Воздействие когерентного лазерного излучения на поведение механических свойств аморфных металлических сплавов

УДК 539.2

ВОЗДЕЙСТВИЕ КОГЕРЕНТНОГО ЛАЗЕРНОГО ИЗЛУЧЕНИЯ НА ПОВЕДЕНИЕ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ АМОРФНЫХ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ СПЛАВОВ

© А.Н. Капустин, С.Н. Плужников, В.А. Федоров, А.В. Яковлев, М.В. Ранчин

Kapustin A. N., Plushnikov S. N., Fedorov V. A., Jakovlev A. V., Ranchin M.V. Influence of coherent laser radiation on behaviour of mechanical properties of amorphous metal alloys. Change of plastic properties MC is analysed from a position of free volume. Laws of formation a deformation relief on a surface of metal glass, and also dependences of change of elastic characteristics of glass on temperature preliminary annealing are established. For the first time it is come out with the assumption (on the basis of the experimental facts) about the mechanism of formation of a deformation relief, in conformity with which the relief is formed after destruction of glass. The physical model of this phenomenon is discussed.

ВВЕДЕНИЕ

Аморфное состояние твердого тела - наименее изученная область современного структурного материаловедения. Его можно определить как состояние, атомная структура которого не имеет корреляций на больших расстояниях, но сохраняет их на нескольких координационных сферах. Главная трудность заключается в способе описания структуры аморфного состояния [1]. Это связано с отсутствием трансляционных элементов симметрии и понятия об элементарной ячейке. В совокупности с малой эффективностью методов, основанных на взаимодействии твердого тела с электромагнитным излучением различных длин волн (нейтроны, рентгеновские лучи, электроны), это лишает исследователя привычных кристаллографических терминов и понятий. Перспективным является расширение арсенала методов исследования механических свойств МС.

Цель работы: исследование механических характеристик МС: 1) в зонах воздействия лазерного излучения; 2) при одноосном растяжении после термообработки.

МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА И МАТЕРИАЛЫ

Исследования проводили на металлических стеклах на основе Со (Со-Ре-Мп-8і-В-№) - №1 и (Со-Ре-Сг-Бі) - № 2, полученных методом спиннингования. Толщина лент 20 мкм и 30 мкм соответственно.

Воздействие лазерного облучения на поверхность МС осуществляли с помощью оптического квантового генератора «КВАНТ-15» с длиной волны излучения X = 1064 нм. Энергию импульса излучения составляла не менее Е = 8 Дж. Длительность импульса ~ 4 мс.

Испытания на одноосное растяжение проводили на машине высокой жесткости Инстрон 5565. Образцы в виде узких полос длиной 110 мм, шириной 4 мм, закреплялись в специальном нагружающем устройстве, обеспечивающем одноосное растяжение. Нагрузка менялась в пределах а = 0-3 ОРа. Металлическое стекло подвергалось предварительному отжигу в интервале от 423 до 773 К.

Индентирование облученных МС, а также исследование характера деформирования и разрушения прово-

дили на микротвердомере ПМТ-3 со стороны гладкой и торцевой поверхностей ленты. Исходные образцы МС наносили на подложку, в качестве которой использовали полиэфирный композит [2]. Специфика приготовления образцов для последней методики заключается в изготовлении компаундов из эпоксидной смолы с зане-воливанием в ней МС и их последующей механической шлифовки и полировки перед индентированием.

Рис. 1. Область поверхности МС, подвергнутая воздействию лазерного излучения: а) № 1: 1 - зона проплава, 2 - зона оплавления, 3 - зона термического влияния; б) № 2: стрелками отмечены зоны локализации материала

ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

1) В результате воздействия сфокусированного импульсного лазерного излучения на области МС диаметром й = 50-500 мкм формируются локальные зоны облученного материала. При малой площади облучаемой поверхности и достаточной энергии излучения образуется проплав в центре зоны. Размеры зон проплава и отжига изменяются в зависимости от энергии воздействия импульса и площади облучаемой поверхности (рис. 1). При большей площади облучаемой поверхности и равномерном распределении энергии, зона проплава отсутствует. Граница проплава представляет собой «корону», состоящую из наслоений выплавленного из центра зоны материала. Отмечено также, что при облучении МС на основе Со №2 наблюдается некоторая неоднородность: выплавленный материал распределяется по длине участка, подвергшегося воздействию лазера, не равномерно, а собирается в основном в 3-4 «сгустках» (рис. 1б).

