Электромонтаж Ремонт и отделка Укладка напольных покрытий, теплые полы Тепловодоснабжение

Явление хрупкости аморфных сплавов (обзор)

18.01.2019

Структурная релаксация


На рис. 11.44 показано изменение степени деформации до разрушения в поверхностных областях ленточных образцов при испытании на изгиб f аморфного сплава Fe40Ni40P14B6 в зависимости от температуры отжига. В соответствии с результатами работ, обусловленная отжигом хрупкость демонстрируют две четко выраженные стадии, если в качестве параметра хрупкости взято значение еf. Стадия 1, где разрушению предшествует пластическая деформация, т. е. ej превышает еY — деформацию, соответствующую пределу текучести (1,5*10в-2) и стадия II, в которой разрушение происходит ниже еY. На рис. 11.45 изображено снижение общей энтальпии, полученное методом дифференциальной сканирующей калориметрии при структурной релаксации аморфного сплава Fe40Ni40P14B6 в зависимости от температуры предварительного отжига Ta, а также снижение напряжения микроразрушения of, определенного на основании значений деформации до разрушения ef (см. рис. 11.44) с помощью зависимости коэффициента концентрации напряжений при пластической деформации (см. рис. 11.43). Отчетливо видны два важных обстоятельства:

1. Критический переход пластичность — хрупкость на графике зависимости еf от Ta (см. рис. 12.44) нельзя приписать существенному изменению микроструктуры, а можно связать с механическим фактором, т. е. возрастанием до предельного значения коэффициента концентрации напряжений при больших деформациях изгиба. Следует отметить, что время отжига и температура вязко-хрупкого перехода в зависимости от степени деформации до разрушения сильно зависят от предельного уровня коэффициента Qmax материала.

2. Структурная релаксация аморфного сплава Fe40Ni40P14B6, фиксируемая с помощью необратимой релаксации энтальпии методом калориметрии, имеет два пика (пик I и II). Причем установлены два соответствующих значения энергии активации — 0,94 эВ для пика I и 1,8 эВ для пика II. На рис. 11.46 показана аррениусовская зависимость времени отжига от температуры, требующегося для достижения различных деформаций до разрушения. Два значения энергии активации для аморфного сплава Fe40Ni40P14B6, полученные при этом, составляют 0,94 эВ для стадии охрупчивания I и 2,47 для стадии охрупчивания II. Энергия активации 0,94 эВ для стадии охрупчивания I прекрасно коррелирует с величиной 0,94 эВ для пика I структурной релаксации. С учетом этой информации структурная релаксация, ведущая к пику I, может быть связана с падением напряжения микроразрушения of на стадии охрупчивания I. Энергия активации величиной 0,94 эВ слишком мала, чтобы обусловливать диффузию на большие расстояния. По-видимому, стадия охрупчивания I вызвана процессами локального упорядочения.

Величина 2,47 эВ, полученная для охрупчивания II стадии, вызвана протеканием сразу нескольких процессов: поверхностной сегрегацией фосфора, приводящей к формированию хрупкого поверхностного слоя, необратимыми изменениями при первом нагреве и обратимыми изменениями ближнего порядка при последующих циклах термической обработки. Чи и другие продемонстрировали сильное влияние скорости закалки на кинетику охрупчивания Fe40Ni40B20 и обнаружили два значения энергии активации: 0,91 эВ для образца, полученного с малой скоростью закалки, и 2,6 эВ для образца, закаленного с большой скоростью. Вязкохрупкий переход в образцах, полученных с большой скоростью закалки, смещается в область большей продолжительности отжига по отношению к образцу, полученному с меньшей скоростью закалки. Принимая во внимание двухстадийный характер охрупчивания при испытании на изгиб, можно предполагать, что образец сплава Fe40Ni40B20, полученный с малой скоростью закалки, обнаруживает двухстадийный характер изменения пластичности, а образец, полученный с большой скоростью закалки, — одностадийный характер изменения, т. е. стадию охрупчивания II (стадия I отсутствует). Следовательно, два значения энергии активации, полученные Чи и другими соответствуют тем процессам, которые обусловливают соответственно ники I и II структурной релаксации. Люборский и Уолтер сообщили, что фосфорсодержащие аморфные сплавы (Fe4ONi4OPuB6) охрупчиваются при более низких температурах отжига, нежели сплавы, не содержащие фосфор (Fe4ONi40B2O). Они предположили, что фосфор является элементом, вызывающим охрупчивание. Наблюдение методом Оже-спектроскопии сегрегаций фосфора подтверждает эту идею. Результаты Люборского и Уолтера [83] показали, однако, что двухстадийный характер охрупчивания в сплаве Fe40Ni40P14B6 (наличие стадии I при малой скорости закалки), как предполагает Чен, является основной причиной низкой температуры вязко-хрупкого перехода в этом сплаве по сравнению со сплавом Fe40Ni40B20, имеющим одностадийный характер перехода в хрупкое состояние. Стадия охрупчивания I в аморфном сплаве Fe40Ni40P14B6 явно связана с пиком I структурной релаксации и происходит при более низких температурах, чем сегрегация фосфора. Кроме того, ему соответствует другое значение энергии активации (0,94 эВ) по сравнению с энергией активации диффузии фосфора 1,95 эВ.

