CC BY
58
УДК 669.158.81
ФАКТОРЫ ПОЛУЧЕНИЯ АМОРФНОГО МЕТАЛЛИЧЕСКОГО ВОЛОКНА
ШИЛЯЕВ А. И.
Удмуртский федеральный исследовательский центр УрО РАН, 426067, Ижевск, ул. Т. Барамзиной, 34
АННОТАЦИЯ. В работе определены критерии и факторы, влияющие на способность металлов к аморфизации. Рассмотрены конструктивные особенности установки, скорости фазового перехода расплав - твердое состояние при быстром охлаждении (замораживании расплава), упорядочение (перестроение) атомов в кристалл и стремление системы к беспорядку, на основе критериального подхода стеклообразования и принципов создания аморфных металлических сплавов.
КЛЮЧЕВЫЕ СЛОВА: аморфные твердые вещества, кристаллизация, аморфные металлы, металлические стекла, металлические волокна, быстроохлажденные сплавы.
ВВЕДЕНИЕ
Известно, что получение стеклообразного состояния металлов связано с быстрым переходом в кристаллическое состояние даже при незначительном повышении температуры. Охлаждение при больших скоростях, порядка 105 - 10' К/с, уменьшает подвижность молекул, прежде чем они могут упаковаться в более благоприятное кристаллическое состояние. На основании полученных научных результатов при использовании современного оборудования возможно получение аморфного состояния металла при значительно более высоких температурах отливок. Данная технология исследовалась в Институте механики Удмуртского федерального исследовательского центра Уральского отделения РАН. Физика стеклования до сих пор имеет различные взгляды. Способность к формированию стекла (GFA) - способность сплава, который при плавлении может сформировать аморфную фазу материала, проходя или подавляя кристаллическую фазу во время процесса отвердевания. Это конкурирующий процесс между жидкой фазой и кристаллическими фазами [1, 2]. Одна из фундаментальных и давних проблем аморфных металлов - низкий GFA. Получение стабильных продуктов формирования стекла - это ключ к развитию технологии получения нового аморфного металлического стекла (BMG), материала с превосходящими обычные металлы свойствами.
ПОСТАНОВКА ЗАДАЧИ
Большинство расплавленных металлов при остывании кристаллизуется. При охлаждении расплавленных металлов их атомы располагаются в очень регулярном порядке, называемом кристаллической решеткой. Но если кристаллизация не происходит, атомы располагаются в почти случайном порядке, конечная форма материала - металлическое стекло [3].
Совсем недавно, рассматривая процессы кинетики (темп роста кристаллической фазы, уровень образования ядра или кинетику преобразования структуры), были получены некоторые простые параметры стеклоформирования, которые значительно улучшают понимание этой области исследования [4, 18 - 23]. Здесь показаны некоторые очень простые и важные параметры, которые смогли помочь предсказать стеклообразование сплавов. Все эти параметры используют приведенные температуры перехода, и в одном или нескольких случаях рассматриваются кинетические процессы, темпы роста кристаллов, кинетику преобразования кристаллов.
Следующей группой факторов являются механические свойства металлических стекол. Исследование механических свойств металлических стекол началось в начале 1970-х годов. Металлические стекла искажают упругую деформацию с почти незначительной
пластичностью (0,5 %) и одноосностью. Уязвимость связана с быстрым распространением полосы сдвига. Несколько теоретических моделей деформации были предложены, но чтобы объяснить формирование полос сдвига и их распространение, было довольно трудно их подтвердить из-за ограниченных размеров образцов. Однако, в виду производства металлических стекол в промышленном масштабе, за последние несколько десятилетий, огромные усилия были посвящены теоретическому изучению понимания распространения деформации в этих металлах [4, 24].
РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ
Наименее затратным и эффективным является способ получения аморфного волокна путём вытягивания из расплава - метод экстракции висящей капли расплава (ЭВКР). Общим для получения аморфных материалов является необходимость обеспечения скорости охлаждения не ниже 106 К/с. [5]. Управляя такими параметрами процесса, как скорость вращения теплоприемника, скорость подачи расплава и мощность нагрева, можно формировать волокна эквивалентным диаметром 30 - 80 мкм (длиной более 10 мм). При соответствующем контроле скорости вращения и дебитом расходуемой массы капли расплава, теоретически возможно получение непрерывного металлического волокна. Скорость вращения очень сильно зависит также от состава сплава металла, вязкости и температуры стеклования массы капли. Такое нестабильное состояние твердого металлического сплава называют стекловидным неравновесным состоянием или аморфным состоянием, а температуру, при которой происходит затвердевание, температурой стеклования - Тё, рис. 1. Однако при температуре протекающего процесса ниже температуры плавления - Гпл, в случае подавления кристаллизации, когда жидкость находится в переохлажденном состоянии, вязкость с уменьшением температуры возрастает непрерывно. В частности, изменение вязкости щ переохлажденного металлического сплава с температурой в интервале
4 12 I ■
/7=10 -10"Па-с в достаточно хорошем приближении описывается по формуле:
щ = що ехр [В/ (Г- Г0)], где г/о и В - постоянные, Г - температура протекающего процесса, Го - температура «идеального» стеклования, являющаяся характеристической для данного сплава металла. На рис. 1. показано изменение теплоемкости от температуры при нагревании и быстром охлаждении. В результате фазового перехода расплав - твердое тело при быстром охлаждении (замораживании расплава) создается метастабильное состояние твердой фазы вследствие того, что перестроение атомов в равновесное состояние (релаксация) не успевает завершиться. Свободная энергия атомов не успевает достичь минимума - равновесия. Как известно, равновесную структуру при затвердевании формируют два конкурирующих процесса: упорядочение (перестроение) атомов в кристалл и стремление системы к беспорядку [6].
Титановые волокна методом экстракции висящей капли расплава (ЭВКР) были получены под руководством академика Анциферова В. Н. Схема взаимодействия расплава, из которого получали аморфные волокна, представлена на рис. 2. Оценку влияния параметров процесса получения аморфного волокна производили по одномерной модели, учитывающей остывание расплава на диске-кристаллизаторе [7]. В работе были приняты допущения, которые позволили произвести расчеты с помощью одномерной задачи Стефана.
Рис. 1. Изменение теплоемкости сплава при нагревании и быстром охлаждении: Т - температура стеклования; Тс - температура кристаллизации; Тпл - температура плавления
Область моделирования рассматривается в поперечном сечении непрерывно
нарастающего волокна на поверхности диска-кристаллизатора. Температура фазового перехода постоянна и равна температуре кристаллизации, движениями расплава в области диска пренебрегают, усадка материала при остывании не учитывается, скорость вращения диска условно считается постоянной.
Рис. 2. Экстракция волокна из висящей капли расплава
Фазовый переход из жидкого состояния происходит на границе раздела: £ = S(t). Эта граница разделяет исходную область моделирования на две подобласти: Ь - область, занятая жидкой фазой, температура этой области превышает температуру фазового перехода; £ - область, занимаемая твердой фазой, имеющая температуру ниже фазового перехода. Уравнение энергии выглядит следующим образом:
для твердой фазы -для жидкой фазы -
cs Ps
^ = div(1s gradTs), at
dT
clPl + v grad TL = div(1 L grad TL), at
(i)
(2)
где Cs , Cl - коэффициенты теплопроводности; Ps , Pl - плотности расплава; v - скорость движения расплава в капле; ls , ll - коэффициенты теплоёмкости; Ts T - температурные поля (индекс S относится к стержню, L - относится к капле).
Предположим, что Is , ll = const, пренебрегаем конвективным переносом в жидкой фазе v = 0, уравнения (1) и (2) после преобразования в одномерной модели будут иметь вид:
Щ , d2Ti
Clpl IT~0xT
i = S, L.
(3)
В область моделирования входит поперечное сечение волокна, вращающегося вместе с диском. На границе раздела фаз, т.е. на границе контакта жидкой и твердой сред будут справедливы предположения о равенстве температуры: Ть (х) = Т£ (х). Фазовый переход
сопровождается выделением или поглощением определенного количества тепла, поэтому тепловой поток на границе фазового перехода имеет разрыв и определяется величиной:
l
dTT
l
dT
s
s
= Q,
дх дх
где Q - удельная теплота кристаллизации при фазовом переходе.
