Экспериментальное и аналитическое исследование неоднородной деформации аморфных и нанокристаллических металлических сплавов при нагреве Текст научной статьи по специальности «Физика»

УДК 539.3

DOI: 10.20310/1810-0198-2016-21 -3-734-741

ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНОЕ И АНАЛИТИЧЕСКОЕ ИССЛЕДОВАНИЕ НЕОДНОРОДНОЙ ДЕФОРМАЦИИ АМОРФНЫХ И НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ СПЛАВОВ ПРИ НАГРЕВЕ

© А.Д. Березнер, В.А. Федоров, Т.Н. Плужникова, С.В. Васильева

Тамбовский государственный университет им. Г.Р. Державина, Тамбов, Российская Федерация,

e-mail: feodorov@tsu.tmb.ru

Проведены исследования деформационного разрушения аморфных сплавов на основе кобальта и нанокристал-лического сплава на основе железа при испытаниях на ползучесть в температурном интервале от 300 до 1023 К. Исследована ползучесть предварительно отожженных аморфных и нанокристаллического сплавов в аналоги ч-ных условиях. На кривых ползучести всех видов сплавов были выявлены скачки деформации и затухающие колебания. Показано, что деформационное разрушение аморфных сплавов при испытаниях на ползучесть является вязким в отличие от нанокристаллического сплава на основе железа. Построены профилограммы деформационного поверхностного рельефа лент. Установлен аналитический вид кривой ползучести для всех исследованных сплавов.

Ключевые слова: ползучесть; аморфные металлические сплавы; нанокристаллические сплавы; кривая ползучести; неньютоновское течение; сдвиговая деформация.

ВВЕДЕНИЕ

Исследование процессов, протекающих в аморфных и нанокристаллических металлических образцах, представляет интерес ввиду наличия у этих материалов уникальных магнитных и механических свойств по отношению к кристаллическим металлам. Известно, что в процессе нагрева аморфных и нанокристалличе-ских металлов их структура способна перестроиться и, следовательно, могут измениться вышеуказанные свойства. Несмотря на наличие работ [1-3], направленных на поиск опорных параметров состояния механической деформации, явное установление их связи со структурой материала осложнено неоднозначностью моделей, в рамках которых они были предложены. Чаще всего рассматриваются три модели, применяющиеся для качественного описания процессов, протекающих в аморфных металлических сплавах. К ним относятся: модель свободного объема [4], модель структурной релаксации [5], жидкостная модель [6]. В рамках данных моделей присутствуют величины, связанные с параметрами деформации: вязкостью, вели-

чиной относительной деформации при ползучести. Однако ввиду отсутствия явного вида функции удлинения применение имеющихся моделей затруднено. В связи с этим целью работы является: экспериментальное и аналитическое исследование деформационного поведения аморфного и нанокристаллического металлических сплавов при комбинированном воздействии температурного поля и постоянной нагрузки для образцов, находящихся как в исходном состоянии, так и после отжига.

МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЙ

В экспериментах использовали аморфные металлические сплавы на основе кобальта и нанокристалличе-ский сплав на основе железа, элементный состав которых представлен в табл. 1.

Объектами исследования служили ленточные образцы размером 50x3,5x0,02 мм. Предварительно нагруженные образцы нагревали в печи при температурах от 300 до 1023 К. Скорость нагрева поддерживали постоянной ~ 1 К/с. Также проводили нагружение при

Таблица 1

Элементный состав сплавов

Alloy Co, % Fe, % Ni, % Si, % Mn, % B, % Cr, % Cu, % Nb, %

AMAG-170 70,4 4,7 10,4 9 2,1 2 1,3 - -

AMAG-179 78,1 3,31 8,1 5,4 1,6 2 1,31 - -

AMAG-180 78,6 4,03 4,7 7,22 1,8 2 1,49 - -

AMAG-183 82,6 2,21 - 7,77 4,1 2 1,14 - -

AMAG-186 85,41 2,27 - 5,15 4,0 2 1,1 - -

AMAG-200 - 80,22 - 8,25 - - - 1,44 10,09

постоянных температурах, не превосходящих температуру кристаллизации исследуемых сплавов. Температуру образца фиксировали лазерным пирометром Testo-845. Удлинение образцов измеряли триангуляционным датчиком, рельеф поверхности лент фиксировали профилометром Wyko NT 9080 (длина волны излучения X = 670 нм). Для определения кристалличности структуры выполняли исследования на дифрактометре Rigaku Ultima IV. Тепловые эффекты при нагреве регистрировали дифференциально сканирующей калориметрией. Предварительный отжиг лент производили в печи при температуре 673 К, в течение 10 мин.

ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

Ползучесть в переменном температурном поле

Экспериментально установлено, что при нагреве в температурном интервале 300-1023 К, при постоянной нагрузке кривая нагружения является гладкой. В ряде случаев наблюдали скачки деформации (рис. 1).

Величина среднего значения необратимых скачков деформации составляет не более 1 % от общего удлине-

Рис. 1. Температурно-временная зависимость удлинения образца АМАГ-186. Аналогичный вид имеют кривые деформации нанокристаллических лент. На вставках представлены участки скачкообразного увеличения деформации

ния образца и превосходит величину погрешности лазерного триангуляционного датчика на три порядка. Отмечено, что большинство скачков деформации сменяется затухающими колебаниями на кривых деформации.

Для отделения колебательной составляющей от скачков деформации проводили расчет частот колебаний, генерируемых воздействием тарированной импульсной нагрузки. При этом скачки деформации не возникали. Частота колебаний в среднем составляет 6 Гц. С ростом температуры нагрева, в интервале от 300 до 800 К, меняется жесткость образцов и возрастает частота колебаний, вызванных тарированной импульсной нагрузкой. При дальнейшем повышении температуры до значения 1023 К наблюдали снижение частот вынужденных колебаний, которое вызвано увеличением пластической деформации, поглощающей энергию колебаний. Результаты Фурье-анализа показали совпадение частот колебаний, вызванных тарированной импульсной нагрузкой и частот остаточных колебаний, инициированных скачком деформации. Это позволяет сделать вывод о том, что затухающие колебания на кривых деформации связаны с системой груз-образец. Появление скачков деформации может быть связано с развитием локализованных полос сдвига.

Методами дифференциальной сканирующей калориметрии установлены температуры кристаллизации аморфных сплавов (Тсгу5,) и показано, что скачки деформации возникают преимущественно вблизи пиков завершенной кристаллизации сплавов (рис. 2).

Рентгенографические исследования лент показали, что при температурах до 600 К наблюдается гало, с ростом температуры свыше 650 К - наблюдаются дифракционные максимумы, соответствующие процессам кристаллизации (рис. 3).

а)

Рис. 2. Термограмма металлического стекла: АМАГ-180. Вертикальными пунктирными прямыми отмечены интервалы температур, в которых наблюдали скачкообразную деформацию

б)

Рис. 3. Дифрактограммы сплава АМАГ-180 после нагрева: а) до Т = 300 K; б) до Т = 700 К

I

0J мм

Рис. 4. Область образования полос сдвига при деформации (отмечена стрелкой). Произведено индентирование, приводящее к образованию полос сдвига у основания «пирамиды». Полосы, распространяющиеся от следа индентора, пересекают полосы в вершине надреза. Это исключает возникновение трещины в области образования полос

Было проведено физическое моделирование процесса скачкообразной деформации. Для этого в образце делали краевой надрез глубиной 0,9 мм и проводили испытания на ползучесть по описанной выше методике. Показано, что краевой надрез приводит к стабильному возникновению скачков деформации на графике зависимости е(Г). Скачки проявляются в определенном интервале температур, с образованием полос сдвига из вершины надреза (рис. 4).

Скачки деформации, связанные с надрезом-концентратором, также сопровождаются затухающими колебаниями.

Образование локализованных полос сдвига в образцах без надреза, по-видимому, связано с зародышами кристаллов в интервале температур кристаллизации. Последние могут выступать в роли концентраторов неоднородно распределенного механического напряжения, вызывая тем самым ускоренное развитие полос сдвига, что приводит к появлению скачков деформации на кривых ползучести.

