Влияние лазерного излучения и нагрева на изменение механических свойств металлических стекол

60. Черняновская М.М., Черняновский В.И. Физи- средней и высшей школе: тез. докл. Междунар. конф. /

ческая картина мира. Тамбов: Изд-во ТОИПКРО, 1996. Рязан. гос. пед. ун-т им. С.А. Есенина. Рязань, 2002.

61. Черняновская М.М. Методологический анализ С. 137-138.

курса физики // Проблемы физического образования в

УДК 539.3

ВЛИЯНИЕ ЛАЗЕРНОГО ИЗЛУЧЕНИЯ И НАГРЕВА НА ИЗМЕНЕНИЕ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ СТЕКОЛ

© В.А. Федоров, А.Н. Капустин, А.В. Яковлев, Т.Н. Плужникова

Ключевые слова: металлическое стекло; отжиг; лазерное воздействие; микротвердость; свойства; разрушение; деформационный рельеф; модуль Юнга.

Исследовано изменение механических свойств металлических стекол при нагреве и воздействии излучения лазера (X = 1,064 мкм). Установлены интервалы температур и времени воздействия, приводящие к охрупчиванию. Установлены морфологические особенности воздействия лазерного излучения на поверхности тонких лент металлических стекол.

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. Вопросы эволюции структуры МС относятся к ряду наиболее значимых проблем физики сильно неупорядоченных систем. Характер процессов, протекающих при переходе из исходного неравновесного аморфного состояния в равновесное кристаллическое, зависит от большого числа как внешних, так и внутренних параметров [1]. В зависимости от условий термообработки и внутренних параметров системы характер изменения структуры аморфных сплавов может сильно различаться, а термообработка будет приводить к образованию существенно различных структурных состояний. Главная трудность заключается в способе описания структуры аморфного состояния [2]. 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), исследователь лишается привычных кристаллографических терминов и понятий. Перспективным является расширение арсенала методов исследования механических свойств металлических стекол (МС).

Цель работы: исследование механических характеристик МС: 1) после отжига в стабилизирующих пластинах при различных температурах; 2) в зонах воздействия лазерного излучения; 3) в зонах микроинденти-рования; 4) при одноосном растяжении после термообработки.

МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА И МАТЕРИАЛЫ

Исследования проводили на МС на основе Со (Со-Ре-Мп-8ьВ-№, Со-80%) - № 1, (Со-Ре-Мп-БьВ-М, Со-72%) - № 2 и (Со-Ре-Сг-Б1, Со-75,4%) - № 3, полученных методом спиннингования. Толщина лент 20, 20 и 30 мкм соответственно. Объектами исследования служили образцы размером 3,5x15 мм, 3,5x20 мм, 3,5x90 мм (для исследования пластичности, микротвердости и прочности) в случае первого сплава, 3,5x15 мм - второго, 6x20 мм - третьего.

Перед испытанием образцы подвергали изохронному отжигу в печи при заданных температурах с выдержкой 1-20 мин. Время отмечалось с момента размещения образцов на керамической подложке или в области между пластинами. Отжиг в печи на керамической подложке сопровождается перепадами температуры, связанными с загрузкой и выгрузкой образцов. В связи с этим была предложена методика отжига ленточных образцов МС между стабилизирующими пластинами с большой теплоемкостью. Заданная температура между пластинами практически не изменяется при загрузке образцов, вследствие чего оптимизируется режим отжига [3].

Время выхода на режим отжига в стабилизирующих пластинах значительно меньше, чем на керамической подложке, что в большей степени соответствует времени отжига при заданной температуре.

Затем методом на изгиб [4] исследовался характер изменения пластичности МС в зависимости от температуры отжига. Меру пластичности оценивали из выражения: е = к /(Б — И) , где к - толщина ленты, Б -расстояние между параллельными пластинами, при котором изогнутый образец разрушался. При сохранении пластичности, ее степень тем выше, чем меньше значение Б. Помимо этого, имеет значение, какая поверхность ленты (прилегающая к закалочному диску или свободная) будет находиться в растянутой области

деформаций. В работе эксперименты проводили таким образом, чтобы в растянутом состоянии постоянно была контактная поверхность ленты.

Воздействие лазерного облучения на поверхность МC осуществляли с помощью оптического квантового генератора «КВАНТ-15» с длиной волны излучения Л = = 10б4 нм. Энергию импульса излучения составляла не менее E = 8 Дж. Длительность импульса ~ 4 мс. Оптическая система генератора позволяла изменять зону воздействия от 50 до 1000 мкм.

Исследования рельефа поверхности МC сплава № 1 после микроиндентирования проводили на растровом электронном микроскопе Quanta 3D и на сканирующем зондовом микроскопе Ntegra Aura1.

Испытания на одноосное растяжение проводили на машине высокой жесткости Инстрон 55б5. Образцы в виде узких полос длиной 90 мм, шириной 3,5 мм закреплялись в специальном нагружающем устройстве, обеспечивающем одноосное растяжение. Нагрузка менялась в пределах P = 0-3 ГПа. Растяжению подвергали образцы металлического стекла, предварительно отожженные в интервале от 423 до 773 K. Время выдержки t = 10 мин.

