CC BY
38
УДК 539.376
ПОЛЗУЧЕСТЬ МАССИВНОГО МЕТАЛЛИЧЕСКОГО СТЕКЛА Zr5„Ti5Cul7.»Nil46Al10
© A.E. BepjiCB, M. Ora, B.A. Xoiiiik
Bcrlcv A.E., Ohta M.. Khonik V.A. Creep of bulk Zr<;_<Ti<Cui-<)NiU I,AIm metallic glass. Tlie results of isothermal creep investigation of bulk amorphous metallic glass below the glass transition temperature have been presented. The kinetic creep regularities have been shown to be identical to those known for ribbon metallic glasses. These regularities can be understood as a result of stress-oriented irreversible structural relaxation with distributed activation energies. In particular, the creep strain rate was found to be directly determined by the rate of structural relaxation that results in a linear viscosity increase with time. The creep data obtained were used for reconstruction of the apparent activation energy spectrum of irreversible structural relaxation.
ВВЕДЕНИЕ
Измерения ползучести являются одним из наиболее эффективных способов изучения пластической деформации материалов. Многолетние исследования привели к выводу о том, что пластическое формоизменение металлических стекол (МС) при температурах ниже температуры стеклования Тх следует интерпретировать как результат необратимой структурной релаксации, ориентируемой внешним напряжением. Эта идея была последовательно реализована в модели направленной структурной релаксации (НСР), позволившей описать основные закономерности пластической деформации МС в различных экспериментальных условиях [1,2].
Стандартно металлические стекла приготовляются в виде лент толщиной 20 + 40 мкм, что обусловлено высокой скоростью закалки (= 10° К/с), необходимой для перевода исходного сплава в аморфное состояние. Открытие металлических сплавов, стеклующихся при скоростях 10 '-И0' К/с, сделало возможным получение массивных МС в виде отливок диаметром (толщиной) до 1 см и выше [3. 4]. Огромная разница в скоростях закалки массивных и ленточных МС естественным образом приводит к вопросу о том, в какой степени представления, разработанные для ленточных МС, применимы для случая массивных металлических стекол. 11рн этом экспериментальная информация о кинетике пластического течения массивных МС при Т < Тк практически отсутствует. Нам известна лишь одна работа [5] в этом направлении, показавшая, что неизотермическая ползучесть массивного МС гг52.5Т!5Си17.чЫ1ы,бА11о подчиняется тем же закономерностям, каковые имеют место в случае ленточных МС, и может быть интерпретирована в рамках вышеупомянутой модели НСР. В силу изложенного, в настоящей работе была поставлена задача экспериментального изучения изотермической ползучести массивного МС того же химического состава и ее интерпретации в рамках модели НСР.
МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА
Дм я исследований было выбрано массивное стекло /.!Ч;/П5Си,7.,К1ы„Л1н) (ат. %). Исходный сплав гото-
вился индукционной левитационной плавкой в вакууме 10 " Па. Металлическое стекло приготовлялось закалкой расплава в медную изложницу. Полученные отливки имели размеры 2x5x60 мм', некристалличность которых контролировалась рентгеновским методом. Отливки разрезались алмазным диском на полоски шириной 2 мм и толщиной 0,25 мм, которые затем подвергались механической шлифовке, так что конечные образцы для измерений ползучести имели ширину 0,62±0,01 мм и толщину и 80+20 мкм.
Измерения ползучести проводились на термомеха-ническом анализаторе ЗЫтаски ТМА-50 в диапазоне температур 473 < Т < 633 К. Образцы нагревались до температуры испытания со скоростью 10 К/мин, предварительно отжигались в течение т - 200 с и на1 ружа-лись растягивающим напряжением о = 80+12 МПа.
РЕЗУЛЬТАТЫ И ОБСУЖДЕНИЕ
Измерение скорости закалки расплава было принято в качестве первой задачи исследования. Задача решалась путем помещения термопары в изложницу и оцифровки ее сигнала (с частотой 32 кГц) в процессе закалки. Анализ полученных данных совместно с данными дифференциальной сканирующей калориметрии показал, что скорость закалки в окрестности интервала стеклования может быть оценена неравенством 70 5 Т < 350 К/с. Таким образом, скорость закалки исследуемого массивного МС примерно на 4 порядка меньше таковой для стандартных ленточных МС.
Кинетика накопления деформации для различных температур в зависимости от логарифма времени представлена на рнс. I. При малых временах деформация нелинейно растет с 1п/, тогда как при / > (2+3)10'с имеют место линейные зависимости с 1п/. Ползучесть ленточных МС проявляет аналогичное поведение [1, 6]. Измерения ползучести предварительно отожженных образцов показали сильное уменьшение деформации в результате термообработки. Так, отжиг при Г = 623 К в течение 2 часов уменьшает деформацию примерно в два раза, явно свидетельствуя о том, что кинетика ползучести определяется необратимой структурной релаксацией.