Исследованием микротвердости МС после воздействия лазерного излучения на гладкой поверхности установлены параметры и свойства зон оплавления и термического воздействия. Микротвердость максимальна вблизи границы оплавленного участка, постепенно уменьшается по мере удаления от нее и на некотором расстоянии, принимает значения, характерные для необлученного сплава (рис. 2а). На рисунке левая часть зависимости измерялась для образцов без полного проплавления материала. Применительно к аморфным сплавам, исследованным в работе, установлено, что для сплава № 1 микротвердость на поверхности на ~30 % выше, чем при измерениях на торцевой поверхности. При индентировании поверхности МС микротвердость имеет максимальное значение, на границе зоны проплава. Торцевые значения твердости меньше, что объясняется образованием тонкого слоя из расплавленного материала, т.н. «панциря», на самой границе зоны проплава. В сплавах № 2 микротвердость испытывает значительный рост только вблизи «сгустков» (рис. 2), на отрезках между этими зонами локализации выплавленного материала, микротвердость возрастает незначительно (рис. 2б).

Поверхностная кристаллизация представляет собой особую форму кристаллизации аморфных сплавов, полученных при сверхбыстрой закалке; для таких сплавов наблюдается явление ускоренной кристаллизации поверхности [3].

После воздействия лазерного облучения в аморфной матрице зарождаются области кристаллической фазы. Кристаллизация внутри оплавленного участка приводит к образованию крупных зерен, изменению химического состава из-за испарения некоторых составляющих сплава. Изменение микротвердости в этой зоне имеет монотонный рост (зона 2 на рис. 2а).

Зачастую в результате индентирования участка торцевой поверхности, соответствующего зоне термического влияния, наблюдается растрескивание (рис. 4а). Размеры наплава в МС № 2 (на рисунке показано место сгустка) существенно превосходят аналогичные участки на 1-м сплаве.

Исследования микротвердости показывают: в зонах оплавления успевает произойти структурная релакса-

ция, что подтверждается исследованиями микротвердости на торцевых сечениях (рис. 4).

Кооперативные процессы начала установления дальнего порядка способствуют, в свою очередь, залечиванию пор, уменьшению избыточного свободного объема [4]. Наибольший рост микротвердости наблюдается вблизи границы оплавления и связан большей частью с напряжениями, возникающими в результате образования зоны перехода от аморфной матрицы, содержащей мелкодисперсные включения, к участкам, содержащим кристаллическую фазу. Вследствие действия сравнительно мощного и непродолжительного лазерного импульса, приводящего к локальному нагреву материала, отмечается изменение механических характеристик на границе зоны термического влияния [5].

2) Одноосное квазистатическое растяжение показало, что в результате растяжения и последующего разрушения МС в материале появляются полосы деформации, локально расположенные поперек к длине образца (рис. 5 а). Высказано предположение, что деформационный рельеф появляется на поверхности МС после разрушения (разгрузки образцов).

Деформационный рельеф представляет собой как углубления по отношению к поверхности стекла, так и выступы (рис. 5в, г). Размеры выступов и углублений лежат в интервале от 0,090 мкм до 0,15 мкм, и незначительно увеличиваются с ростом температуры отжига. Отжиг при температуре 723 К приводил к хрупкому разрушению без каких-либо признаков пластического течения.

24000.

Ну, МРа

2200020000' 18000 16000 14000 12000 10000 8000.

Зона 2 / ^ Зона 3

*

200 160 120 80 40 0 40 80 120 Г, МКМ

а)

МКМ

Рис. 2. Изменение микротвердости МС: а) № 1 в зоне оплавления (2) и в зоне термического влияния (3): пунктирной линией показана граница зон; б) № 2: 1 - вблизи «сгустков», 2 - между «сгустками»

Рис. 4. Сравнение торцевых сечений МС в области проплава: а) № 1; б) № 2

Образцы с зонами воздействия лазерного излучения подвергали механическим нагружениям. Граница разрыва (рис. 5б) включает в себя множество полос деформации, расположенных под углом = 45° к плоскости разрушения, что позволяет говорить о происходящей в данном случае деформации скольжением за счет поля упругих напряжений в вершине трещин. Сравнительный анализ данных полос и полос деформации, получаемых в результате растяжения и расположенных поперек длине образца, позволяет сделать вывод о различии характера деформационного рельефа, развивающегося в образце при растяжении и по границам растущих трещин. На протекание процессов рельефо-образования оказывает влияние структурное состояние материала, определяемое режимами отжига. С ростом температуры интенсивность формирования деформационного рельефа уменьшается (рис. 6). Под интенсивностью в данном случае понимается число деформационных полос в рабочей зоне.