Будем считать, что фазовый переход происходит при постоянной температуре Тс. Тогда граница фазового перехода определяется в каждый момент времени следующим образом: Х = £(()={хе О, Т(х,()= Тс} или в другой форме: на границе фазового перехода выполнены условия первого рода в каждый расчетный момент времени (¿), Т(х, ¿) = Тс.
На границе контакта волокна и диска поддерживается температура Тс1^к, от точки контакта «диск-расплав» поддерживается постоянная температура Ттеи.
С учетом сказанного задача принимает следующий окончательный вид:
ЭТ л Э2Т . е Т Эг Эх
Граничные условия:
. ЭТе (х) „ ЭТ (х)
1) Т(х) = Тс, х е е (г) или х = Ть (х) = Те (х); = ®;
2) х е е1 или х = 0; Те (х) = Т^;
3) х е ¿2 или х^да; Ть (х) = Ттеи,
где е1 - точка контакта волокна и диска; £2 - точка на бесконечном расстоянии от контакта диск - расплав.
Факторы, основным из которых является критическая скорость охлаждения расплава, обусловленные стеклообразующей способностью, являются кинетическими, в реальности существует химическое взаимодействие между компонентами сплава. Оценка специфики химического взаимодействия компонентов сплава может дать наиболее обоснованные критерии оценки аморфизующей способности. Результаты численных расчётов позволили дать рекомендации для сечения волокна из титанового деформированного сплава ВТ3-1 (ГОСТ 19807-91).
Химический состав сплава ВТ3-1, в %: Бе - 0,2-0,7; С - до 0,1; - 0,15-0,4; Сг - 0,8-2,0; Мо - 2,0-3,0; N - до 0,05; Т - 85,95±1,05; А1 - 5,5-7,0; 2г - до 0,5; О - до 0,15; Н - до 0,015; прочих примесей - 0,3. Получены следующие численные результаты: расчетный диаметр волокна из сплава ВТ3-1 - 128,824 мкм, средний экспериментальный диаметр - 110 мкм. Различие диаметров составляет 15 %, что соответствует точности инженерных расчетов [8].
В связи с высокой погрешностью необходима дальнейшая оценка влияния параметров процесса для получения более целостной картины процесса. Данные химического анализа показали, что расплав является однородным сплавом на 86 % состоящим из титана. Этим объясняются высокие скорости перехода фазового состояния. Замечено, что в сплавах, содержащих от 20 до 40 % примесей, скорость может оказаться значительно меньшей, поскольку способность металлов и сплавов к аморфизации зависит от их химического состава, а также от температурной зависимости вязкости переохлажденного расплава. Следовательно, выбрав нужные легирующие элементы и подобрав необходимые параметры процесса, которые бы облегчили процесс аморфизации, можно приблизиться к параметрам
2 3
технологических процессов литья происходящих в металлургии не выше 10-10 К/с [9].
Способность сплава к аморфизации можно оценить по критической скорости охлаждения - Яе. Однако необходимо учитывать то, что Яе зависит от вязкости переохлажденного расплава и теплоты плавления. Значения критической скорости охлаждения Яе, рассчитанные для некоторых металлов и сплавов, приведены в таблице.
Таблица
Критическая скорость охлаждения при аморфизации [4]
Состав Яе, К/с Состав Яе, К/с
эксперимент расчёт эксперимент расчёт
N1 - 1010,5 Бе^Вп 106,° 106,°
Ое - 105,7 Бе80Р13С7 104,8 104,4
р^Ив 104,7 103,3 Ре80Р 13В7 105,5 -
Рё7вВ11бСиб 102,8 102,5 Бе^^ 104,9 -
М40Рё40Р20 102,8 102,1 Ге79Б110Бп - 105,3
Ре80Р20 104,9 - №758^17 - 105,0
Ре80Б20 105,4 - С075В115Вю - 105,5
Из данных таблицы видно, что для аморфизации сплавов требуются заметно меньшие скорости охлаждения расплава по сравнению с чистым металлом (например, никелем). Это
подтверждает известный факт, что способность металлов и сплавов к аморфизации зависит от их химического состава. Опыт и расчеты показывают, что в любом случае
2 3
Rc должно быть выше 10-10 K/c. Например, для чистых металлов Rc крайне велика (10-1012 K/c), поэтому их аморфизация сильно затруднена.
