Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Получение, структура и механические свойства быстрозакаленных сплавов 21
1.1. Получение материалов сверхбыстрым охлаждением расплава. Условия формирования аморфного состояния и кристаллических структур 21
1.2. Структура и механические свойства быстрозакаленных кристаллических материалов 27
1.3. Механические свойства и механизмы деформации аморфных металлических сплавов: экспериментальные данные и теоретические представления 35
1.4. Методы получения, структура и механические свойства нанокристаллических материалов. 45
1.5. Постановка задач исследования 53
Глава 2. Внутренние напряжения в металлических материалах, получаемых закалкой из расплава. Структурно-масштабные состояния быстрозакаленных материалов 56
2.1. Состояние проблемы: экспериментальные данные и теоретические представления 56
2.2. Структурные неоднородности и внутренние напряжения разных масштабных уровней аморфных металлических сплавов 63
2.3. Расчет термических напряжений, возникающих в процессе формирования лент и волокон аморфных и аморфно-кристаллических сплавов 77
2.4. Релаксационные процессы в быстрозакаленных сплавах при закалке из расплава и последующих термообработках 89
2.5. Классификация структурно-маштабных состояний быстрозакаленных материалов 94
2.6, Основные результаты и выводы по главе 96
Глава 3. Теория гетерогенной пластической деформации аморфных и аморфно - кристаллических металлических сплавов . 98
3.1. Состояние проблемы: экспериментальные данные и теоретические представления 98
3.2. Механизмы и условия развития полос сдвига в аморфных металлических сплавах 101
3.3. Структурные механизмы гетерогенной пластической деформации аморфно-кристаллических сплавов 116
3.4. Модель низкотемпературного деформационного поведения аморфных металлических сплавов 123
3.5. Основные результаты и выводы по главе 126
Глава 4. Структурные механизмы пластической деформации нанокристаллических, аморфпо-нанокристаллических и наномикрокристаллическихматериалов . 127
4.1. Состояние проблемы: механизмы и модели пластической деформации нанокристаллических и микрокристаллических материалов 127
4.2. Зернограничные механизмы пластического течения нанокристаллических материалов 139
4.3. Смена механизмов деформации в нанокристаллических материалах 152
4.4. Особенности деформационного поведения аморфно -нанокристаллических материалов 156
4.5. Структурные механизмы и деформационное поведение микрокристаллических материалов 166
4.6. Основные результаты и выводы по главе 172
Глава 5. Структурные механизмы и особенности разрушения аморфных, аморфно-кристаллических и нанокристаллических сплавов . 175
5.1. Состояние проблемы: экспериментальные данные и теоретические представления , 175
5.2. Структурные механизмы разрушения аморфных сплавов в разных структурных состояниях 178
5.3. Статистические аспекты разрушения аморфных металлических сплавов 187
5.4. Особенности хрупкого разрушения нанокристаллических и аморфно-нанокристаллических сплавов 199
5.5. Квазихрупкое разрушение наноматериалов. Вязкость разрушения 214
5.6. Основные результаты и выводы по главе 217
Глава 6. Механизмы и кинетика компактирования аморфно кристаллических сплавов при повышенных температурах 220
6.1. Состояние проблемы: экспериментальные данные и теоретические представления 220
6.2. Синетика роста и залечивания пор при гомогенном течении АМС 223
6.3. Механизмы формирования и структурные состояния наноаморфных твердых тел 226
6.4. Кинетика уплотнения волоконных компактов 229
6.5. Расчет кинетики уплотнения компактов аморфных и аморфно-кристаллических сплавов в процессе теплого изостатического прессования 233
6.6. Основные результаты и выводы по главе 240
Глава 7. Структурные фазовые превращения в микро - и нанонристаллических материалах 241
7.1. Состояние проблемы: экспериментальные данные и теоретические представления 241
7.2. О зарождении новой фазы с помощью механизма наслаивания дефектов упаковки 245
7.3. Образование дисперсных фаз в материалах с ультрадисперсной структурой. Влияние избыточных вакансий 251
7.4. Особенности развития мартенситных превращений в материалах с нано- и микрокристаллической структурой 257
7.5. Формирование нано- и субмикрокристаллической структуры при интенсивных механических воздействиях с последуюіцими структурными фазовыми превращениями 263
7.6. Основные результаты и выводы по главе 276
Заключение. Основные результаты и выводы 279
Условные обозначения 283
Литература 285
- Структура и механические свойства быстрозакаленных кристаллических материалов
- Структурные неоднородности и внутренние напряжения разных масштабных уровней аморфных металлических сплавов
- Релаксационные процессы в быстрозакаленных сплавах при закалке из расплава и последующих термообработках
- Структурные механизмы гетерогенной пластической деформации аморфно-кристаллических сплавов
Введение к работе
Аморфные металлические сплавы обладают рядом преимуществ по сравнению с кристаллическими аналогами: наряду с высоким уровнем магнитных характеристик они имеют повышенное удельное сопротивление, высокую прочность, твердость и хорошую коррозионную стойкость. Благодаря такому сочетанию свойств аморфные сплавы нашли достойное применение в радиоэлектронной технике и приборостроении.
В современных технологиях используется контролируемый переход из аморфного в аморфно-кристаллическое, микрокристаллическое или нанокристаллическое состояния для получения требуемого комплекса физических свойств. Уникальным комплексом магнитных свойств обладают аморфно-нанокристаллические и нанокристаллические сплавы, полученные кристаллизацией аморфных сплавов. Например, аморфно-нанокристаллические сплавы системы Fe-Si-Cu-Nb-B (типа Finemet). Эффекты бистабильности и гигантского магнитоимпеданса в тонких аморфных и нанокристаллических магнитомягких ферромагнитных проводниках представляют базу для создания новых типов миниатюрных высокочувствительных сенсоров. Интенсивно исследуются в последнее время легко аморфизующиеся массивные аморфные сплавы.
Магнитная структура и свойства аморфных, аморфно-кристаллических и нанокристаллических сплавов сильно зависят от структурного состояния и внутренних напряжений. Вместе с тем эти материалы могут быть довольно хрупкими и при магнитострикционных и механических воздействиях изделия из них могут выходить из строя. Уровень требований к свойствам и надежности изделий из аморфных, нанокристаллических и микрокристаллических сплавов чрезвычайно возрос в последнее время. Поэтому принципиально важным является создание теории механического поведения аморфных, аморфно-кристаллических и нанокристаллических материалов в зависимости от параметров структуры, разработка моделей формирования структуры и внутренних напряжений.