При одноосном растяжении была определена зависимость предела прочности от температуры предварительного отжига (рис. 7). Ввиду принципиального сходства процесса гетерогенного пластического течения в аморфных сплавах и процесса пластического течения в кристаллических материалах предполагается, что, как и в кристаллах, пластическая деформация аморфных сплавов определяется совокупностью процессов зарождения, взаимодействия и аннигиляции дефектов - элементарных носителей пластической деформации. Достаточно ясную картину всех стадий структурной релаксации и механизма пластической

г)

Рис. 5. Деформационный рельеф в сплаве № 1: а) полосы, полученные в результате растяжения, Тотж = 473 К (стрелками указано направление действия нагрузки); б) полосы, развивающиеся по берегу растущей трещины; интерференционные картины деформационного рельефа, соответствующие возвышениям (в) и углублениям (г) на поверхности МС

деформации аморфных сплавов способна дать модель свободного объема [6]. Изменение прочности МС логично связать с изменением по размерам областей свободного объема, в свою очередь, зависящего от некоторых параметров получения. При наличии распределения по размерам от 0,1 атомного диаметра (псевдовакансии) до тысяч ангстрем (микропоры) далеко не весь свободный объем может принять участие в процессах пластической деформации (большие размеры) или внести какой-то ощутимый вклад в эти процессы (малые размеры). По различным оценкам наиболее активная роль в процессе пластического течения МС

принадлежит дефектам, имеющим размер около атомных диаметров [6].

5

Рис. 6. Интенсивность формирования деформационного рельефа от температуры предварительного отжига МС

Рис. 7. Поведение предела прочности МС, подвергнутого термической обработке

Термический отжиг приводит к незначительному росту прочности МС. Последнее может быть связано с тем, что при отжиге помимо уменьшения размеров избыточного свободного объема (ИСО) происходят дополнительные структурные изменения (залечивание элементов ИСО с размерами в несколько нанометров, релаксация внутренних напряжений и т. д.). Однако воздействие высокотемпературного отжига приводит к падению прочности. Падение апр. при повышении температуры обусловлено заметным охрупчиванием сплава в данной температурной области.

В модели свободного объема деформация происходит путем атомного перемещения по механизму диффузии свободного объема. При увеличении Тотж уменьшается свободный объем [4], и, как следствие, уменьшается число полос деформации (рис. 6). Т.о., по мере роста температуры отжига исчезает один из каналов релаксации напряжений на концентраторах. В силу этого обстоятельства критические напряжения (напряжения разрыва) на концентраторах достигаются при меньших значениях разрушающей нагрузки (предела прочности).

ЛИТЕРАТУРА:

1. Малиновский В.К. Неупорядоченные твердые тела: универсальные закономерности в структуре, динамике и явлениях переноса // ФТТ. 1999. Т. 41. № 5. С. 805-808.

2. Федоров В.А., Пермякова И.Е., Капустин А.Н. Методические аспекты измерения механических характеристик лент металлического стекла при микроиндентировании // Современные достижения физики и фундаментальное физическое образование: тез. докл. четвертой междунар. науч. конф. (5-7 окт. 2005 г., Алматы, Казахстан). Алматы, 2005. С. 89.

3. Металлические стекла. Вып. 2: Атомная структура и динамика, электронная структура, магнитные свойства: сб. науч. тр. / под ред. Г. Бека, Г. Гюнтеродта. М.: Мир, 1986.

4. Бетехтин В.И., Кадомцев А.Г., Амосова О.В. Пористость и механические свойства аморфных сплавов // Изв. Академии наук. Сер. физическая. 2003. Т. 67. № 6. С. 818-822.

5. Бахарев М.С., Миркин Л.И., Шестериков С.А., Юмашева М.А. Структура и прочность материалов при лазерных воздействиях. М.: Изд-во Моск. ун-та, 1988.

6. Глезер А.М., Пермякова И.Е., Громов В.Е., Коваленко В.В. Механическое поведение аморфных сплавов. Новокузнецк: Изд-во СибГИУ, 2006.

БЛАГОДАРНОСТИ: Работа выполнена при финансовой поддержке РФФИ, грант № 06-01-96320р.

Поступила в редакцию 25 декабря 2007 г.