Если кинетика ползучести определяется законом
е = Я1пг + 0, (1)
где В и А некоторые константы, то зависимость логарифма скорости деформации от логарифма времени должна являться прямой линией с наклоном, равным -1. На рис. 2 показана зависимость 1пё - 1п/ для температуры Т- 573 К. Видно, что ее наклон уменьшается со временем, приближаясь к минус единице при больших (I > 103 с) временах. Прямая линия на этом рисунке проведена с использованием значения константы В = (5е/<Э1ш, полученной из кривой 3 рис. 1 при больших временах. Зависимости 1п ё 1п/ для других температур аналогичны. Из формулы (1) для скорости деформации следует кинетический закон
ё = В/1, (2)
обнаруженный уже в ранних исследованиях ползучести ленточных МС [6].
Описанные кинетические закономерности могут быть интерпретированы в рамках модели НСР, согласно которой пластическая деформация при постоянном напряжении о определяется выражением [1,2]
е = акТЫ,£1С 1п —, (3)
т
где т - эффективное время отжига, предшествующего нагружению, I - текущее время ползучести, отсчитанное от конца предварительного отжига, П - объем, в котором реализуется элементарный акт структурной релаксации, С - константа, учитывающая ориентирующее действие внешнего напряжения на элементарные акгы релаксации, к - постоянная Больцмана, Т -абсолютная температура п - объемная спектральная плотность релаксационных центров, ответственных за необратимую структурную релаксацию. С хорошей точностью при постоянной температуре /V,, может быть принята как константа («приближение плоского спектра») [1,2].
Выражение (3) было получено в рамках двух предположений: I) нагрев до температуры испытания производится мгновенно и 2) текущее время ползучести I » т. Конечность времени нагрева до температуры испытания в реальном эксперименте может быть учтена путем добавления слагаемого ко времени изотермического отжига т. Методика оценки этого слагаемого приведена в работе [7]. Применение этой методики для условий настоящего эксперимента дает эффективное время предварительного отжига, равное 440 с. Таким образом, модель НСР предсказывает линейность зависимостей е - 1п/ и 1п ё 1п/ при временах / » 440 с, что соответствует полученным результатам (рис. I и 2).
Отметим, что, согласно уравнению (3), экстраполяция линейных участков зависимостей е - 1п/ до нулевой деформации должна давать время предварительного отжига. Применение этой процедуры для экспериментальных зависимостей е 1п/ (прямые линии на рис. I) дает времена 450 + 1000 с, что находится в разумном соответствии с вышеприведенной оценкой
полного времени предварительного отжига. Подчеркнем, что уравнения (1) и (3) эквивалентны при В = = акТЫ(£1С и О = -акТЫ,£1С 1пт. Кинетика ползучести исследуемого МС, таким образом, соответствует модели НСР при временах / > т.
С использованием выражения для В. формула (2) для кинетики скорости ползучести может быть переписана в виде:
ё = оЫ<£1Сд [кТ\п\’(\181. (4)
Произведение в квадратных скобках является характеристической энергией активации, соответствующей максимальной скорости необратимой структурной релаксации в данный момент времени [2]. При этом произведение Л/одЕд/д! дает скорость необратимой структурной релаксации [2]. Поэтому можно констатировать, что уравнение (4) устанавливает прямо пропорциональную связь между скоростью пластической деформации и скоростью необратимой структурной релаксации.
ю* ю' 10* ю*
время, с
Рис. I. Зависимости деформации ползучести от логарифма нремеми для различных температур. Прямыми линиями показана экстраполяция этих зависимостей на нулевую деформацию
Рис. 2. Зависимость логарифма скорости деформации ползучести от логарифма времени для температуры Т 573 К. Прямая линия была получена с использованием наклона кривой 3 из рис. I
1.4 1.6 1.8 2.0
характеристическая энергия активации, эВ
Рис. 3. Спектр энергий активации массивною МС Zr12.5Ti5Cu17.4Ni и,(,А 1|о. восстановленный тремя независимыми способами но данным изотермической ползучести, полученным в настоящем исследовании, и данным неизотермической ползучести, представленным в работе [51
Поскольку при I > х выполняется кинетический закон (2) для скорости ползучести, то сдвиговая вязкость, рассчитанная по формуле т| = ст/3 ё, является линейной функцией времени. Действительно, используя выражение для В, приведенное выше, несложно получить формулу для вязкости:
п = 1/ит£К\ (5)
Выражение (5) определяет наклон дг\/д1 =
= (1кТЫ(£1С) \ который, в соответствие с экспериментом, уменьшается с температурой испытания.