Возможности использования аморфных сплавов в современной технике значительно расширяются с применением методов порошковой технологии. Это делает практически не ограниченными возможности синтеза новых перспективных материалов, представляющих собой композиты типа металл-керамика, в которых один или оба компонента находятся в нанокристаллическом состоянии. Для более успешного развития методов синтеза массивных порошковых аморфных сплавов и изделий из них необходимо уметь прогнозировать оптимальные параметры (время, температуру, давление) процесса прессования.
В последнее время значительно расширился спектр структурных состояний материалов с ультрадисперсной структурой. Механическое поведение аморфных, аморфно-кристаллических и нанокристаллических материалов существенно отличается от поведения обычных кристаллических материалов. В них реализуются необычные механизмы деформации и разрушения, установлены нарушения основных закономерностей механического поведения и соотношений между свойствами и параметрами структуры, таких как классическое соотношение Холла-Петча. Исследование механического поведения нанокристаллических и аморфно-нанокристаллических материалов необходимо для развития фундаментальных представлений о механизмах пластического течения материалов с широким спектром структурных состояний.
Для разработки новых аморфных, аморфно-кристаллических и нанокристаллических материалов, оптимизации их уникальных свойств и успешной эксплуатации готовых изделий из них необходимо знание физико-механических процессов, как на макро, так и на микро уровне. В связи с этим важным в настоящее время является установление взаимосвязи структуры и механических свойств быстрозакаленных материалов, разработка методов расчета условий пластической деформации, разрушения и структурных превращений аморфных, аморфно-кристаллических и нанокристаллических сплавов.
Цель работы. Целью работы является создание теории деформации и разрушения аморфных, аморфнс>-кристаллических и нанокристаллических сплавов, получаемых сверхбыстрым охлаждением расплава.
Создание такой теории включает в себя количественную характеристику возможных структурных состояний металлических сплавов (аморфного, аморфно-кристаллического, нанокристаллического, кристаллического и других), которые формируются в процессе закалки из расплава и последующих термических и механических воздействиях. Для каждого структурного состояния, характеризуемого масштабным уровнем, величиной внутренних напряжений и степенью неравновесности структуры, должны быть установлены механизмы деформации и разрушения.
Научная новизна диссертационный работы состоит в том, что автором впервые: - проведена классификация мезоструктурных неоднородностей аморфных металлических сплавов, полученных закалкой из расплава, и определены обусловленные ими напряжения; - аналитически и численными методами рассчитаны закалочные остаточные напряжения в лентах и волокнах аморфных сплавов с учетом релаксационных процессов и реальных температурных полей в ходе закалки расплава; - разработана модель гетерогенного пластического течения аморфных сплавов; на основе введенных для полос сдвига J-интеграла и коэффициента интенсивности напряжений развит общий метод определения условий развития полос в аморфных металлических сплавах, что позволяет рассчитывать а-є- диаграмму при гетерогенном пластическом течении в зависимости от параметров мезоструктуры сплава; - установлены и исследованы основные механизмы развития полос сдвига в аморфно-кристаллических сплавах; определена зависимость напряжения сопротивления развитию полос в зависимости от объемной доли нанокристаллических включений; рассмотрен механизм эстафетного развития полос сдвига в таких материалах; выявлены размерные эффекты развития полос сдвига в тонких аморфных слоях в кристаллической матрице; проведен теоретический анализ структурных механизмов формирования наноаморфных твердых тел и рассчитана кинетика уплотнения аморфных компактов под действием внешнего давления; теоретически определены температурно-временные режимы получения наноаморфных материалов без возникновения кристаллической фазы; рассмотрены возможность и условия получения нано-микроаморфных компактных материалов; предложен микроструктурный механизм процесса низкотемпературного зернограничного проскальзывания, вызывающего пластическую деформацию яанокристаллических материалов; разработана математическая модель пластической деформации нанокристаллических материалов, с помощью которой рассчитана деформационная кривая, зависимость предела текучести от температуры и размера зерна наноматериала, что позволило дать последовательное объяснение аномалий зависимости Холла-Петча в нанометровом диапазоне размеров зерен; проведен теоретический анализ пластической деформации аморфно-нанокристаллических сплавов; установлены структурные механизмы деформации и рассчитана деформационная кривая; разработана модель и рассчитана кинетика разрушения аморфных сплавов по полосам сдвига за счет зарождения, роста и коалесценции пор; сформулирован критерии смены механизмов разрушения по полосам сдвига - перехода от механизма менисковой неустойчивости развития трещины к механизму развития пор; рассмотрены статистические аспекты прочности лент аморфных сплавов с учетом объемных и поверхностных дефектов; проведена ішассификация механизмов разрушения аморфных сплавов; - проведен теоретический анализ особенностей хрупкого разрушения нанокристаллических материалов, учитывающий роль границ зерен и их стыков в развитии трещины; показано, что в наноматериалах возможен новый эффект - «наноструктурный захват» трещины, заключающийся в возникновении ряда метастабильных состояний трещины, заторможенной на границе; - рассмотрены особенности структурных фазовых превращений в быстрозакаленных микро- и нанокристаллических сплавах; получено условие развития кристалла мартенсита в изолированном объеме материала (включении, зерне); определено критическое значение размера зерна, при котором происходит подавление превращения; показано, что пересыщение кристалла вакансиями, образующимися при закалке из расплава и компактировании ульрадисперсных частиц, существенно влияет на условие зарождения новой фазы и может привести к формированию метастабильного двухфазного состояния: системы дисперсных включений новой фазы в исходной матрице.
Практическая ценность. Разработанная теория гетерогенной деформации и разрушения аморфных металлических сплавов может быть использована для разработки новых, в том числе объемно аморфизирующихся сплавов, для определения допустимых нагрузок и установления оптимальных условий эксплуатации изделий из аморфных сплавов.
