельств. Они накладывают определенные и весьма значительные ограничения на конкретные методики достоверного анализа предела прочности, предела текучести, ударной вязкости, пластичности и ряда других свойств. К факторам, учет которых необходим, относятся следующие: 1. Высокие абсолютные значения пределов упругости, текучести и прочности. 2. Неустойчивый характер течения при активном нагружении, связанный с отсутствием деформационного упрочнения. 3. Наличие двух принципиально различных механизмов пластического течения, проявление которых определяется температурой и скоростью деформации, а также схемой напряженного состояния в очаге деформации. 4. Малое отношение толщины к ширине измеряемых ленточных образцов, полученных закалкой из расплава (это приводит к появлению масштабного фактора и заметному влиянию состояния поверхности ленточных образцов). 5. Существенное влияние на механические свойства "предыстории" исследуемых образцов (параметры получения, термическая обработка), а также малых количеств примесей.
К настоящему времени предложено несколько методов механических испытаний аморфных ленточных материалов. Как и в случае кристаллических материалов, широкое распространение получили испытания на одноосное растяжение, поскольку они, в принципе, могут дать обширную информацию, как о прочностных, так и о пластических свойствах аморфных сплавов. Основная трудность заключается в том, что энергия реализуемой при активном растяжении пластической деформации меньше упругой энергии, сосредоточенной в испытательных машинах обычного типа, что приводит в процессе одноосного растяжения к катастрофическому разрушению [16].
Вероятность катастрофического разрушения зависит от запаса упругой энергии в деформирующей системе и пропорциональна величине (m/k) , где тик — соответственно эффективная масса и жесткость испытательной машины. Более массивная нагружающая система, хотя и увеличивает продолжительность нестабильного течения, но делает его начало более затруднительным. Для получения информации следует исходить из того, что в системе образец—машина жесткость машины должна быть, по крайней мере, на два порядка выше жесткости собственно образца. В этом смысле жесткость широко распространенных машин типа "Инстрон" составляет 1 - 5 кН/мм, что находится на пределе допустимой жесткости при испытании на одноосное растяжение лент аморфных сплавов. Еще одной проблемой при одноосном растяжении является неравномерность толщины и ширины ленты, а также неровность краев и наличие продольного коробления. Картину испытания может исказить также наличие изгибающего момента вследствие реакции захватов. Наиболее сложную задачу представляет собой определение истинной величины к площади поперечного сечения образца. Сложная и трудоемкая методика определения эффективного поперечного сечения по измерению массы и плотности, ленточных образцов данной длины позволяет установить лишь усредненное значение поперечного сечения. При этом, естественно, не удается учесть локальные флуктуации толщины, которые могут достигать 10 - 20 %, не говоря уже о локальных флуктуациях плотности.
Наконец, используя одноосное растяжение, практически невозможно получить важную для аморфных сплавов зависимость предела текучести от температуры предварительного отжига, так как большинство сплавов после такой обработки (начиная с определенной температуры) разрушается макроскопически хрупко, не достигнув предела текучести.
Несмотря на вышесказанное, одноосное статическое растяжение является основным методом механических испытаний аморфных сплавов в виде ленты и проволоки. На рис. 2.2 представлены типичные кривые напряжение—деформация, полученные для аморфных сплавов. На рис. 2.2, а представлена кривая, полученная для номинальных значений напряжения и относительной деформации (т.е. для таких, которые получены при использовании в расчетах первоначального поперечного сечения образца). На рис. 2.2, б показана кривая, рассчитанная для истинного напряжения и деформации (т.е. для параметров, отнесенных к меняющемуся в процессе деформации поперечному сечению). Из рис. 2.2 видны основные закономерности механического поведения аморфных сплавов: высокое значение предела упругости и ат, отсутствие деформационного упрочнения и невысокая, ненулевая макроскопическая пластичность. Следует отметить, что кривые на рис. 2.2 получены при комнатной температуре, когда в аморфном сплаве развиваются процессы негомогенного пластического течения.
Некоторые сплавы с высоким содержанием палладия (Pd—Si, Pd—Си— Si) имеют относительно низкую критическую скорость закалки из расплава (103 - 104 град/с), и аморфные сплавы соответствующего состава удается получить в виде стержней диаметров 1 - 2 мм [17]. Для таких сплавов, следовательно, могут быть проведены испытания на одноосное сжатие. Кривая течения имеет в этом случае такой же вид, как и при одноосном растяжении (см. рис. 2.2), но величина ат при этом немного меньше, что является, по-видимому, следствием слабого эффекта гидростатического сжатия. Интересно отметить, что массивные образцы, полученные холодным компактированием аморфных порошинок, также имеют при испытании на сжатие кривую течения, показанную на рис. 2.2 [18].