Уравнения модели НСР позволяют восстановить кажущийся спектр необратимой структурной релаксации. Поскольку этот спектр не должен зависеть от типа испытания, результаты его восстановления из данных неизотермической и изотермической ползучести должны соответствовать друг другу. Так как константы О и С в уравнении (3), очевидно, слабо зависят от температуры и, следовательно, от энергии активации, произведение Л^нПС является спектром энергии активации с точностью до константы. Используя данные по ползучести для больших времен, это произведение можно рассчитать как Л'„ОС = {пк'Г) 'де/<31пл За время изотермического эксперимента 1пш сканируется интервал энергии АЕ = Е) - Е„ где начальная и конечная энергии активации равны Е, = Л 71 пут и £/ = А-71п»’(т + /,,их), соответственно. Используя значения параметров V = 1015 с \ т = 420 с и /тах = Ю4 с, можно получить спектр энергий активации как набор горизонтальных сегментов, показанных на рнс. 3. Малые символы на этом рисунке дают результаты восстановления спектра по данным неизотермнческой ползучести, полученным при различных скоростях нагрева Г [5]. Шесть больших кружков представляют независимое восстановление того же спектра путем анализа изотермических срезов зависимостей т| Т"1 для различных температур (дан-
ные взяты из рис. 6 работы [5]). Рис. 3 позволяет констатировать, что результаты восстановления спектра по данным изотермической и неизотермической ползучести находятся в хорошем соответствии друг с другом, что подтверждает адекватность уравнений модели НСР. При этом характер спектра и абсолютные значения объемной плотности состояний для массивных и ленточных образцов весьма близки, несмотря на огромную разницу в скоростях закалки.
ВЫВОДЫ
Представлены результаты измерений изотермической ползучести массивного металлического стекла Zr52.5Ti5Cu17.9Ni,4,,А1|о ниже температуры стеклования. Установлены следующие кинетические закономерности ползучести: I) после переходного периода продолжительностью около 3101 с деформация линейно растет с логарифмом времени; 2) сдвиговая вязкость г| при этом линейно увеличивается со временем, а наклон дх\!д! зависимостей т|(/) уменьшается с повышением температуры; 3) предварительный отжиг перед нагружением приводит к сильному уменьшению скорости ползучести. Показано, что эти закономерности могут быть интерпретированы в рамках модели направленной структурной релаксации как результат необратимой структурной релаксации, ориентированной внешним напряжением.
Восстановлен энергетический спектр энергий активации структурной релаксации. Показано, что результаты восстановления спектра по данным изотермических и неизотермических измерений ползучести находятся в хорошем соответствии друг с другом. Прн этом форма спектра и абсолютные значения плотности состояний близки к таковым для ленточных металлических стекол.
ЛИТЕРАТУРА
1. Kliiinik КА., Kosllov А.Т.. Mikhailov У.A., am! Sviridov У.У. Isothermal creep of metallic glasses: a new approach and its experimental verification II Acta Mater. 1998. V. 46. № 10. P. 3399-3408.
2. Khonik V.A. The kinetics of irreversible structural relaxation and rheological behavior of metallic glasses under quasi-static loading II ). Non-Cryst. Solids. 2001. V. 296. № 3.1’, 147-157.
3. Johnson W.L. Bulk Glass-Forming Metallic Alloys: Science and Technology II Materials Research Society Bulletin. 1999. V. 24. Sr: 10. I’. 42-56.
4. Inoue A. Bulk Amorphous Alloys. Practical Characteristics and Applications // Materials Science Foundation. Transtech. Publications. Uetikon-Zuerich. Switzerland. 1999. V. 6.
5. Berlev A.E.. Bobrov OP. Csach K.. Kaverin V.L. Khonik V.A.. Kitu-gawa K.. Miskuf Yurikova /I. Nonisothcrmal creep of bulk Zr53,5Ti,Cu„.,Ni,4*Alio metallic glass II ). Appl. Phys. 2002. V. 92. № 10. P. 5898-5903.
6. Ttiiih A.I.. l-uhorsky F.E. Creep, stress relaxation and structural change of amorphous alloys II Acta Met. 1981. V. 19. № 12. P. 1939-1948.
7. Fursova Yu V.. Khonik V.A. Hie kinetics of intranow-frcquency viscoelastic internal friction induced by irreversible structural relaxation ofa metallic glass// Phil Mag Lett. 2002. V. 82. № 10. P. 567-573.
БЛАГОДАРНОСТИ: Работа выполнена прн поддержке Американского фонда гражданских исследований и развития (CRDF) в рамках гранта № RPI-2320-VO-Q2.