Результаты расчетов остаточных закалочных напряжений в лентах аморфных сплавов, свободных аморфных волокнах и в волокнах в оболочке дают возможность оптимизации режимов их получения и последующих термических обработок для достижения необходимых физико-механических свойств.
Статистическая теория прочности аморфных сплавов позволяет определять модуль распределения прочности больших партий лент и волокон аморфных сплавов и дает интегральный критерий оценки их качества и надежности.
Теоретическая модель процесса теплого прессования порошковых и волоконных аморфных сплавов при сохранении аморфного состояния является эффективным средством прогнозирования оптимальных параметров (времени, температуры, давления) процесса прессования.
Модели деформации и разрушения нанокристаллических материалов важны для определения допустимых нагрузок и установления оптимальных эксплуатационных режимов изделий из наноматериалов.
Исследование структурных и фазовых превращений быстрозакаленных из расплава металлических материалов дает возможность определения спектра возможных структурных состояний таких материалов и оптимизации режимов их получения.
Положения, выносимые на защиту.
1. Разработанная теория процесса гетерогенного пластического течения аморфных и аморфно-кристаллических металлических сплавов, основанная на введении J-интеграла, коэффициента интенсивности напряжений для полос сдвига и анализе полей напряжений мезоструктурных неоднородностей, обеспечивает адекватное эксперименту описание деформационного поведения этих материалов.
В аморфных и аморфно-нанокристаллических сплавах полосы сдвига преодолевают структурные мезонеоднородности или нанокристаллические включения зарождением новых полос сдвига в вершине основной блокированной полосы. Альтернативным механизмом распространения полосы сдвига является непрерывно повторяющееся образование микрополос в ее вершине.
В аморфно-кристаллических сплавах реализуется эстафетный механизм развития гетерогенного пластического течения при последовательном образовании полос локализованного течения в кристаллических и аморфных областях материала. При уменьшении размера аморфных областей в кристаллической матрице до предельного значения происходит подавление развития в них полос сдвига.
4. При изменении структурного состояния аморфного сплава возникает многообразие механизмов разрушения по полосам сдвига: вместо развития менисковой неустойчивости происходит зарождение, рост и объединение пор в полосе, либо реализуется одновременное развитие пор и менисковой неустойчивости.
5. При низких температурах и высоких напряжениях в нанокристаллических материалах происходит зернограничное микропроскальзывание с помощью механизма множественного образования микрообластей сдвига в границах зерен. Аккомодационным процессом зернограничной деформации наноматериалов является пластическая ротация зерен. При превышении критического размера зерна становятся возможными аккомодационные процессы образования дислокаций в границах и их выход в объем зерен.
6. Начальная стадия микропластического течения поликристаллов, реализуется посредством зернограничной деформации, при которой деформационные кривые а(є) не зависят от размера зерна. Протяженность этой стадии возрастает с уменьшением величины зерна и в нанокристаллических материалах достигает уровня макротекучести.
7. Предел текучести нанокристаллических материалов увеличивается с ростом зерна когда размер областей микропроскальзывания не зависит от размера зерна, или когда напряжение сопротивления зернограничному микропроскальзыванию увеличивается с ростом зерна. При возникновении дислокационных аккомодационных процессов выполняется классическая зависимость Холла-Петча
8. В нанокристаллических материалах возможен новый эффект - «наноструктурныи захват» трещины, заключающийся в возникновении ряда метастабильных термодинамически устойчивых состояний трещины.
Содержание диссертации. Во Введении обосновывается актуальность и новизна диссертационной работы, формулируется цель и задачи работы, излагаются основные положения и результаты, выносимые на защиту.
В первой главе содержится обзор современного состояния исследований по теме работы, дается формулировка основных проблем и постановка задачи исследования. В этой главе излагаются основные методы получения быстрозакаленных материалов из расплава. Обсуждаются условия формирования аморфного состояния и кристаллических структур. Проводится анализ экспериментальных данных по структуре и механическим свойствам быстрозакаленных кристаллических материалов. Приводятся основные закономерности механического поведения и подробно обсуждаются механизмы деформации аморфных металлических сплавов. В первой главе также дается обзор методов получения, структуры и механических свойств нанокристаллических материалов. На основе анализа экспериментальных данных по структуре и механическим свойствам быстрозакаленныз материалов формулируются конкретные задачи, решение которых необходимо для достижения сформулированной цели работы.
Во второй главе работы, состоящей из шести разделов, проводится теоретическое определение внутренних напряжений в металлических материалах, получаемых закалкой из расплава, и дается классификация структурно-масштабных состояний быстрозакаленных материалов. Рассматриваются структурные неоднородности и внутренние напряжения разных масштабных уровней аморфных металлических сплавов. Рассчитываются термические напряжения, возникающие в процессе формирования лент и волокон аморфных и аморфнськристаллических сплавов. Анализируются релаксационные процессы в быстрозакаленных микрокристаллических сплавах. Рассматриваются три основных структурных состояния - объемные, границ зерен и поверхностей раздела, свободной поверхности материалов: аморфное, квазикристаллическое и кристаллическое. На этой основе дается классификация возможных структурно-масштабных состояний быстрозакаленных материалов.
Третья глава, состоящая из пяти разделов, посвящена разработке теории гетерогенного пластического течения аморфных и аморфно-кристаллических сплавов. В ней определяются условия развития полос сдвига в аморфных металлических сплавах. Анализируются структурные механизмы гетерогенной пластической деформации аморфно-кристаллических сплавов. Показывается возможность преодоления скоплений мезоструктурных неоднородностеи полосой сдвига за счет зарождения новых полос перед заторможенной полосой. Разрабатывается модель низкотемпературного деформационного поведения аморфных металлических сплавов.
В четвертой главе, состоящей из шести разделов, разрабатывается теория низкотемпературной пластической деформации нанокристаллических, аморфно-нанокристаллических и нано- микрокристаллических материалов. Исследуются зернограничные механизмы пластического течения нанокристаллических материалов.
Рассчитываются деформационная кривая, зависимость предела текучести от температуры, размера зерна и состояния границ зерен наноматериалов. Дается последовательное объяснение аномалий зависимости Холла-Петча в нанокристаллических материалах и показывается хорошее согласие полученных теоретических результатов с экспериментальными данными.