Факторы, основным из которых является критическая скорость охлаждения расплава, обусловленные стеклообразующей способностью, являются кинетическими, базируются на анализе процессов образования и роста зародышей кристаллической фазы. Трудность определения количественных кинетических факторов состоит в том, что структура расплава и потенциальные барьеры непрерывно изменяются при охлаждении, что делает невозможным ни экспериментальное, ни теоретическое их определение.
В реальности существует химическое взаимодействие между компонентами сплава. Оценка специфики химического взаимодействия компонентов сплава может дать наиболее обоснованные критерии оценки аморфизующей способности. В отличие от однокомпонентных, в многокомпонентных сплавах, например, переходных металлов, современная квантовая химия не в состоянии выделить составляющие химической связи и рассчитать параметры ближнего порядка [10].
Факторы, контролирующие способность металлов и сплавов к аморфизации, т.е. условия и критерии стеклообразования и, следовательно, принципы создания аморфных металлических сплавов, даны на примере понятия "приведенных температур" [4].
Было отмечено также, что аморфизация зависит от Тпл - температуры плавления сплава. Для описания склонности к аморфизации используют следующие приведенные температуры:
- приведенная температура стеклования - Tgt, определяемая как отношение температуры стеклования к температуре плавления сплава.
- Tgt = Т^Тпл. Величина приведенной температуры стеклования обычно находится в интервале значений от 0,45 до 0,65 и зависит от энергии межатомной связи. Чем больше энергия связи атомов, тем больше Tg и Tgt. В целом, легирование сплава элементами, повышающими Tg и понижающими Тпл, благоприятно для аморфизации. Обычно температура Tg при легировании изменяется слабо, и поэтому роль легирования сводится к понижению Тпл конкретного сплава. Приведенная температура плавления t^, определяется по формуле:
- W = (кТпл / ЛН), где к - постоянная Больцмана, ЛН - теплота испарения. Приведенная температура используется при построении температурных зависимостей вязкости (и текучести) расплавов. Для легкоаморфизуемых полимеров и силикатов наблюдается сильная зависимость вязкости (и текучести) от приведенной температуры. Для металлов эта зависимость слабая. Из [8], известно, что чем меньше t№ тем выше стеклообразующая способность сплава.
Приведенная температура переохлаждения ЛТтг, определяется по формуле:
ЛТтг=(Т пл — Тпл) /Тшь где Т пл - средняя температура плавления.
В результате анализа приведенных температур t№ Тпл, ЛТтг можно оценить склонность сплава к аморфизации. Таким образом, имеется возможность выбирать аморфизуемые сплавы. Определенная по этой формуле приведенная температура переохлаждения ЛТтг должна быть максимально возможной, чем она больше - тем легче идет аморфизация. Для этого необходимо, чтобы температура плавления сплава была минимальной, а температуры плавления компонентов сплава - максимальными.
Кроме вышеперечисленных температурных факторов приведенных температур Шведский учёный Ансар Масуд (Ansar Masood, Stokholm) объяснил необходимость изучения также и других факторов процесса, называемые им способностью формирования стекла (GFA), или способностью стеклообразования [11]. Появление нового класса материалов, обладающих объединенными структурными свойствами сталей и универсальной способностью к процессу производства, такой как у пластмассы, до недавнего времени было мечтой, которая стала реальностью с открытием материала под названием аморфный металл,
который теперь рассматривают как третье поколение конструкционных материалов. Литые сплавы, ограниченные по объему, с целью сохранения свойства стекла, известные как металлические стекла или аморфные металлические стёкла (АМС), уже получены в линейном размере, имеющем толщину до одного миллиметра.
