ФИЗИКА МЕТАЛЛОВ И МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ, 2004, том 97, № 1, с. 9-17
^=ТЕОРИЯ ^^^^^^^^^^^^^^^^
МЕТАЛЛОВ
УДК 539.374.001:54-161'162
РАЗВИТИЕ ПОЛОС СДВИГА В АМОРФНО-КРИСТАЛЛИЧЕСКИХ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ СПЛАВАХ
© 2004 г. В. А. Поздняков
Институт металлофизики и функциональных материалов ГНЦ ЦНИИчермет им. И.П. Бардина, 107005 Москва, 2-я Бауманская, 9/23 Поступила в редакцию 1.10.2002 г.; в окончательном варианте - 27.03.2003 г.
Теоретически изучены условия развития полос сдвига в аморфно-кристаллических сплавах с разными морфологическими типами структурных составляющих. Получено условие развития полос сдвига в тонких аморфных слоях, содержащихся в кристаллической матрице. Показано, что существует масштабный эффект, выражающийся в подавлении процесса локализованного пластического течения при уменьшении толщины аморфного слоя до предельного значения. Проведен анализ условия развития полос сдвига в аморфном сплаве с нанокристаллическими включениями. Получена зависимость критического напряжения развития полосы сдвига от объемной доли дисперсных кристаллических включений. Рассмотрено также развитие полос сдвига в материале из аморфных и кристаллических областей микрометровых размеров. В сплаве с такой структурой определены условия распространения локализованного течения эстафетным механизмом.
Пластическая деформация аморфных металлических сплавов (AMC) при высоких напряжениях (т > ц/50, ц - модуль сдвига) и низких температурах (T < 0.7Tg, Tg - температура стеклования) происходит путем гетерогенного течения, при котором деформация локализована в тонких полосах сдвига [1-3].
Высота ступенек, образующихся в результате выхода полос на свободную поверхность образца, достигает 100-200 нм, а максимальная толщина их примерно равна 10-40 нм, т.е. сдвиговая деформация в полосе сдвига может составлять ~10 [1, 2]. В результате гетерогенной деформации уменьшается плотность материала и увеличивается объем образца [4]. В [2, 5] было показано, что пластическая деформация протекает гетеро-генно, вызывая интенсивную, дискретную во времени, акустическую эмиссию, при условии кинетически заторможенной структурной релаксации, тогда как в условиях легко реализуемой структурной релаксации пластическое течение является гомогенным и вязким. Пластическое течение нарушает композиционное и топологическое упорядочение материала, что вызывает его разупо-рядочение, приводящее к концентрации деформации в полосах [6].
Было предложено несколько количественных микроскопических моделей гетерогенного (и гомогенного) пластического течения AMC, в которых рассматривается эволюция деформационно индуцированного избыточного свободного объема [7-9]. Предполагается, что при более высоких температурах и низких скоростях деформации индуцированный пластическим течением избы-
точный свободный объем диффузионно релакси-рует, так что необходимой для возникновения локализованного пластического течения степени аккумуляции избыточного свободного объема не достигается и материал деформируется однородно. При низких температурах релаксационные процессы замедлены и реализуется локализованное течение материала. В работе [9] в качестве основного микроструктурного механизма гетерогенного пластического течения AMC при высоких сдвиговых напряжениях рассматривается возникновение локализованных сдвигов малых групп атомов, названных локализованными сдвиговыми превращениями. Было показано, что пластическое течение может локализоваться в полосах, в которых достигается более высокая скорость деформации из-за разупрочнения, вызванного генерированным свободным объемом [9]. В [10] предположено, что необходимую степень разупрочнения для образования полос сдвига, могут обеспечить локальные концентраторы напряжения. В [11] разработана мезоструктурная модель развития полос сдвига в аморфных металлических сплавах. Для вывода условий распространения полос сдвига использован энергетический подход с привлечением важного понятия механики разрушения -/-интеграла. Для полосы сдвига в [11] введен коэффициент интенсивности напряжений, выражающий меру концентрации напряжений в вершине полосы и позволяющий описывать условия развития гетерогенного пластического течения для разных условий нагружения образцов определенной геометрии. В настоящей работе дается обобщение понятия коэффициента интенсивности напряжений полосы сдвига в AMC, введенного в [11].
Физико-механические свойства аморфно-кристаллического металлического сплава (А-КМС) определяются количеством, объемными долями, геометрией, фазовым и химическим составом аморфных и кристаллических структурных составляющих.
Основные методы (процессы) получения аморфно-кристаллического состояния материала:
1. Закалка из расплава со скоростью, меньшей критического для аморфизации значения.
2. Незавершенная кристаллизация АМС при термических воздействиях.
3. Инжекция кристаллических частиц в амор-физующийся при быстром охлаждении расплав.
4. Твердофазные процессы аморфизации.
5. Интенсивные термомеханические воздействия, в частности, механическое сплавление.
6. Высокоэнергетические воздействия, например, ионная имплантация, лазерное оплавление поверхности и т.п.
Низкотемпературная деформация А-КМС также представляет собой гетерогенное пластическое течение [12], однако влияние кристаллических структурных составляющих на механизм и характер развития полос сдвига в таких материалах практически не исследовано. Цель данной работы - изучение влияния объемных долей, размеров, морфологий и параметров пластичности аморфной и кристаллической структурных составляющих на механизмы деформации и особенности развития полос сдвига в А-КМС.
УСЛОВИЯ РАЗВИТИЯ ПОЛОС СДВИГА В АМОРФНЫХ СПЛАВАХ
Предполагается, что пластическое течение АМС происходит за счет образования локализованных сдвиговых превращений (микрообластей) [9]. Напряжение сопротивления образованию чисто сдвиговых превращений равно т.. Локальный сдвиг приводит к генерации избыточного свободного объема так, что тензор собственной деформации локального сдвигового превращения содержит дилата-ционную составляющую, геометрически связанную с величиной сдвиговой деформации. Чем выше ди-латация образующихся микрообластей, тем выше их энергия, а следовательно, реальное напряжение сопротивления сдвигу тс выше чем т.. Энергия гетерогенного зарождения областей сдвига меньше в местах с повышенным свободным объемом в АМС, при котором необходима более низкая дилатационная деформация. Напряжение сопротивления сдвигу при этом соответственно меньше среднего значения по объему образца.
Вводя объемную долю избыточного свободного объема fv, измеряемую в единицах ее предельной величины, т.е. тс = min при fv = 1, для зависи-
мости напряжения сопротивления сдвигу можно записать [11]:
Tcv = Тс[ 1- у( f v)],
(1)
где у - численная возрастающая функция fv, по модулю меньше единицы, такая, что при fv = 0: у = 0, а при fv = 1: у = у*, где 0 < у* < 1, и тс[1 -
- у*] S Т* = Т..
При известной зависимости объемной доли генерируемого свободного объема от величины пластической сдвиговой деформации можно рассчитать локальную деформационную кривую материала. При нагружении АМС сдвиговое напряжение возрастает в области упругих деформаций, и при т > тр, где Тр - локальное напряжение сопротивления сдвигу в АМС, начинается пластическое течение, напряжение достигает максимального значения, равного локальному напряжению течения тт = тр + nf (/Vi), где п - эффективная вязкость материала, затем резко падает до стационарного значения т0 = т* + nY (fv1), соответствующего минимальному сдвиговому напряжению сопротивления пластическому течению при заданных внешних условиях. Первые слагаемые представляют собой атермические составляющие, а вторые -термоактивационные составляющие локального напряжения течения, зависящие от скорости пластической деформации у и соответственно от количества избыточного свободного объема fv, которое в свою очередь является функцией величины сдвиговой деформации у: у = у [/v(Y)].
Локальную деформационную кривую АМС можно представить в упрощенном виде:
т(у)
= |iy, при у<тш/|; = то, при у>тш/|,
(2)
где | - модуль сдвига.
Напряжения тт и т0 являются при данном подходе основными микроскопическими параметрами, характеризующими пластическое поведение АМС.
Если условие возникновения локального течения определяется напряжением тт, а в образующейся полосе поддерживается напряжение т0, то в концевых областях полосы сдвиговое напряжение должно изменяться от тт до т0 [11]. Компоненты смещений в полосе сдвига в х- и у-направ-лениях равны U и V соответственно. Текущая толщина полосы сдвига h(x) (рис. 1). Ввиду малости толщины полосы по сравнению с ее длиной удобно перейти от двумерного поля компоненты смещений U(x, у) к одномерному u(x), усредненному по полутолщине полосы, вводя следующие смещения [11]:
н/2
+(x) = (Н/2)-1 J U(x, y) dy,
0 0
-(x) = (н/2)-1 J U(x, y)dy.
(3)
-H/2
- A
du dx * dx * x - x *
+ Y(u) + t(x) - т0 = 0,
(4)
H
При таком подходе полоса сдвига рассматривается как поверхность разрыва, на которой существует определенное соотношение между относительным смещением и(х) = и+ - и- и сдвиговым напряжением т(х) (рис. 16, 1в). В результате приходим к задаче о разрезе тела по плоскости у = 0 на отрезке -с < х < с и сдвиге верхней части, у > 0, относительно нижней, у < 0, на величину и = = и+ - и-. Уравнение, выражающее условие равновесия тела с таким разрезом [13], имеет вид:
h(x)
где A = ц/2п(1 - v). Член в Y в (4) учитывает наличие концевых переходных областей [11]. Из (4) определяется равновесное распределение смещения в полосе сдвига. Если обозначить du(x)/dx = = D(x), то соотношение (4) при Y = 0 определяет равновесное распределение эффективных дислокаций с плотностью D.
Предполагается, что дилатационная составляющая деформация б в полосе пропорциональна сдвиговой составляющей б ~ у. Соответствующие поперечные смещения V в полосе сдвига представляются нормальной к плоскости полосы компонентой вектора Бюргерса эффективных дислокаций. В предположении, что поперечная составляющая поля смещений пропорциональна про
Для дальнейшего прочтения статьи необходимо приобрести полный текст. Статьи высылаются в формате PDF на указанную при оплате почту. Время доставки составляет менее 10 минут. Стоимость одной статьи — 150 рублей.