Показывается, что предел текучести нанокристаллических материалов увеличивается с ростом зерна, когда размер областей микропроскальзывания не зависит от размера зерна, или когда напряжение сопротивления зернограничному микропроскальзьгоанию увеличивается с ростом зерна. При возникновении дислокационных аккомодационных процессов выполняется классическая зависимость Холла-Петча.
Формулируется критерий смены зернограничного механизма деформации на дислокационный механизм при увеличении размера зерна наноматериалов. Неоднородные зернограничные сдвиги вызывают концентрацию напряжений в прилегающих областях материала. Когда величина сдвига у достигает некоторого критического значения у*, локальное напряжение xL становится настолько большим, что вызывает зарождение дислокаций на краях областей зернограничного микропроскальзывания.
Изучаются особенности деформационного поведения аморфно -нанокристаллических материалов. Рассчитывается зависимость напряжения течения от объемной доли структурных составляющих и размера нанозерен. Предлагается структурная модель развития полос сдвига в аморфно-нанокристаллических сплавах.
В пятой главе, состоящей из шести разделов, исследуются структурные механизмы и особенности разрушения аморфных, аморфно-кристаллических и нанокристаллических материалов. Рассчитывается кинетика разрушения аморфных сплавов в разных структурных состояниях по полосам сдвига. Получено аналитическое выражение для скорости роста объемной доли пор в полосе сдвига.
Изучаются статистические аспекты разрушения аморфных металлических сплавов. Определяются параметры распределения прочности для партий ленточных образцов. Теоретически и экспериментально исследуются статистические аспекты прочности аморфного сплава 9ХСНР. Показывается, что условия разрушения существенно зависят от характера, размеров и концентрации макроскопических неоднородностей и несовершенств. Подход Вейбулла и развитая в работе статистическая модель прочности АМС применяются для анализа экспериментальных данных по прочности лент аморфного сплава 9ХСНР. Обнаруживается наличие трех типов распределения прочности с разными модулями распределения.
Разрабатывается модель хрупкого разрушения нанокристаллических и аморфно-нанокристаллических сплавов. Рассчитывается вязкость разрушения нанокристаллических материалов с учетом зернограничного микропроскальзывания.
В шестой главе, состоящей из шести разделов, проводится теоретический анализ структурных механизмов формирования наноаморфных твердых тел при компактировании. Рассчитывается кинетика уплотнения аморфных компактов под действием внешнего давления. Получается аналитическое выражение для зависимости радиуса залечиваемых пор от времени процесса в материале, зависимость скорости деформации которого от напряжения определяется функцией гиперполического синуса.
Определяются температурно-временные режимы Получения наноаморфных материалов при сохранении аморфного состояния. Рассматривается возможность и условия получения нано-микроаморфных волоконных компактных материалов. На основе полученных результатов строится диаграмма структурных механизмов процесса изостатического прессования аморфных металлических сплавов.
Седьмая, заключительная глава диссертации, состоящая из шести разделов, посвящена изучению особенностей структурных фазовых превращений в быстрозакаленных сплавах. Рассчитывается энергия активации процесса наслаивания дефектов упаковки, определяющего условия и кинетику развития двойникования и полиморфных превращений в сплавах с невысокой энергией дефектов упаковки. Определяется критическое значение размера зерна, при котором происходит подавление превращения. Показывается, что пересыщение кристалла вакансиями, образующимися при закалке из расплава и компактировании ульрадисперсных частиц, существенно влияет на зарождение новой фазы. Строится квазиравновесная модель полосовой структуры, образуемой в ходе интенсивной пластической деформации, и определены условия реализации такой структуры. Рассматривается способ получения материала с субмикрокристаллической структурой методом ударного нагружения. Обсуждается возможность получения массивных материалов с нанокристаллической структурой.
В Заключении приводятся основные результаты и выводы.
Основное содержание работы отражено в следующих статьях автора.
Поздняков В.А., Соловьев В.А. О термофлуктуационном и квантовом зарождении новой фазы в кристаллах (Механизм наслаивания дефектов упаковки). - ДАН СССР. 1980, т.252. №2, с. 339-343.
Поздняков В.А., Соловьев В.А. Распространение и взаимодействие дефектов упаковки в кристаллах при ударном нагружении. - ДАН СССР. 1982, т.266. №2, с. 338-342.
Поздняков В.А., Соловьев В .А., Плахотник В.Т., Борисов В.Т. Формирование дефектной структуры при высокоскоростной деформации. - «Прочность и пластичность металлов и сплавов». М.: Металлургия. 1985, с. 24-32.
Бащенко А.П., Ваганов В.Е., Поздняков В.А., Соловьев В.А. Механизмы формирования микроструктуры аустенитных сталей с низкой энергией дефектов упаковки при динамическом нагружении. -«Физические основы формирования физико-механических свойств сталей и сплавов». М.: Металлургия. 1990, с. 101-108.
Поздняков В.А., Ройтбурд А.Л. О выделении новой фазы в условиях пересыщения вакансиями. - ФММ. 1989, т.67. №5, с. 854-858.
Поздняков В.А., Ваганов В.Е. Расчет кинетики уплотнения порошковых аморфных металлических материалов в процессе теплого изостатического прессования. - Порошковая металлургия. 1993. №1, с. 12-16.
Поздняков В.А., Глезер А.М. Об аномалиях зависимости Холла-Петча нанокристаллических материалов. Письма в ЖТФ - 1995, т.21. №1, с. 31-36. Glezer А.М., Pozdnyakov V.A. Structural mechanism of plastic deformation of nanomaterials with amorphous intergranular layers. -Nanostruct. Mater. 1995, v.6. №1-4, pp. 767-769. Pozdnyakov V.A., Trusov L.I., Glezer A.M., Khvostantseva T.P. Microstructural mechanisms of creep acceleration in nano- and microcrystalline materials. - ISMANAM-95. Quebec. 1995. P-B-14.8. lO.Glezer A.M., Pozdnyakov V.A., Kirienko V.I., Zhigalina O.M. Structure and mechanical properties of liquid quenched nanocrystals. - Mater. Sci. Forum. 1996, v. 225- 227, pp. 781-786.
П.Изотов В.И., Русаненко B.B., Копылов В.И., Поздняков В.А., Еднерал А.Ф., Козлова А.Г. Структура и свойства инварного сплава Fe-36%Ni после интенсивной сдвиговой деформации. - ФММ. 1996, т.82. №3, с.
123-135. 12.Поздняков В.А. Анализ структурньгх механизмов разрушения и оценка надежности аморфных и нанокристаллических материалов. - Сталь.
1997. №7, с. 62-65. 13.Pozdnyakov V.A., Glezer А.М. Fracture micromechanisms and fractal fracture surfaces of nanocrystals. ISMANAM - 97. Barcelona, Spain. 1997.
5-P-32. H.Antonov A.S., Borisov V.T., Borisov O.V., Pozdnyakov V.A., Prokoshin A.F., Usov N.A. Residual quenching stresses in amorphous ferromagnetic wires produced by an in-rotating-water spinning process. - J. Phys. D: Appl. Phys. 1999,v.32,pp. 1788-1794. 15. Антонов A.C., Борисов B.T., Борисов O.B., Поздняков В.А., Прокошин
А.Ф., Усов Н.А. Расчет остаточных напряжений в аморфных волокнах. - Физ. и хим. стекла. 2000, т.26. №4, с. 506-514. Іб.Поздняков В.А. Внутренние напряжения разных структурно-масштабных уровней в аморфных металлических сплавах. — Изв. АН.
Серия физическая. 2001, т.65. №10, с. 1459-1464. 17.Поздняков В.А., Глезер А.М. Структурные механизмы пластической деформации нанокристаллических материалов. - ФТТ. 2002, т.44. №4, с. 705-710. 18.Поздняков В.А. Механизмы хрупкого разрушения гетерофазных нанокристаллических материалов. - «Прочность неоднородных структур». Тез. докл. Москва. 2002, с. 13. 19.ПОЗДНЯКОВ В.А. Механизмы и кинетика формирования наноаморфных твердых тел. - «Дефекты структуры и прочность кристаллов». Тез. докл. Черноголовка. 2002, с. 62.
Поздняков В.А., Глезер А.М. Природа микропластической деформации поликристаллических материалов. - ДАН. 2002, т.384. №2, с. 177-180.
Поздняков В.А. Условия образования и развития полос сдвига в аморфных металлических сплавах. - ФММ. 2002, т.94. №5, с. 26-33.
Поздняков В.А., Козлова О.С, Еднерал А.Ф. Статистические аспекты прочности металлических стекол. - Металлы. 2002. №5, с.86-94
Поздняков В.А., Глезер А.М. Структурные механизмы разрушения аморфных металлических сплавов. - ДАН. 2002, т.384. №2, с. 177-180.
Глезер A.M., Блинова Е.М., Поздняков В.А. Мартенситное превращение в микрокристаллических сплавах железо-никель. — Изв. АН. Сер. Физическая. 2002, т.66. №9, с. 1262-1275.
Поздняков В.А. Особенности деформационного поведения аморфно-нанокристаллических материалов. Материаловедение. 2002. №11, с. 39-47.
Поздняков В.А. Микроструктурные механизмы зернограничной деформации нанокристаллических материалов. - Материаловедение. 2003. №3, с. 2-7.
Поздняков В.А. Особенности механического поведения наноструктурных материалов, полученных кристаллизацией аморфных сплавов. - Материаловедение. 2003. №2, с. 32-38.
Поздняков В.А. Наноструктурный захват трещин. Письма в ЖТФ. 2003. т. 29. №4, с. 46-51.
Структура и механические свойства быстрозакаленных кристаллических материалов
Структурные особенности. Основными структурными особенностями быстрозакаленных кристаллических материалов, к которым приводит закалка из жидкого состояния, являются следующие [2,6-9,25]: снижение химической сегрегации; формирование очень мелкого зерна (более дисперсной структуры); возникновение сильно развитой субзеренной структуры; сильное увеличение предела растворимости; образование пересыщенных твердых растворов; образование новых метастабильных фаз; неравновесное состояние границ (зерен и раздела фаз); возможность образования высокой концентрации вакансий и дефектов, образовавшихся при их коагуляции. Размер зерна материалов, полученных сверхбыстрым охлаждением расплава, изменяется от десятых долей до десятков микрон. Размер субзеренной структуры соответственно еще меньше. В продуктах закалки из расплава выявляется четыре структурных зоны. Зона замораживания -мелкодисперсная структура, образующаяся в результате множественного зарождения кристаллов, и прилегающая к закалочной поверхности. Зона столбчатой структуры - система сильно вытянутых зерен, занимающая, как правило, основную часть сечения образца. Непосредственно у закалочной поверхности она направлена по нормали к ней, а затем отклоняется в сторону движения ленты или волокна. В средней части сечения образца, как правило, формируется дендритная или дендритно-ячеистая структура. Четвертая зона, которая может возникнуть при кристаллизации, - область равноосных случайно ориентированных зерен. В быстрозакаленных материалах часто отмечается, например [26], два вида дендритных ячеек. В первом случае ячейки имеют форму, близкую к правильным шестиугольникам, и связаны с продвижением фронта кристаллизации от контактной поверхности. Когда толщина ленты достаточно велика (более 20-25мкм), фронт кристаллизации формируется также в отдельных локальных областях на контактной поверхности, и дендритные ячейки имеют характерную веерообразную форму с верпшнами на свободной поверхности. Диффузионное растворение дендритных ячеек и выравнивание химического состава происходит при термических воздействиях при 600-700С. Формирующиеся в процессе быстрой закалки дефекты условно можно разделить на две группы [26]: дефекты, обусловленные избыточными вакансиями, и дефекты, связанные с релаксацией возникающих в процессе закалки напряжений.