Разрушение аморфных и нанокристаллического сплавов в переменном температурном поле

Аморфный сплав АМАГ-180 подвергали испытаниям на ползучесть. При этом образец деформировали на величину 8 = 70 % или доводили до разрушения. Аналогичные испытания проводили на нанокристалличе-ском образце АМАГ-200.

Разрушение образов на основе кобальта носит вязкий характер, сопровождается значительным удлинением и продольным гофрированием лент (рис. 5а). Толщина образца в зоне утяжки составляет ~ 1 мкм, а ширина ~ 1,6 мм. Образцы нанокристаллического сплава на основе железа разрушаются хрупко (рис. 5б).

Установлено, что амплитуда рельефа между впадинами и возвышенностями при гофрировании достигает 20-25 мкм (рис. 6). Образование складок, по-видимому, связано с явлением неустойчивости при деформации тонких лент.

Влияние предварительного отжига на процесс ползучести в температурном поле

Экспериментально установлено, что сплав АМАГ-180 деформируется с меньшей скоростью в сравнении с остальными образцами. Этот результат может быть

объяснен в рамках энергетического подхода. Поскольку скорость деформации зависит от энергетического состояния сплавов, то структура лент АМАГ-180 изначально находится в более устойчивом состоянии по отношению к другим образцам (рис. 7а). Отожженные аморфные и нанокристаллический сплавы находятся в менее устойчивом состоянии относительно аналогичных сплавов, не прошедших отжиг (рис. 7б). Предварительная термическая обработка аморфного сплава АМАГ-180 переводит структуру сплава в менее устойчивое состояние - сплав становится более податливым ползучести.

Таким образом, предварительная термическая обработка аморфных лент (кроме АМАГ-180) приводит к кристаллизации образцов и изменяет величину потенциального барьера систем, что обеспечивает снижение скорости их ползучести.

б)

Рис. 5. Внешний вид образцов после разрушения: а) АМАГ-180; б) АМАГ-200

У"----------X у -------f---- У

V V

Рис. 6. Профилограмма поверхности образца АМАГ-180, снятая в поперечном к нагрузке направлении после разрушения при Т = 1023 К

а)

б)

Рис. 7. Общий вид потенциальных кривых: а) исходных сплавов; б) отожженных сплавов. Пунктирная кривая - потенциальный барьер систем аморфных и нанокристаллического сплавов (за исключением сплава АМАГ-180); непрерывная кривая - потенциальный барьер системы сплава АМАГ-180. Т0 - комнатная температура; Ткр - температура кристаллизации лент

Предварительный отжиг вызывает в аморфных сплавах структурные перестройки, переводя систему в более устойчивое состояние. Образующиеся при этом кристаллы замедляют процесс деформации. Дальнейшая термическая обработка завершает перестройку, усиливая при этом кристаллизацию. В нанокристалли-ческом сплаве границы зерен также препятствуют ускоренной деформации. Отжиг сплава АМАГ-200 вызывает очаговый рост зерен.

Ползучесть аморфных и нанокристаллического металлических сплавов в постоянном температурном поле

Установлено, что при фиксированной нагрузке и постоянной температуре образцы аморфных сплавов заметно деформируются лишь при достижении критической температуры (623-663 К). Нанокристаллический

образец разрушается хрупко, без наличия удлинения. Вариация величины статичной нагрузки и температуры позволяет установить связь между данными параметрами и скоростью деформации образцов. При этом зависимость величины относительной деформации от времени остается прежней. Показано (рис. 8), что в процессе ползучести осуществим линейный механизм деформации аморфных образцов.

Отмечено, что в условиях одноосного механического нагружения, при наличии линейной ползучести преимущественно возникает сдвиговая деформация.

АНАЛИТИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫХ ДАННЫХ

Ползучесть в переменном и постоянном температурном поле

Установлено, что для всех экспериментальных кривых возможен подбор гиперболической зависимости вида:

х(^) = х0 + -

а

Б2 - Ы '

(1)

где х0 - начальное показание датчика; С, В - аналитические параметры, имеющие фиксированные значения; Г - время деформации.