Различные исследователи описывают влияние состава и отдельных охрупчивающих элементов (сурьмы, селена, теллура) на обусловленную отжигом хрупкость аморфных сплавов на уровне микромеханизмов деформации и разрушения с тем, чтобы установить, как элементы и составы могут одновременно влиять как на процесс структурной релаксации, так и на процесс разрушения.

Кристаллизация


Мы рассматриваем в этом разделе главы физический процесс, предусматривающий наличие напряжения микроразрушения и на его основе — критерий разрушения аморфных сплавов. Имеется корреляция между напряжением микроразрушения, рассматриваемым нами как структурно-чувствительный параметр, и характеристиками кристаллизации. Появление волокнистого излома и излома в виде чистого скола является исключительно микроструктурными признаками. Плавное снижение напряжения микроразрушения Gf для волокнистого излома в условиях плоской деформации в зависимости от продолжительности отжига, как показано на рис. 11.39, соответствует зарождению кластеров и частиц фазы г. ц. к., которые полностью описаны с точки зрения особенностей структуры применительно к сплаву Pd78Cu6Si16. Аналогичным образом, образец в области IV разрушается сколом. Резкое снижение напряжения микроразрушения оf, как показано на рис. 11.39, связано с зарождением равновесной кристаллической фазы и резким возрастанием ее размера.

Водород


Хорошо известно явление водородного охрупчивания аморфных сплавов. Например, Нагимо и Такахаши показали, что аморфные сплавы Fe80Pi13C7 и Ре70Сr10Р13С7 теряют пластичность по мере абсорбции водорода. Однако они восстанавливают пластичность, если водород удаляется при отжиге. Эти же авторы наблюдали, что твердость адсорбировавших водород аморфных сплавов на основе железа остается такой же, как и у свежезакаленных образцов, хотя в насыщенных водородом образцах обнаруживается хрупкость. Развитый ранее критерий хрупкого разрушения справедлив и для водородного охрупчивания, показывая тем самым, что вязко-хрупкий переход вызван снижением напряжения микроразрушения при абсорбции водорода, а не затруднением процесса образования и развития полос скольжения. Следовательно, напряжение микроразрушения чувствительно также и к абсорбции водорода.

Низкие температуры


Как уже было показано ранее, критерий локального растягивающего напряжения применим к низкотемпературному охрупчиванию. Некоторые аморфные сплавы на основе железа (Fe76P16C4Al2Si2) демонстрируют резкое падение величины напряжения разрушения при испытании на растяжение при низкой температуре (-100 К). В отличие от авторов работы Кимура и Масумото показали, что аморфный сплав Fe80P15C5 (который близок по составу сплаву Fe76P16C4Al2Si2) не становится хрупким при растяжении в случае тех же самых низких температур испытаний. Согласно нашему критерию разрушения это охрупчивание, по-видимому, имеет место в тех аморфных сплавах на основе железа, которые обладают низким напряжением микроразрушения (например, 2,88 ГПа для Fe40Ni40P14B6 по сравнению с 4,20 ГПа для сплава Pd76Cu6Si16) и резким возрастанием предела текучести по мере снижения температуры испытаний (см. рис. 11.33). Наличие низкотемпературного вязко-хрупкого перехода для аморфного сплава Fe76P16C4Al2Si2 легко объяснить более низким значением напряжения микроразрушения (которое может явиться следствием недостаточной скорости закалки) по сравнению с пределом текучести при криогенных температурах.
Имя:*
E-Mail:
Комментарий: