Релаксация напряжений в металлическом стекле Zr52,5Ti5Cu17,9Ni14,6al10 Текст научной статьи по специальности «Физика»

УДК 539.370

РЕЛАКСАЦИЯ НАПРЯЖЕНИЙ В МЕТАЛЛИЧЕСКОМ СТЕКЛЕ Zr52.5Ti5Cul7.9Ni,4.6Allfl

© О.П. Бобров, С.Н. Лаптев, В.А. Хоник

Bobrov О.P.. Laptev S.N.. Khonik V.A. Stress relaxation in Zrsa.sTijCu17.4Ni|4.<,AIm metallic glass. The results of isothermal stress relaxation measurements in glassy ribbon Zr<2.<ThCui ?,4N i ы.бМ 10 at temperatures below the glass transition temperature arc presented. The kinetic relaxation law is determined. It is concludcd that stress relaxation occurs as a result of irreversible stress-oriented structural relaxation with distributed activation energies.

ВВЕДЕНИЕ

Изучение релаксации напряженно в металлических стеклах (МС) важно с нескольких точек зрения, начиная с чисто научной, и кончая прикладными аспектами, т. к. ленточные МС реально используются наиболее часто в условиях зафиксированной полной деформации (витые магнитопроводы). Именно эта схема нагружения соответствует методу релаксации напряжений.

Известно, что необратимая структурная релаксация МС при температурах 400 К < Т< Т% (Т$ - температура стеклования) выражена чрезвычайно сильно, и именно она определяет так называемое гомогенное пластическое течение в этом температурном интервале [I). Между тем, основные закономерности гомогенного пластического течения для ленточных МС удалось единообразно описать в рамках модели направленной структурной релаксации, интерпретирующей гомогенную деформацию как результат необратимой структурной релаксации, ориентированной внешним напряжением [2, 3]. Несмотря на то, что в литературе представлен целый ряд исследований изотермической релаксации напряжений (см., например, [4-7]), систематических попыток интерпретировать ее кинетику фактически не предпринималось. Поэтому в настоящей работе была поставлена задача изучения изотермической релаксации напряжений в МС на основе циркония и оценки степени применимости модели направленной структурной релаксации для интерпретации полученных результатов. Для исследования было выбрано металлическое стекло на основе циркония. Многокомпонентные сплавы на основе циркония являются отличными стеклообразователями и используются для приготовления массивных МС.

МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА

Металлическое стекло /.^ТцС'ир.^иоА!!,, (ат. %) приготовлялось стандартным методом одновалкового спинингования в виде ленты шириной 11 мм и толщиной 40-50 мкм. Релаксация напряжений измерялась с помощью разрывной машины струнного типа [8]. Образец в этой методике испытаний электростатически возбуждается в процессе растяжения на основной резонансной частоте f так что приложенное напряжение о можно рассчитать по формуле а = 4р/2/2,

где I - длина образца (обычно равная » 20 мм) и р -плотность материала, определявшаяся методом гидростатического взвешивания и составившая (6,57 + ± 0,03)-105 кг/м3. Жесткость испытательной машины была много больше жесткости использовавшихся образцов.

В идеальной реализации метода релаксации напряжений сумма скорости упругой деформации ве1 — Ы М (а - приложенное растягивающее напряжение, М - модуль Юнга образца) и скорости пластической деформации е должна быть равна нулю. На практике любое изменение температуры испытательной машины неизбежно ведет к изменению полной деформации со временем, так что полная скорость деформации образца становится ненулевой, т. е. £<,/ + ё = £ г, где ё/шг - паразитная скорость деформации, определяемая тепловым расширением испытательной машины. Для минимизации ошибок, связанных с паразитным тепловым расширением, был применен следующий метод. Если релаксация напряжений измерена для двух различных начальных напряжении, то, так как паразитная скорость деформации независима от приложенного напряжения, равновесие между скоростями упругой и пластической деформации образца запишется в виде

-(а2-ст, )/М(с2 — ё,) = 0. (1)

где е2 и £| ~ скорости пластической деформации при

напряжениях П| и аз, соответственно. Уравнение (I) не содержит паразитной тепловой деформации. Поэтому для минимизации вызванной сю ошибок мы выполняли два измерения релаксации напряжений в идентичных тепловых условиях, но при различных начальных напряжениях. Меньшее начальное напряжение Ощ обычно составляло 30 МПа, в то время как большее начальное напряжение я02 варьировалось в диапазоне 60 < ст < < 600 МПа. Уравнение (1) использовалось затем для получения истинных кривых релаксации напряжений (см. также ниже).

Измерения проводились прн температурах 523, 548, 573, 598 и 623 К. Температура стеклования исследуемого МС по данным дифференциальной сканирующей

калориметрии составила * 640 К при скорости нагрева 4 К/мин.

РЕЗУЛЬТАТЫ ЭКСПЕРИМЕНТА И ОБСУЖДЕНИЕ

Типичные кривые релаксации напряжений в логарифмических координатах по обеим осям для пяти различных начальных напряжений при Т = 523 К представлены на рис. I. По оси ординат отложена разность а = О; - (Ть Можно выделить следующие закономерности в кинетике релаксации: а) при временах I > 200н-400 с логарифм напряжения линейно уменьшается с логарифмом времени, тогда как при / > 200-М00 с имеет место отклонение от линейности и 1пст спадает с ростом 1ш медленнее, чем при больших временах; б) наклон прямых 1п<т - 1п/ при больших временах не зависит от начального напряжения и постоянен для данной температуры. Аналогичные результаты были получены для остальных температур испытания, показавшие также, что этот наклон увеличивается с ростом Т.

На рис. 2 в логарифмических координатах показаны кривые релаксации нормированного напряжения а/оо (о„ - начальное напряжение релаксации) при Т = = 523 К для образцов в исходном состоянии, а также после отжигов в течение 0,5 часа и I часа перед нагружением. Видно, во-первых, что предварительный отжиг приводит к резкому снижению глубины релаксации, свидетельствуя о влиянии необратимых процессов релаксации структуры на кинетику релаксации напряжений. Во-вторых, линейность зависимостей 1па 1п/ при больших I исчезает, так что производная 31па/Э1п/ растет с увеличением /. Подобные данные были получены для испытаний при других температурах.

Учитывая факт применимости модели направленной структурной релаксации для интерпретации гомо-гогенного течения МС при различных видах механических испытаний, мы применили эту модель для анализа полученных результатов. Для изотермической релаксации напряжений при / » т (т - эффективное время предварительного отжига, предшествующее нагружению) модель дает [2, 3]

Й1пст/51п/ = кТМКПС, (1)

где к - постоянная Больцмана, - объемная плотность центров необратимой структурной релаксации в расчете на единичный интервал энергий активации, П - объем, в котором происходит единичный акт релаксации и С - константа, учитывающая ориентирующее влияние внешнего напряжения на кинетику накопления макроскопической деформации. Эффективное время предварительного отжига можно оценить как т = Т/, -+- тг, где т* - эффективное время, обусловленное конечностью скорости нагрева до температуры испытания и тг - время отжига при температуре испытания перед нагружением.

Способ оценки первого слагаемого предложен в работе [9]:

т* = V 'ехр(А/к), (2)

где V - частота попыток преодоления потенциального барьера, А - константа, слабо зависящая от V и скорости нагрева Т. Численные расчеты [10] дают А =

= 2,98 10 3 эВ/К при v = 1013 с 1 и Т = 30 К/мин. Тогда, согласно (2), тА = 98 с, а т составляет 118с.

Таким образом, формула (1) показывает, что кинетика релаксации напряжений должна спрямляться в логарифмических координатах при временах t » 118 с, а наклон прямых должен увеличиваться с ростом температуры. Как упоминалось выше, релаксационные кривые спрямляются при I > 200н-400 с (что примерно соответствует приведенным оценкам т), а их наклон действительно растет с увеличением Т. Поскольку уравнение (1) было получено в предположении о том, что центры релаксации в структуре активируются только один раз и исчезают в результате активации, факт применимости этого уравнения свидетельствует о необратимом характере процессов, ответственных за релаксацию напряжений. На это же явно указывает и сильное уменьшение скорости релаксации напряжений в результате предварительною отжига (рис. 2). Отметим также, что условие I » т линейности зависимости Inc - 1п/ нарушается при т = 0,5 и I час и эта линейность в таком случае действительно не наблюдается (рис. 2).

1х10а

ГС

d 1x10а

О

1ж10г

100 1000 10000

/, с

Рис. I. Кривые релаксации напряжений при Т 523 К в логарифмических координатах для различных начальных напряжений. Штриховые прямые проведены с одним и тем же наклоном

0,3

С

Рис. 2. Влияние предварительных отжигов в течение 0,5 часа и I часа на кинетику релаксации напряжений при Т 523 К

- СФ 4' '< ^•><4 523 K1

- О'

*ЛСи.г3м,1Я *.«

1 Mill 1 1 111 III 1 1 II11II I

юш

1сшт

Вводя сдвиговую вязкость Г| = а/Зё, с помощью формулы (1) несложно получить соотношение

ц = 1/ЗкЩПС. (3)

Уравнение (3) показывает, во-первых, что линейность зависимостей 1па - 1п/ фактически означает линейный рост сдвиговой вязкости со временем изотермического испытания. Во-вторых, из него также следует, что (поскольку произведение Л/«ПС увеличивается с ростом 7") скорость роста вязкости дц/д/ обратно пропорциональна температуре испытания, что действительно имеет место.

Таким образом, проведенные эксперименты подтвердили применимость модели направленной структурной релаксации для интерпретации данных по релаксации напряжений МС. Это дает основание полагать, что причиной релаксации напряжений является необратимая структурная релаксация с распределенными энергиями активации.

ВЫВОДЫ

Проведены измерения изотермической релаксации напряжений металлического стекла 2г525Т(5Си]114ДА1,0 при температурах ниже температуры стеклования. Установлено, что после небольшого переходного периода логарифм напряжения линейно уменьшается с ростом логарифма времени, что соответствует линейному росту сдвиговой вязкости со временем изотермического испытания. Скорость роста вязкости при этом уменьшается с температурой, а глубина релаксации напряжений сильно уменьшается со временем отжига.

предшествующего нагружению. Констатировано, что эти закономерности могут быть интерпретированы в рамках модели направленной структурной релаксации как результат необратимой структурной релаксации с распределенными энергиями активации.

ЛИТЕРАТУРА

1. Taub A.I.. Spacpen F. Isocon figurational flow of amorphous Pd„;Sii> / Scr. Metal I. 1979. V. 13. № 3. P. 195-198.

2. Khonik V.A. The kinetics of irreversible structural relaxation and homogeneous plastic How of metallic glasses Phys. Stat. Sol. (a). 2000. V. 177. № 1. P. 173-189.

3. Khonik V.A. The kinetics of irreversible structural relaxation and rheological behavior of metallic glasses under quasi-static loading II J. Non-Cr>st. Solids. 2001. V. 296. № 3. P. 147-157.

4. Luborsky F.E.. Walter J.L. Stress relaxation in amorphous alloys H Mater. Sci. Hng. 1978. V. 35. № 2. P. 255-261.

5. Luborsky I.E., Walter J.L. Stress relaxation of iron-boron amorphous alloys //J. Appl. Phys. 1980. V. 51. № I. P. 796.

6. Taub A.I., Luborsky F.E. Creep, stress relaxation and structural change of amorphous alloys// Acta Met. 1981. V. 19. № 12. P. 1939-1948.

7. Taub A.I.. Luborsky The kinetics of stress relaxation and the effect of pre-annealing amorphous alloy '/ Mater. Sci. Eng. 1982. V. 56. P. 157-166.

8. Klionik V.A.. Ryabtseva T.N. Internal stresses induces by tensile deformation of a C'o-based metallic glass // Scr. Met. Mater. 1994. V. 39.

№5. P. 571-575.

9. Fursova Yu.V.. Khonik V.A. Amplitude dependent viscoelastic internal friction of metallic glass // Phil. Mag. Letters. 2002. V. 82. № 10. P. 567-573.

10. Khonik V.A.. Kitagawa K.. Morii H. On the determination of the

crystallization activation energy of metallic glasses // J. Appl. Phys. 2000. V. 87. Xtf 12. P. 8440-8443.

БЛАГОДАРНОСТИ: Работа выполнена при поддержке Американского фонда гражданских исследований и развития (С КОР) в рамках фанта № КР1 -2320-У0-02.