Время Г может быть определено через начальные условия эксперимента (скорость и температуру нагрева), в виде линейного соотношения:

/ = -

Т - Тп

V

(2)

где Т0 - температура начала эксперимента (~ 293 К); Т - температура нагрева образца.

Зависимости (1) и (2) позволяют установить связь между нагревом и удлинением лент:

х(Т) = хо +

С • (Т - Т,)

0 + _5-

Б 2V - БТ + БТ

(3)

Рис. 8. Характерная кривая ползучести аморфного образца при испытаниях на ползучесть при постоянной температуре

Соответствие между аналитически предложенной функцией (1) и статистическими данными, полученными в эксперименте, проверялось с помощью ковариа-ции и коэффициента корреляции. Было рассчитано значение коэффициента корреляции данных г, которое имеет величину: 0,9 < г < 1 (гтах = 0,9972). Значения х(Г), отдельно рассчитанные по формуле (1), в максимально точном случае совпадают с экспериментальными (табличным) данными на 99,97 % (с точностью до приборной погрешности триангуляционного датчика ± 0,001 мм). Таким образом, применение корреляционного метода к выражению (1) и экспериментальным данным является адекватным, и предложенная формула (1) действительно описывает процесс ползучести в масштабе, для которого этот процесс имеет смысл (масштабы континуальной механики). При анализе зависимости (1) был установлен физический смысл величины В - она принимает значения времени, при котором происходит разрыв ленты, и ее величина зависит от начальных условий эксперимента (качества образца и др.), а также от режима нагрева. Анализ размерности величины С показал, что данный параметр

является коэффициентом с размерностью м-с и его значения зависят только от начальных условий эксперимента. При наличии скачков деформации на кривых ползучести ход кривой после скачков остается прежним относительно параметра С - график сдвигается вдоль оси ординат с сохранением вида, аналогичного исходному, момент разрушения В варьируется на малую величину. Скачки деформации по отношению к зависимости (1) являются возмущениями, приводящими к переходу между элементами функциональной последовательности - возможных кривых ползучести хп(г).

Для достижения цели, поставленной в работе, проводили дополнительную экспериментальную проверку, позволяющую оценить адекватность использования величин С и В. Оценивали чувствительность этих параметров к влиянию предварительной термической обработки и варьированию скорости нагрева. Экспериментальные кривые интерполировали аналитической зависимостью (1) с подбором соответствующих значений коэффициентов так, чтобы интерполяционная точность, рассчитанная с помощью коэффициента корреляции, имела наперед заданное значение 99,97 %. Затем для каждой серии экспериментов были получены значения усредненных величин С и В. Усредненные аналитические кривые, построенные по значениям С и В, соответствуют усредненным экспериментальным кривым, построенным по табличным данным эксперимента. Для дополнительной проверки аналитических уравнений (1) и (3) был проведен прогнозный расчет средней величины удельного сопротивления по закону Ома:

R -

•pdl

U рМ

I

S

(4)

который показал, что удельное сопротивление образцов при ползучести уменьшается и варьируется в интервале значений от 10-4 до 10-5 Ом^м. Производные функции (1) выдерживают проверку на соответствие размерности и прогнозируют значение величины сопротивления. Этот результат подтверждается по методикам мостового и четырехзондового измерений, в интервале сохранения площади поперечного сечения образца, соответствующего докристаллизационному интервалу температур.

Таким образом, уравнения (1) и (3), а также их производные вместе с входящими в них параметрами С и В не только описывают процесс ползучести, но также позволяют прогнозировать поведение величин, не входящих в первоначальное рассмотрение.

Из литературы [7] известно, что деформация аморфных образцов является негомогенным процессом, что может свидетельствовать об отсутствии ньютоновского течения в процессе ползучести. Наличие негомогенной деформации позволяет провести проверку практической применимости уравнения (1) посредством альтернативного доказательства отсутствия ньтоновского течения в структуре аморфных сплавов при воздействии переменного температурного поля. Расчет выполняли согласно предположению о наличии чистого сдвига в процессе ползучести. Данная гипотеза выдвигается в работе [6]. Известно, что вязкость ньютоновских и неньютоновских жидкостей различается по функциональному виду [8]. Это условие позволяет

оценить применимость функции вязкости для исследования внутренних процессов, протекающих в сплавах, рассматриваемых в работе. Согласно классическому подходу, вязкость ньютоновской жидкости с наличием внутреннего трения находится из уравнения:

т

л = - =

У

(5)

где х - касательное механическое напряжение; у -скорость относительной деформации образца.