В течение последних нескольких лет Японскими исследователями было предложено несколько эмпирических правил синтеза синтетических металлических стекол. Но реальные причины улучшения стеклообразующей способности этих сплавов до сих пор не ясны, и способность конструировать композиции сплавов, позволяющие синтезировать стержни большего диаметра, не получались. В работе Сурянаяна, Секи и др. [12], проводится критический анализ существующих различных факторов стеклообразования и делается вывод о том, что имеющиеся параметры не могут удовлетворительно предсказать GFA и объяснить все наблюдаемые данные.
Способность различных материалов к формированию стекла может быть предварительно рассчитана, исследовав критическую толщину (Dmax) изготовленного твердого тела и определив критические скорости охлаждения, требуемые для производства в промышленном масштабе. Сплав, обладающий более высокой способностью к стеклообразованию, может быть получен с превосходящими обычные стали свойствами и в больших количествах [12]. Однако, измерение скоростей охлаждения сплава во время отвердевания и измерение Dmax - трудная задача, и в то же время для сплава BMG (АМС) очень сильно зависящее от метода, используемого для его изготовления. Огромные усилия многих исследователей были направлены на изучение различных критериев для оценки свойств стеклообразования сплавов, чтобы понять, почему некоторые составы легко находятся в аморфной фазе, а в другом случае - они едва возможны. Во многих работах было предложено измерять много факторов, способных предсказать свойства стеклообразования, указывая на формирование стекла, но в то же время они не рассматривали кинетику стеклянного формирования [13 - 17].
"Металлические стекла" в сплавах титана, содержащих Zr, Ni, Cu, Be, Nb, в отличие от большей части металлических стекол, привлекают значительное внимание из-за более низкой плотности и одновременно более высокой прочности [24]. Высокая механическая прочность, низкие значения модуля Юнга, высокая прочность наряду с превосходящими обычные стали химическими свойствами неядовитых соединений (Ni, Al, Be), находящихся в Ti, так называемые "металлические стекла" делают их привлекательными для биомедицинских целей. Для демонстрации способности к формированию стекла при получении медицинского сплава Ti Be Al, успешно были изготовлены стержни диаметром до 14 мм способом фасонного литья. Наряду с высокой способностью к формированию стекла, литые металлические стекла обладают и превосходящей обычные стали пластичностью. Один из полученных сплавов (в %: Zr-58,5; Ti-8,2; Cu-14,2; Ni-11,4; Al-7,7) показал кроме того отличную пластичность при одноосных тестах на сжатие (12,63 %) с напряжением, укрепляющимся после деформации, которая обычно не замечается в большой монолитной части детали из аморфного металлического стекла [25].
ЗАКЛЮЧЕНИЕ
В работе представлены следующие научные результаты:
1. Определены факторы, контролирующие и влияющие на способность металлов и сплавов к аморфизации. Замечено, что в сплавах, содержащих от 20 до 40 % примесей, скорость кристаллизации значительно меньше.
2. Определены условия стеклообразования и, следовательно, принципы создания аморфных металлических сплавов на примере "приведенных температур".
3. Выявлены кинетические факторы стеклообразующей способности, основным из которых является критическая скорость охлаждения расплава.
4. Показаны темпы роста кристаллов, определяющие механические свойства получаемых аморфных металлических сплавов.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Lu Z. P., Liu C. T. A new approach to understanding and measuring glass formation in bulk amorphous materials // Intermetallics, 2004, vol. 12, iss. 11, pp. 1035-1043.
2. Lu Z. P., Liu C. T. A new Glass-forming ability criterion for bulk metallic glasses // Acta Materialia, 2002, vol. 50, iss. 13, pp. 3501-3512.
3. Miller M., Mikrostrukture // Bulk Metallic Glasses, 2008, рр. 117-145.
4. Анциферов В. Н. Порошковое материаловедение. Уч. пособие. Часть 2. Пермь: Изд-во ПНИПУ, 2011. 442 с.
5. Hufnagel T. Metallic Glass: Material Of The Future? // Johns Hopkins University. Science Daily. March 31, 1998. (дата обращения 15.02.2017).
6. Анциферов В. Н. Анциферова И. В. Нанотехнологии и наноматериалы, риски. Екатеринбург: Изд-во УрО РАН, 2014. 222 с.
7. Анциферов В. Н., Нечаев А. С. Получение быстроохлажденных волокон экстракцией из расплава // Металлург. 2013. № 4. С. 85-87.
8. Анциферов В. Н., Серов М. М., Лежнин В. П., Сметкин А. А. О получении, свойствах и применении быстроохлажденных волокон // Известия высших учебных заведений. Порошковая металлургия и функциональные покрытия. 2013. № 1. С. 55-58.
9. Калин Б. А., Платонов П. А., Чернов И. И., Штромбах Я. И. Конструкционные материалы ядерной техники. Том 6. Часть 1. М.: МИФИ, 2008. 672 с.
10. Алымов М. И., Елманов Г. Н., Калин Б. А., Калашников А. Н., Нечаев В. В., Полянский А. А., Чернов И. И., Штромбах Я. И., Шульга А. В. Материалы с заданными свойствами. Том 5. М.: МИФИ, 2008. 672 с.
11. Masood A. Functional Metallic Glasses. Doctoral Thesis. KTH Royal Institute of Technology Stockholm, Sweden, 2012, 74 c. URL: http://kth.diva-portal.org/smash/get/diva2:549808/FULLTEXT01 .pdf (дата обращения 15.09.2018).
12. Suryanarayana C., Seki I., Inoue A. A critical analysis of the Glass-forming ability of Alloys // Non-Crystalline Solids, 2009, vol. 355, no. 6, pp. 355-360.
13. Cohen M. H., Turnbull D. Composition Requirements for Glass Formation in Metallic and Ionic Systems // Nature, 1961, no. 189, iss. 4759, pp. 131-132.
14. Polk D. E. The structure of glassy metallic alloys // Acta Metallurgica, 1972, vol. 20, iss. 4, pp. 485-491.
15. Nagel S. R., Tauc J. Nearly-Free-Electron Approach to the Theory of Metallic Glass Alloys // Physics Review Letters, 1975, vol. 35, iss. 6, pp. 380.
16. Chen H. S., Coleman E. Structure relaxation spectrum of metallic glasses // Applied Physics Letters, 1976, vol. 28, iss. 7, pp. 245-247.
17. Roy R. K., Panda A. K. and Mitra A. Alloy Development through Rapid Solidification for Soft Magnetic Application // New Trends in Alloy Development, Characterization and Application, 2015, Chapter 2, pp. 39-45.
18. Золотухин И. В., Калинин Ю. Е. Аморфные металлические сплавы // Успехи физических наук. 1990. Т. 160, № 9. С. 75-100. https://doi.org/10.3367/UFNr.0160.199009b.0075
19. Li Y., Ng S. C., Ong C. K., Hng H. H., Goh T. T. Glass forming ability of bulk glass forming alloys // Scripta Materialia, 1997, vol. 36, iss. 7, pp. 783-787.
20. Nascimento M. L. F., Souza L. A., Ferreira E. B., Zanotto E.D., Сan glass stability parameters inferglass forming ability? // Non-Crystallic Solids, 2005, vol. 351, pp. 3296-3308.
21. Fengjuan L., Quanwen Y., Shujie P., Chaoli M., Tao Z. Ductile Fe-Based BMGs with High Glass Forming Ability and High Strength // Materials Transactions, 2008, vol. 49, no. 2, pp. 231-234.
22. Золотухин И. В. Аморфные металлические материалы // Соровский образовательный журнал. Физика, 1997, № 4. С. 73-78. URL: http://window.edu.ru/resource/989/20989/files/9704 073.pdf (дата обращения 15.02.2018).
23. Vaidyanathan R., Dao M., Ravichandran G., Suresh S. Study of mechanical deformation in bulk metallic glass through instrumented identation // Acta Materialia, 2001, vol. 49, iss. 18, pp. 3781-3789.
24. Park J. M., Jayaraj J., Kim D. H., Mattern N., Wang G., Eckert J. Park J. M., Mattern N., Wang G., Eckert J., Jayaraj J., Kim D. H. Tailoring of in situ Ti-based bulk glassy matrix composites with high mechanical performance // Intermetallics, 2010, vol. 18, iss. 10, pp. 1908-1911.