Наиболее характерной чертой структуры многих быстрозакаленных сплавов является высокая плотность дислокационных призматических петель малых размеров, образованных в результате коагуляции вакансий. Средний размер петель в зависимости от сплава и условий закалки колеблется в интервале 20-40 нм. Объемная плотность петель порядка 1011 - 1012мм "3. Расчет концентрации вакансий в решетке при температуре плавления на основании данных о среднем размере и плотности петель дает величину (1-2)10 , что находится в хорошем соответствии с теоретическими расчетами для ОЦК металлов. Важными являются особенности образующихся при закалке дислокационных петель. Во-первых, призматические петли с большей вероятностью образуются на границах зерен и дендритных ячеек. Кроме того, по мере отжига их концентрация сначала несколько возрастает. Это свидетельствует, по-видимому, о том, что значительная часть неравновесных вакансий после закалки из расплава сохраняется в решетке. Помимо дислокационных петель избыточные закалочные вакансии образуют нано- и субмикроскопические поры размером до 0.1 мкм., а в случае материалов с низкой энергией дефектов упаковки - тетраэдры дефектов упаковки. В упорядоченных сплавах внутри петель образуются диски антифазных границ. Следует также отметить, что в ряде сплавов дислокационные призматические петли закалочного происхождения вообще не образуются. Это, как правило, сплавы, претерпевающие фазовые превращения (упорядочение, распад), или сплавы, в которых легко могут образовываться комплексы вакансия-атом твердого раствора. В этих случаях вакансии удерживаются в твердом растворе или сегрегируют на межфазных границах. Релаксация возникающих при закалке напряжений приводит к образованию высокой плотности дислокаций.
Широкий диапазон температур, при которых происходит зарождение и развитие дислокаций, обуславливает широкий спектр возникающих дислокационных структур: от дислокационных скоплений до субграниц. Границы субзерен и дендритных ячеек часто совпадают, из-за того, что именно на границах ячеек в основном происходит образование дефектов при закалке. № При отжиге сплавов, закаленных из расплава, был обнаружен эффект : аномального уменьшения размера зерна [27]. По мнению авторов [27] причиной такого уменьшения зерна при отжиге может служить образование сетки малоугловых границ. При изучении быстрозакаленного сплава Fe-20%Cr - 25%Ni были выявлены четыре характерных типа структуры [2]. По мере увеличения скорости охлаждения наблюдали: 1. разветвленные дендриты; 2. ячейки с малоугловыми границами; 3. зерна, содержащие параллельные полосы вакансионных дислокационных петель вдоль направлений 100 . 4. однородные зерна без характерных особенностей. Расширение области существования ГЦК у - фазы в бинарных Feioo.xCx (х = 0-17) и псевдобинарных (Fe M Cs сплавах (М — Со, Cr, Си, Mn, Ni, Pt; х 0.4) наблюдали в образцах, полученных спиннингованием в атмосфере аргона. Показано, что параметр решетки аустенита нелинейно изменяется с увеличением содержания углерода в сплаве. Увеличение параметра решетки связывают с увеличением количества растворенного в аустените углерода, а уменьшение - с выделением цементита [28]. Фазовые превращения. Закалка из расплава может оказывать сильное влияние на условия реализации и характер протекания структурных фазовых превращений различного типа. Интересен характер протекания упорядочения и возможность его подавления при скоростной закалке из расплава. В [29] изучались быстрозакаленные сплавы Fe-Al, в которых атомное упорядочение может 1 происходить как фазовый переход первого или второго рода. В зависимости щ ! от состава в исследованных сплавах образуются сверхструктуры В2 и ЕХЭз. I Проведенные эксперименты показали, что путем закалки из расплава подавить атомное упорядочение, протекающее как фазовый переход второго рода практически невозможно. Можно лишь частично уменьшить степень дальнего порядка. Процесс упорядочения по механизму фазового перехода
Структурные неоднородности и внутренние напряжения разных масштабных уровней аморфных металлических сплавов
А. Структурные неоднородности, дефекты и внутренние напряжения АМС микро-, мезо- и макромасштабных уровней. Как отмечено во введении, в структуре АМС можно выделить дефекты и связанные с ними напряжения с характерными размерами Л Р несколько атомных расстояний а: А = па, где п =1-5, (для квазивакансий [141] п может быть меньше единицы) - дефекты микромасштабного, атомного уровня. Ленты и волокна АМС, полученные закалкой из расплава, как правило, являются химически неоднородными по толщине или радиусу сечения. В них также имеются закалочные термические напряжения. I Характерный масштаб изменения уровня напряжений имеет порядок ! толщины образца. Таким образом, можно выделить структурные неоднородности и внутренние напряжения АМС макромасштабного уровня с характерным размером А порядка толщины образца. В зависимости от состава, способа и режима получения структура АМС характеризуется наличием структурных неоднородностей ряда промежуточных масштабных уровней [143-147] с характерными размерами Ящ от единиц до десятков нанометров: Х\ 7 А, которые следует рассматривать как мезоструктурными или мезомасштабными неоднородностями. Мезоуровень может включать в себя ряд мезомасштабных и/или мезоструктурных А подуровней [156]. Дефекты и неоднородности структуры АМС могут иметь различное происхождение. Они могут быть унаследованы из расплава, возникать в процессе аморфизации или при последующих термических, механических и иных физических воздействиях на АМС (Рис.2.1). Причем возникают как объемные, так и поверхностные дефекты и неоднородности. Следует различать дефекты и неоднородности структуры АМС и геометрии образцов АМС, хотя дефекты образцов, например, поверхностные каверны и шероховатости, как правило, инициируют возникновение структурных неоднородностей возле них [156]. Структурные неоднородности бывают нескольких типов. Экспериментально выявляются отдельные области мезомасштаба с топологической упорядоченностью атомов [144]. Наблюдаются области нанометровых размеров с композиционным ближним порядком (КБП)-мезомасштабные области композиционного упорядочения. Обнаруживаются также концентрационные пространственные флуктуации (сегрегации) не связанные с КБП. В некоторых АМС при дифракционных исследованиях обнаружены области с разным типом ближнего порядка [147]. Структурные дефекты и неоднородности АМС могут образовываться при пластической деформации или других внешних воздействиях. В АМС, полученных при предельных режимах закалки, термообработанных или подвергнутых иным внешним воздействиям, образуются кристаллические области мезо- и макромасштабных уровней. Наконец, возможно образование комплексных неоднородностей, сочетающих в себе признаки различных типов структурных неоднородностей. Каждому типу структурных неоднородностей будут отвечать связанные с ними внутренние напряжения.
Таким образом, в АМС возможно наличие внутренних напряжений, обусловленных как структурными дефектами и неоднородностями, так и пространственными неоднородностями процесса затвердевания расплава при образовании АМС. Так, что можно говорить о внутренних напряжениях АМС микро-, мезо- и макромасштабных уровней, в соответствии с их характерными масштабами [156]. Б.Внутренние напряжения АМС микро- и мезомасштабных уровней. Для анализа локальных структурных несовместностей, приводящих к возникновению напряжений атомного уровня, может использоваться континуальное или квазиконтинуальное описание структуры АМС [157,158]. В [157] при анализе атомных напряжений каждый атом в окружении ближайших соседей рассматривался как сферическое включение в упругой матрице. Соотношение размеров свободных включения и отверстия определяет величину несовместности деформаций. В работе [158] объем аморфного материала мысленно разбивается на структурные элементы - многогранники, в вершинах которых находятся атомы первой координационной сферы. Каждый структурный элемент при затвердевании сплава испытывает собственную термическую деформацию, и их несовместности приводят к возникновению напряжений атомного уровня [158]. В [156] работе рассмотрены механизмы возникновения и источники внутренних напряжений в АМС микро-, мезо- и макромасштабных уровней. Проведена классификация дефектов и неоднородностей структуры АМС. Рассмотрено возможное влияние композиционного ближнего порядка на микроскопические напряжения. В рамках подхода работы [158] учтем влияние КБП на внутренние напряжения атомного уровня в АМС. Поле собственных деформаций на микроскопическом уровне плавно меняется от атома к атому с характерным пространственным масштабом в 2-3 атомных расстояния [139,141]. В континуальном приближении ближний и средний порядок в АМС будем описывать, используя локальный тензор модулей упругости [139,141], с помощью поля тензора собственной деформации ц(г). Такой подход дает только качественное описание микроструктурных напряжений, но позволяет установить связь между напряжениями микро- и мезоструктурного уровней. Собственные (квазипластические по определению Кренера [159]) деформации, будут приводить к
Релаксационные процессы в быстрозакаленных сплавах при закалке из расплава и последующих термообработках
Для быстрозакаленных материалов характерно формирование ячеисто-дендритной структуры и образование высокой концентрации дефектов [182]. Как показано во введении, формирующиеся в процессе быстрой закалки дефекты условно разделяют на две группы [26]: дефекты, обусловленные избыточными вакансиями и дефекты, связанные с релаксацией возникаюпщх в процессе закалки напряжений. Характерной чертой структуры многих быстрозакаленных сплавов является высокая плотность дислокационных призматических петель малых размеров, образованных в результате коагуляции вакансий. Релаксация возникающих при закалке напряжений приводит к образованию высокой плотности дислокаций. Могут реализовываться также комплексные процессы -релаксация напряжений за счет призматических петель, образованных из избыточных вакансий, как при релаксации напряжений включений иных фаз [183]. Рассмотрим процессы релаксации напряжений в быстрозакаленных материалах с дендритно-ячеистой структурой. Характер внутренних напряжений и кинетика их релаксации. Суммарные кристаллизационные напряжения макроуровня и структурные напряжения мезомасштабного уровня, возникающие в ленточном остывающем образце при температуре То, равны: где Тк(г) и Т(г) - локальная температура в точке г образца в момент затвердевания (кристаллизации) и в затвердевшем состоянии соответственно; Т - средняя по образцу температура; Т - характерная температура процесса релаксации напряжений; а , Да - среднее значение и разность коэффициентов термического расширения структурных доставляющих материала соответственно, Е - модуль Юнга материала, 6s = л(С - Со) - относительная деформация в границах и в центре ячеек ячеисто дендритной структуры, обусловленная изменением удельного параметра решетки «а» при вариации концентрации С(г) относительно среднего значения Со: При охлаждении закристаллизовавшегося образца происходит возрастание термоупругих напряжений и их релаксация за счет вязко-пластической деформации. Скорость пластического течения материала сильно зависит от температуры, и при низких температурах времена релаксации напряжений становятся больше характерного времени возрастания термоупругих напряжений. Введем температуру Т , начиная с которой при охлаждении заготовки скорость релаксации напряжений становится намного меньше скорости роста термоупругих напряжений. Температура Т определяется из условия: где (T)t - скорость изменения температуры, (ЄрХ - скорость пластической деформации.
Зависимость скорости пластической деформации при заданной температуре от напряжения при термоактивационном развитии микроструктурных процессов имеет вид: где Аь р, А, т, р - параметры материала, Ai = AD1 , D - размер зерна, ц -модуль сдвига, Q - энергия активации пластической деформации [184]. При рассмотрении кинетики конкретных высокотемпературных процессов нужно знать скорости движения и зарождения дислокаций [185]. Когда действующие напряжения меньше предела текучести материала, скорость течения определяется механизмами ползучести [184]: где А2 - численный параметр, F(oVyi) - функция приведенного напряжения, определяемая конкретным механизмом ползучести, Ь- величина вектора Бюргерса, Аг = 10"10. Скорость изменения температуры тонкого образца толщиной Н равна: где а - коэффициент температуропроводности сплава, к - численный коэффициент, зависящий от коэффициента теплообмена. Из (2.56)-(2.58) определяется температура Т . Используя подход работы [186], находим характерное время релаксации напряжений при диффузионном механизме релаксации структурных напряжений мезомасштабного уровня: где В - численный параметр порядка единицы, Е ь - коэффициент диффузии по границам зерен или межфазным, hr - толщина граничного слоя, R,, -минимальный размер структурной неоднородности, Q - атомный объем. Условия релаксации напряжений в ячеисто-дедритной структуре. Рассмотрим модель ячеистой структуры, показанную на Рис.2.7. В ячейках примерно одного размера d средний состав сплава равен Сс. Ячейки разделены границами толщиной 5 с иным составом Q,. Распределение состава сплава вдоль выделенного направления - оси х показано на Рис.2.7. б. Параметры решетки изменяются в зависимости от состава сплава на основании соотношения (2.54). Выделим повторяющуюся структурную область - аналог ячейки Вигнера-Зейтца (Рис.2.7.а). Если обозначить объемы ячейки структуры и выделенной макроячейки через Vc и Vo соответственно, то объемные доли ячеек и их границ в материале будут соответственно равны: Энергия упругой деформации Ее в объеме V образца равна:
Структурные механизмы гетерогенной пластической деформации аморфно-кристаллических сплавов