Если уравнение (5) не выполняется, то рассматриваемые сплавы не могут считаться ньютоновскими растворами. Поскольку процесс ползучести, исследуемый по методике данной работы, является термоакти-вируемым, то скорость деформации является функцией температуры и, следовательно, связана с вязкостью, что является недопустимым условием для наличия ньютоновского течения [8]. Вязкость (5) является только функцией температуры и не может быть рассчитана по данным эксперимента ползучести ввиду постоянного изменения угла наклона у графика функции х(у), которая должна быть прямой линией с фиксированным углом наклона.

Однако особенности процесса ползучести позволяют предположить наличие псевдопластического или тиксотропного течений в исследуемых образцах. При этих предположениях деформация может протекать согласно степенному реологическому закону псевдопластического течения:

т(у) = ц- (У)"

(6)

где ц - мера консистенции сплава, связанная прямой зависимостью с вязкостью.

Неньютоновская вязкость псевдопластического течения может быть найдена в виде:

я-1

(7)

как функция температуры, уменьшающаяся в процессе деформации. В случае присутствия тиксотропного течения сдвиговая нагрузка должна зависеть одновременно от длительности и скорости деформации (как функция двух переменных), однако вязкость материала при тиксотропной деформации не удастся найти явно по причине сложной зависимости между основными реологическими величинами.

Для аналитической проверки сделанных выше предположений производили непосредственные подстановки в (5) и (6) производной функции от выражения (1) в относительной, безразмерной форме, с помощью дополнительного уравнения связи:

(8)

а также отдельно находили приращение величины х (полученное из уравнения сдвигового течения). Исходя из определения сдвигового напряжения:

т = A;

(9)

x — x

0

а =

x

0

была найдена площадь сдвигового течения образца А, как функция от удлинения и среднего значения толщины а (с учетом разрыва лент по толщине а , в процессе ползучести):

F mg mg ■z = - = — » x = 2 x0. A ax0 aAx

Это позволяет численно оценить значение вязкости исследуемых образцов при комнатных температурах:

A — a Хл

(10)

В результате, согласно уравнению чистого сдвига (с учетом наличия модуля сдвига О при деформации), была получена зависимость вида:

F г

z — — — G ■ arctg(—),

A xn

(11)

которую можно преобразовать с помощью замены Ax — x - x0 на s к виду:

z — G ■ arctg(s) .

(12)

С учетом сохранения гиперболического вида функции ползучести (1) при дифференцировании было найдено рекуррентное соотношение между удлинением и скоростью относительного удлинения лент:

C

Bxn

(13)

Путем подстановки (13) в (12) было получено окончательное условие неньютоновского течения аморфных лент:

Cy C z(y ) — G ■ arctg(---- ).

x0 Bx0

(14)

При условии малых углов сдвига последнее уравнение можно преобразовать к виду:

Bxn

(15)

Из равенства (14) видно, что зависимость механического сдвигового напряжения ползучести от скорости относительного удлинения носит нелинейный характер и не может быть разрешена к виду (5), а также не имеет вид т(у, ^ - по причине возможности исключения временной составляющей из уравнения (13). Однако из уравнения (14) следует результат наличия псевдопластического поведения материала, следовательно, вязкость может быть найдена из уравнения (7) при малых деформациях:

Л(Г) « (B - ^) « 1011 Па с. aAx V

Полученное значение вязкости совпадает с измеренной по другим методикам величиной.