25. Prashanth K. G., Scudino S., Khoshkhoo M. S., Surreddi K. B., Stoica M., Vaughan G., Eckert J. Structural and Mechanical Characterization of Zr58.5Ti8.2Cu14.2Nin.4Al7.7 Bulk Metallic Glass // Materials, 2012, vol. 5, iss. 1, pp. 1-11.
FACTORS OF PRODUCTION OF AMORPHOUS METAL FIBER
Shilyaev A. I.
Udmurt Federal Research Center, Ural Branch of the Russian Academy of Sciences, Izhevsk, Russia
SUMMARY. This work is performed as the review of the current state of researches of the unique physical phenomenon -metal glass. The article defines the criteria and factors affecting the ability of metals to amorphization. Taken into account the design features of installation, speed of the phase transition of the melt - solid state with rapid cooling (freezing of the melt), ordering (rebuilding) of atoms in the crystal and the tendency of the system towards disorder, on based on the criterion approach of glass formation and the principles of creation of amorphous metal alloys.
KEYWORDS: amorphous solid, amorphous metals, metallic glass, metallic fiber, speed cooling alloys.
REFERENCES
1. Lu Z. P., Liu C. T. A new approach to understanding and measuring glass formation in bulk amorphous materials. Intermetallics, 2004, vol. 12, iss. 11, pp. 1035-1043. https://doi.org/10.1016/j.intermet.2004.04.032
2. Lu Z. P., Liu C. T. A new Glass-forming ability criterion for bulk metallic glasses. Acta Materialia, 2002, vol. 50, iss. 13, pp. 3501-3512. https://doi.org/10.1016/S1359-6454(02)00166-0
3. Miller M., Mikrostrukture. Bulk Metallic Glasses, 2008, pp. 117-145. https://doi.org/10.1007/978-0-387-48921 -6 5
4. Anciferov V. N. Poroshkovoe materialovedenie [Powder Material Science. Part 2]. Perm: PSTU Publ., 2011. 442 p.
5. Hufnagel T. Metallic Glass: Material Of The Future? Johns Hopkins University. Science Daily. March 31, 1998. https://www.sciencedaily.com/releases/1998/03/980331074950.htm (accessed February 15, 2017).
6. Ancipherov V. N., Anciferova I. V. Nanotechnologii i nanomaterialy, riski [Nanotechnologies and nanomaterials, risks]. Ekaterinburg: UrO RAN Publ., 2014. 222 p.
7. Anciferov V. N., Nechaev A. S. Poluchenie bistroohlazhdennih volokon extrakciey is rasplava [Production of rapidly cooled fibers by melt extraction]. Metallurg [Metallurgist], 2013, no. 4, pp. 85-87.
8. Antsiferov V. N., Serov M. M., Lezhnin V. P., Smetkin A. A. O poluchenii, svoystvakh i primenenii bystrookhlazhdennykh volokon [On obtaining, properties and application rapidly cooled fibers]. Izvestiya vysshikh uchebnykh zavedeniy. Poroshkovaya metallurgiya i funktsional'nye pokrytiya [Russian Journal of Non-Ferrous Metals], 2013, no. 1, pp. 55-58.
9. Kalin B. A., Platonov P. A., Chernov I. I., Shtrombah Y. I. Konstrukcionnie materialy yadernoi tehniki. Tom 6. Chast' 1 [Structural materials of nuclear engineering. Volume 6. Part 1]. Moscow: MIFI Publ., 2008. 672 p.
10. Alimov M. I., Elmanov G. N., Kalin B. A., Kalashnikov A. N., Nechaev V. V., Polyanskiy AA., Chernov I. I., Shtrombah Y. I., Shulga A. V. Materiali s zadannimi svoistvami. Tom 5 [Materials with given properties. Volume 5]. Moscow: MIFI Publ., 2008. 672 p.
11. Masood A. Functional Metallic Glasses. Doctoral Thesis. KTH Royal Institute of Technology Stockholm, Sweden, 2012, 74 c. URL: http://kth.diva-portal.org/smash/get/diva2:549808/FULLTEXT01 .pdf (accessed September 9, 2018).