Условия реализации гомогенного или гетерогенного механизма течения АМС определяются состоянием материала и условиями деформации. При высоких напряжениях (т ц/50) и низких температурах (Т 0,7Tg, Tg - температура стеклования) происходит гетерогенное пластическое течение АМС. Напряжение течения слабо зависит от скорости деформации и температуры. Можно выделить три стадии низкотемпературного пластического течения АМС [197]: стадия гомогенной деформации, предшествующая образованию полос сдвига; стадия, при которой образуются и распространяются полосы сдвига и заключительная стадия, на которой деформация происходит путем пластического течения материала только в некоторых наиболее активных полосах. На последней стадии в активных полосах образуются микротрещины. В результате гетерогенной деформации уменьшается плотность материала и увеличивается объем образца [198]. Полосы сдвига располагаются, как правило, под углом 45-55 к оси одноосного нагружения. Высота ступенек, образующихся в результате выхода полос на свободную поверхность образца, достигает 100-200 нм, а максимальная толщина полос при этом равна 20-40 нм, то есть сдвиговая деформация в полосе сдвига может составлять 10. Движение-полос сдвига имеет скачкообразный характер с малыми временами активности. В работе [199] измерены характерные время образования и скорость распространения полос, которые составили 1.5 мкс и 510"5 м/с. Проведенные эксперименты показали, что полосы сдвига характеризуются избирательным травлением [200]. В [45,201] сообщается об изучении изменений структуры аморфного материала методом количественного анализа микроэлектронограмм участков внутри и вне t$:- полосы сдвига. Установлено нарушение корреляции в расположении атомов в области пластически деформированного материала. Было показано, что в условиях кинетически заторможенной структурной релаксации пластическая i% деформация реализуется по дислокационно-подобному механизму, то есть, " локализовано, вызывая интенсивную, дискретную во времени, акустическую эмиссию, тогда как в условиях легко реализуемой структурной релаксации пластическое течение является гомогенным и вязким [46,202]. Обсуждались различные механизмы локализации пластической Н: деформации в АМС. Полк и Тэрнбалл [203] предположили, что пластическое ! течение нарушает композиционное и топологическое упорядочение материала, что вызывает его разупрочнение, приводящее к концентрации "; деформации в полосах.
В качестве возможного механизма локализованного J течения рассматривалось также движение дислокационно-подобных дефектов [45,46]. Было предложено несколько микроскопических моделей гомогенного и гетерогенного пластического течения АМС, в которых рассматривается эволюция деформационно индуцированного избыточного свободного объема [58-60]. Предполагается, что при более высоких температурах и низких скоростях деформации индуцированньш пластическим течением избыточный свободный объем диффузионно релаксирует, так что необходимой для возникновения локализованного пластического течения степени аккумуляции избыточного свободного объема не достигается и материал деформируется однородно. В работе [60] в качестве основного микроструктурного механизма гетерогенного -пластического течения АМС при высоких сдвиговых напряжениях рассматривается возникновение локализованных сдвигов малых групп атомов, названных локализованными сдвиговыми превращениями. Показано [60], что пластическое течение может локализоваться в полосах, в которых достигается более высокая скорость деформации из-за разупрочнения, вызванного деформационно генерированным свободным объемом. В [204] предположено, что необходимую степень разупрочнения для образования полос сдвига, могут обеспечить локальные концентраторы напряжения. Свойства аморфно-кристаллического металлического сплава (А-КМС) ( определяются условиями, при которых формируется кристаллическая фаза, поскольку эти условия определяют объемные доли, фазовый и химический состав структурных составляющих в аморфно-кристаллическом сплаве. Основные методы (процессы) получения аморфно-кристаллического состояния материала: а). Закалка жидкости со скоростью, меньшей критического для аморфизации значения; б). Незавершенная кристаллизация АМС при термических воздействиях; в). Инжекция кристаллических частиц - в аморфизующийся при быстром охлаждении расплав: г). Твердофазные " процессы аморфизации; д). Интенсивные термомеханические воздействия, в J частности механическое сплавление; е). Высокоэнергетические воздействия. Механические свойства А-КМС изучались в [205-207]. Основные результаты относятся к зависимости предела текучести или микротвердости таких материалов от среднего размера и объемной доли кристаллических включений. Отмечается резкое повышение микротвердости сплава при небольшом возрастании объемной доли кристаллической составляющей. .
При оптимальном сочетании объемных долей, структур и морфологии структурных составляющих А-КМС может обладать более высокими механическими свойствами по сравнению с АМС. Шзкотемпературная деформация А-КМС также представляет собой гетерогенное пластическое течение, однако влияние кристаллов на механизм и характер развития пластического течения полос сдвига в таких материалах практически не исследовано. Если микроскопическим механизмам вязкопластического течения АМС уделялось значительное внимание, то условия развития полос сдвига в АМС изучены явно недостаточно, а без этого нельзя описать их деформационное поведение. В [208] проведен анализ развития гетерогенного течения на мезоскопическом уровне и определено условие развития полос. Энергетика неоднородного пластического течения. Рассмотрим гетерогенное пластическое течение АМС при низких температурах под действием высоких сдвиговых напряжений. Деформация имеет не только сдвиговую, но и дилатационную компоненту. Пластическое течение вызывает композиционное и топологическое разупорядочение материала, изменяя его свободную энергию. Пусть в некоторой области аморфного материала Q под действием сдвигового напряжения т, превысившего локальное напряжение сопротивления сдвигу тт, произошла пластическая деформация є(г). Деформация имеет не только сдвиговую, но и дилатационную компоненту. Изменение энергии, вызванное пластическим течением в конечной области материала эллипсоидальной формы объемом V с площадью поверхности S, сдвиговая деформация в которой равна y(r), а дилатация 9(г), можно записать в виде: где с = Сткк/З - шаровая часть тензора напряжений, Г = Г(у) - удельная поверхностная энергия границы пластической области; к, - численные коэффициенты порядка единицы; g - функция формы. Первый член в (3.1) -работа внешних сил при деформации материала в Q . Второй член представляет энергию деформации, связанной с областью Ед [160], циК-модули сдвига и объемного сжатия соответственно. Третий член -изменение объемной энергии в области течения; Дф = Аф(у) - изменение