Таким образом, уравнение (14) аналитически доказывает отсутствие ньютоновского и тиксотропного течений в температурном интервале до значений температуры кристаллизации, в условиях термоактиви-руемой ползучести аморфных сплавов. Аналогичные рассуждения могут быть проведены и для нанокри-сталлического сплава на начальных стадиях деформации, при которых межкристаллическая аморфная структура сохраняет свою фазу. В целом, реологический подход имеет место лишь при сохранении значения величины площади поперечного сечения и малых деформациях. В случае гофрирования и образования деформационной «шейки» классические зависимости применимы с точностью до границы неоднородной деформации, что примерно соответствует первой половине экспериментального графика (рис. 1).

При переходе системы через температуру кристаллизации ползучесть сплавов все более соответствует кривой деформации металлов, и, следовательно, предложенная зависимость (1) позволяет связать фазовый переход металлического стекла в металл единым аналитическим выражением.

При анализе кривых ползучести аморфных образцов, построенных при фиксированной температуре, применимо уравнение (9), которое в случае линейной деформации свидетельствует об отсутствии ньютоновского течения, что может быть проверено по классической методике релаксации напряжения [8]. После снятия нагрузки кривая восстанавливает свою форму таким образом, что этот процесс качественно соответствует случаю запаздывающей упругой деформации (неньютоновское течение). Данный результат соответствует выводу о связи величины сдвиговой деформации со скоростью ползучести при постоянной температуре и линейной деформации: z(y) — >

где величина Gt имеет размерность Пах, однако это противоречит эксперименту. Несмотря на наличие сдвиговой деформации, вязкость не должна возрастать с течением времени.

ВЫВОДЫ

ц(Г) « G.(B -

T - To V

Известно, что О численно равно сдвиговой нагрузке при единичной деформации, т. е. нагрузке вида:

1. Показано, что в переменном температурном поле при ползучести возникают локализованные полосы сдвига, сопровождающиеся скачками относительной деформации в области температур кристаллизации.

2. Полученная аналитическая зависимость ползучести в переменном температурном поле может быть

8 —

)

использована для аналитического исследования этого вида деформации в рамках модели структурной релаксации.

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Csach K., Miskuf J., Jurikova A. Creep behavior of Co-based amorphous alloys // Acta Phys. Pol. 2008. V. 113. P. 91-94.

2. Strombom J., Henderson P., Savage S.J. Creep of amorphous aluminium alloys near the glass transition temperature // Script. Met. et Mat. 1992. V. 27. Р. 1179-1184.

3. Kozikowski P. et al. Relaxation studies of amorphous alloys with creep induced magnetic and structural anisotropy // Script. Mat. 2012. V. 67. Р. 763-766.

4. Tsao S., Spaepen F. Effects of annealing on the isoconfigurational flow of a metallic glass // Acta Metall. 1985. V. 33. Р. 891-895.

5. Granato A. V. Interstitialcy model for condenced matter states of face-centered-cubic metals // Phys. Rew. Lett. 1992. V. 68. Р. 974-977.

6. Vlasak G., Svec P., Duhaj P. Application of isochronal dilatation measurements for determination of viscosity of amorphous alloys // Mat. Sci. and Eng. 2001. V. A. 304-306. Р. 472-475.

7. Luborsky F.E. Amorphous metallic alloys. L.: Butterworths, 1983. 401 р.

8. Wilkinson W.L. Non-Newtonian Fluids. N. Y.; L.: Pergamon Press, 1960. 216 р.

БЛАГОДАРНОСТИ: Работа выполнена при финансовой поддержке фонда РФФИ, грант № 15-01-04553-а, и гос. задания № 2476.

Поступила в редакцию 10 апреля 2016 г.

UDC 539.3

DOI: 10.20310/1810-0198-2016-21 -3-734-741

EXPERIMENTAL AND ANALYTICAL STUDIES OF INHOMOGENEOUS DEFORMATION IN AMORPHOUS AND NANOCRYSTALLINE

METALLIC ALLOYS AT HEATING

© A.D. Berezner, V.A. Fedorov, T.N. Pluzhnikova, S.V. Vasileva

Tambov State University named after G.R. Derzhavin, Tambov, Russian Federation, e-mail: fedorov@tsu.tmb.ru

Research of reformation processes, occurring in Co-based amorphous and Fe-based nanocrystalline alloys was carried at temperature heating from 300 to 1023 K. Creep of amorphous and nanocrystalline alloys, annealed preliminary was researched under similar temperature process. Deformation disturbances and damped harmonic motions were detected on creep curves for all alloys. It has been shown that deformation destruction of amorphous alloys is viscous compared to Fe-based nanocrystalline alloy at creep tests. Surface pro-filograms of specimens have been plotted after deformation. Analytical equation was discovered for all creep curves.