Влияние предварительных температурно-временных воздействий на температуру отпускной хрупкости аморфных сплавов
Метод, несколько снижающий трудности, возникающие при одноосном растяжении лент аморфных сплавов, предложен в работе [19]. Он заключается в проведении усталостных испытаний при циклическом нагружении. При этом в ходе испытания на постоянную действующую на образец силу F дополнительно накладывается периодическая во времени сила с амплитудой Д/% имеющей пилообразную (треугольную) форму. При этом используют параметр усталостного воздействия S = AF/(FP - F), сравниваемый с числом циклов до разрушения N. При такой схеме испытаний параметр S не зависит от площади поперечного сечения образца. Это, безусловно, повышает точность установления искомого параметра, но сам по себе этот параметр характеризуется некоторой относительной величиной, которая не дает оснований проводить сравнение усталостных характеристик различных сплавов. В связи с этим, несмотря на всю привлекательность, применимость подобной методики весьма ограничена.
Следует отметить, что существенным недостатком всех описанных выше методик, так или иначе основанных на методе одноосного растяжения, является значимое влияние поверхности ленточных образцов, качество которой может изменяться как по длине, так и по ширине ленты [20]. Различные методы обработки краев ленты (механическая или химическая полировка, обрезка) приводят к изменению величины стт до 30 % [21]. Механизм влияния подобных воздействий пока что не совсем ясен, поскольку внешне идентичное варьирование ширины ленты различными способами (например, полировкой и обрезкой) приводит к существенно различным изменениям, как измеряемых механических свойств, так и к разбросу их значений от образца к образцу. В частности, среднеквадратичное отклонение величины ат увеличивается почти в два раза при обрезке ленты по сравнению с ее полировкой. Возможно, процесс полировки инициирует низкотемпературную структурную релаксацию и оказывает какое-то влияние на структурное состояние образца аморфного сплава. Возможно также, что различный способ обработки кромок по-разному влияет на вероятность появления концентраторов напряжений, которые оказывают весьма существенное влияние на развитие процессов катастрофического разрушения в процессе одноосного растяжения.
Существует еще одно явление, сопровождающее испытания аморфных ленточных материалов на одноосное растяжение. Оно заключается в том, что значение напряжения разрушения закономерно зависит от ширины испытываемых ленточных образцов. При этом, чем шире ленточный образец, тем ниже напряжение разрушения, которое при определенном значении ширины может оказаться ниже предела текучести и разрушение становится макроскопически хрупким. Подобная зависимость может быть объяснена двояко. С одной стороны, по мере увеличения ширины ленточных образцов возрастает вероятность существования "опасного" концентратора напряжений или макродефекта на поверхности или в глубине образца. С другой стороны, в основе зависимости тр(7) лежит механика поведения системы образец—машина в условиях неустойчивости, возникающей в-у-; аморфных сплавах при одноосном растяжении. По-видимому, неустойчивость системы растет по мере увеличения t. Таким образом, проблема ждет еще своего корректного физического решения.
Механические испытания на разрыв используют также для определения вязкости разрушения [22]. Эксперименты проводят на ленточных образцах с надрезом, причем силу прикладывают к краям надрезанной ленты. Испытания проводят при одноосном растяжении с фиксацией кривой нагрузка—удлинение. При малой скорости деформирования происходит процесс установившегося разрушения, когда движение трещины реализуется с постоянной скоростью и в пределе при постоянной нагрузке. При большой скорости деформирования наблюдается разрушение типа "старт—остановка", когда движение трещины происходит как бы скачками при соответствующих "зубцах" на кривой разрыва.
Энергию разрыва Г при такого рода испытании можно представить в где F — сила, необходимая для создания катастрофического разрыва; / — толщина ленты. Это простое уравнение отражает по существу тот факт, что вся работа, выполняемая силой F, идет на процесс разрыва: на деформацию материала в окрестности основания магистральной трещины и на образование новых поверхностей раздела.
С помощью методики разрыва ленточных образцов с надрезом [22] удается проследить не только скоростную зависимость энергии и характера разрушения, но и температурную зависимость энергии разрыва Г. Наблюдается довольно резкое возрастание Г по мере перехода в область отрицательных значений температуры испытаний которых удаётся в той или иной степени извлечь достоверную информацию о прочности и пластичности аморфных сплавов. Наиболее простыми и доступными являются методики, связанные с «заневоливонием» ленточных образцов в тороидальных оправках различного диаметра [23]. Фиксируя после заневоливания остаточную деформацию и рассчитывая по приближенной формуле степень деформации при заданном диаметре оправки, можно получить достаточно точную информацию о пределе упругости и менее точную информацию о пределе текучести аморфных сплавов.
Похожие диссертации на Влияние дестабилизирующих воздействий на механические свойства аморфных сплавов