12. Suryanarayana C., Seki I., Inoue A. A critical analysis of the Glass-forming ability of Alloys. Non-Crystalline Solids, 2009, vol. 355, no. 6, pp. 355-360. https://doi.org/10.1016/j.jnoncrysol.2008.12.009
13. Cohen M. H., Turnbull D. Composition Requirements for Glass Formation in Metallic and Ionic Systems. Nature, 1961, no. 189, iss. 4759, pp. 131-132. https://doi.org/10.1038/189131b0
14. Polk D. E. The structure of glassy metallic alloys. Acta Metallurgica, 1972, vol. 20, iss. 4, pp. 485-491. https://doi.org/10.1016/0001-6160(72)90003-X
15. Nagel S. R., Tauc J. Nearly-Free-Electron Approach to the Theory of Metallic Glass Alloys. Physics Review Letters, 1975, vol. 35, iss. 6, pp. 380. https://doi.org/10.1103/PhysRevLett. 35.380
16. Chen H. S., Coleman E. Structure relaxation spectrum of metallic glasses. Applied Physics Letters, 1976, vol. 28, iss. 7, pp. 245-247. https://doi.org/10.1063/L88725
17. Roy R. K., Panda A. K. and Mitra A. Alloy Development through Rapid Solidification for Soft Magnetic Application. New Trends in Alloy Development, Characterization and Application, 2015, Chapter 2, pp. 39-45. http://dx.doi.org/10.5772/60772
18. Zolotukhin I. V., Kalinin Yu. E. Amorphous metallic alloys. Soviet Physics Uspekhi, 1990, vol. 33, no. 9, pp. 720-738 https://doi.org/10.1070/PU1990v033n09ABEH002628
19. Li Y., Ng S. C., Ong C. K., Hng H. H., Goh T. T. Glass forming ability of bulk glass forming alloys. Scripta Materialia, 1997, vol. 36, iss. 7, pp. 783-787. https://doi.org/10.1016/S1359-6462(96)00448-4
20. Nascimento M. L. F., Souza L. A., Ferreira E. B., Zanotto E.D., Can glass stability parameters inferglass forming ability? Journal of Non-Crystalline Solids, 2005, vol. 351, pp. 3296-3308. https://doi.org/10.1016/j.jnoncrysol.2005.08.013
21. Fengjuan L., Quanwen Y., Shujie P., Chaoli M., Tao Z. Ductile Fe-Based BMGs with High Glass Forming Ability and High Strength. Materials Transactions, 2008, vol. 49, no. 2, pp. 231-234. https://doi.org/10.2320/matertrans.MRA2007186
22. Zolotukhin I. V. Amorfnye metallicheskie materialy [Amorphous Metallic Materials]. Sorovskiy obrazovatel'nyy zhurnal. Fizika [Sorov Educational Journal. Physics], 1997, no. 4. pp. 73-78. URL: http://window.edu.ru/resource/989/20989/files/9704 073.pdf(accessed February 15, 2018).
23. Vaidyanathan R., Dao M., Ravichandran G., Suresh S. Study of mechanical deformation in bulk metallic glass through instrumented identation. Acta Materialia, 2001, vol. 49, iss. 18, pp. 3781-3789. https://doi.org/10.1016/S1359-6454(01)00263-4
24. Park J. M., Jayaraj J., Kim D. H., Mattern N., Wang G., Eckert J. Park J. M., Mattern N., Wang G., Eckert J., Jayaraj J., Kim D. H. Tailoring of in situ Ti-based bulk glassy matrix composites with high mechanical performance. Intermetallics, 2010, vol. 18, iss. 10, pp. 1908-1911. https://doi.org/10.1016/j.intermet.2010.02.029
25. Prashanth K. G., Scudino S., Khoshkhoo M. S., Surreddi K. B., Stoica M., Vaughan G., Eckert J. Structural and Mechanical Characterization of Z^^Ti^Cu^^Nin^Al^ Bulk Metallic Glass. Materials, 2012, vol. 5, iss. 1, pp. 1-11. https://doi.org/10.3390/ma5010001
Шиляев Андрей Иванович, кандидат технических наук, старший научный сотрудник, Институт механики УдмФИЦ УрО РАН, e-mail: shilyaev@udman.ru