Key words: creeping; amorphous metallic alloys; nanocrystalline alloys; creep curve; non-Newtonian flotation; shear deformation.

REFERENCES

1. Csach K., Miskuf J., Jurikova A. Creep behavior of Co-based amorphous alloys. Acta Phys. Pol., 2008, vol. 113, pp. 91-94.

2. Strombom J., Henderson P., Savage S.J. Creep of amorphous aluminium alloys near the glass transition temperature. Script. Met. et Mat., 1992, vol. 27, pp. 1179-1184.

3. Kozikowski P. et al. Relaxation studies of amorphous alloys with creep induced magnetic and structural anisotropy. Script. Mat., 2012, vol. 67, pp. 763-766.

4. Tsao S., Spaepen F. Effects of annealing on the isoconfigurational flow of a metallic glass. Acta Metall., 1985, vol. 33, pp. 891-895.

5. Granato A.V. Interstitialcy model for condenced matter states of face-centered-cubic metals. Phys. Rew. Lett., 1992, vol. 68, pp. 974977.

6. Vlasak G., Svec P., Duhaj P. Application of isochronal dilatation measurements for determination of viscosity of amorphous alloys. Mat. Sci. and Eng., 2001, vol. A. 304-306, pp. 472-475.

7. Luborsky F.E. Amorphous metallic alloys. London, Butterworths, 1983. 401 p.

8. Wilkinson W.L. Non-Newtonian Fluids. New-York, London, Pergamon Press, 1960. 216 p.

GRATITUDE: The work is fulfilled under financial support of Russian Fund of Fundamental Research grant no. 15-01-04553-a and state assign no. 2476.

Received 10 April 2016

Березнер Арсений Дмитриевич, Тамбовский государственный университет им. Г.Р. Державина, г. Тамбов, Российская Федерация, аспирант, кафедра теоретической и экспериментальной физики, e-mail: qwert1009@mail.ru

Berezner Arseniy Dmitrievich, Tambov State University named after G.R. Derzhavin, Tambov, Russian Federation, Postgraduate Student, Theoretical and Experimental Physics Department, e-mail: qwert1009@mail.ru

Федоров Виктор Александрович, Тамбовский государственный университет им. Г.Р. Державина, г. Тамбов, Российская Федерация, доктор физико-математических наук, профессор, профессор кафедры теоретической и экспериментальной физики, e-mail: feodorov@tsu.tmb.ru

Fedorov Viktor Aleksandrovich, Tambov State University named after G.R. Derzhavin, Tambov, Russian Federation, Doctor of Physics and Mathematics, Professor, Professor of Theoretical and Experimental Physics Department, e-mail: feo-dorov@tsu.tmb.ru

Плужникова Татьяна Николаевна, Тамбовский государственный университет им. Г.Р. Державина, г. Тамбов, Российская Федерация, кандидат физико-математических наук, доцент, доцент кафедры теоретической и экспериментальной физики, e-mail: pluzhnik@mail.ru

Pluzhnikova Tatyana Nikolaevna, Tambov State University named after G.R. Derzhavin, Tambov, Russian Federation, Candidate of Physics and Mathematics, Associate Professor, Associate Professor of Theoretical and Experimental Physics Department, e-mail: pluzhnik@mail.ru

Васильева Светлана Васильевна, Тамбовский государственный университет им. Г.Р. Державина, г. Тамбов, Российская Федерация, зав. лабораторией кафедры теоретической и экспериментальной физики, e-mail: feodo-rov@tsu.tmb.ru

Vasileva Svetlana Vasilevna, Tambov State University named after G.R. Derzhavin, Tambov, Russian Federation, Head of Theoretical and Experimental Physics Laboratory, e-mail: feodorov@tsutmb.ru