Индентирование облученных МC, а также исследование характера деформирования и разрушения проводили на микротвердомере ПМТ-3 со стороны гладкой и торцевой поверхностей ленты. Исходные образцы МC наносили на подложку, в качестве которой использовали полиэфирный композит. Подложки толщиной « 1 мм предварительно наносили на металлическую пластину [5]. Cпeцификa приготовления образцов для последней методики заключается в изготовлении компаундов из эпоксидной смолы с заневоливанием в ней МC и их последующей механической шлифовки и полировки перед индентированием.

ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

1) Исследование кинетики падения пластичности МС. На рис. 1-2 представлены зависимости изменения пластичности от температуры при разных временах отжига. Из рисунков видно, что с увеличением времени отжига температура начала падения пластичности уменьшается.

Падение пластичности происходит в два этапа. Критической температурой охрупчивающего отжига (Tp (первая стадия падения пластичности) считали температуру, которая соответствует снижению значения пластичности в два раза от исходного, равного единице. C увеличением времени выдержки критическая температура также уменьшается. Так, например, при выдержке в 5 мин. значение критической температуры составляет ~ б10 К, при выдержке в 20 мин. -критическая температура ~ 590 К, а при выдержке в б0 мин. ~ 580 К. Это свидетельствует, о реализации на первой стадии падения пластичности термоактивированных процессов, кинетика протекания которых может быть определена по зависимости Trp(i), где t - время выдержки образца при заданной температуре.

При малых температурах и малых временах отжига

1 Исследования проведены с использованием оборудования Центра коллективного пользования научным оборудованием БелГУ «Диагностика структуры и свойств наноматериалов».

(рис. 1а) время нахождения образцов в режиме отжига сопоставимо с временем выхода на режим отжига в стабилизирующих пластинах. Чем меньше время выдержки и температура, тем относительно дольше образец выходит на режим отжига. В результате, его температура может достигнуть заданной за время, превышающее время отжига. Это может быть одной из причин появления погрешностей при исследованиях зависимости е(Т) при малых временах и температурах отжига. С увеличением температуры и времени выдержки погрешности такого типа минимизируются.

Изменение пластичности в интервале температур 725-780 К слабо зависит от времени отжига и от температуры. Температура Т = 780 К соответствует окончанию первой стадии падения пластичности.

С увеличением температуры на второй стадии падения пластичности ход зависимостей при малых временах отжига различен (рис. 1а). На этом температурном участке графики характеризуют кинетику падения пластичности на второй стадии. При малых временах отжига (1-4 мин.) имеет место некоторое увеличение температуры (Т2) начала второй стадии, что также связано с протеканием на этой стадии термоактивируемых процессов. Как и на первой стадии падения пластичности зависимости Т2(?) характеризуют кинетику процессов, лежащих в основе падения пластичности на второй стадии.

В целом качественно ход зависимостей, представленных на рис. 2, аналогичен ходу зависимостей, приведенному на рис. 1. Вторая стадия падения пластичности менее выражена.

Уменьшение содержания кобальта приводит к повышению температуры начала падения пластичности.

Таким образом, изменение процентного содержания компонентов, составляющих МС, за счет снижения кобальта может стать одной из причин повышения термической стабильности металлических стекол.

S, 1 І

отн.

ед.

1,00- —о-

0,09-

0,OS-

О.07-

0,06-

0,OS-

О.04-

0,OS-

О.02-

0,01- 0-

550 600 650 700 750 800 850 J, К

б)

Рис. 1. Зависимости изменения пластичности от температуры изохронного отжига при выдержках 1-20 мин. для сплава с

а)

б)

Рис. 2. Зависимости изменения пластичности от температуры изохронного отжига при выдержках 1-20 мин. для сплава с содержанием Со 72% - сплав № 2

Рис. 3. Связь температуры с временем отжига для: 1 - е = 1; 2 - е = 0,04; 3 - е = 0,03; 4 - е = 0,02; 5 - е = 0,015; 6 -е = 0,01

Из литературы известно [6], что решающую роль в падении пластичности играет избыточный свободный объем, характер его эволюции при термических воздействиях на аморфную структуру, а также то, что это явление имеет релаксационную природу. К настоящему времени предложено две группы моделей, объясняющих хрупкость аморфных сплавов: «сегрегационная» модель [7], связывает падение пластичности с образованием сегрегации атомов-металлоидов в определенных участках аморфной матрицы; «кристаллическая»

Рис. 4. Зависимости логарифма времени отжига от обратной температуры, определяющей области: охрупченного состояния

модель [8], объясняет падение пластичности формированием в аморфной матрице заметного ближнего порядка или кристаллических фаз определенного типа. Однако в этих работах не предложен конкретный механизм, по которому структурная релаксация могла бы приводить к резкому охрупчиванию с позиций физики пластической деформации и разрушения.

Эволюцию пластичности можно проследить по рис. 3. Из зависимостей 1-6 определяются температурновременные параметры отжига, при которых пластичность сохраняет определенное значение. При малых температурах кривые (1-3) описываются экспоненциальной функцией (с коэффициентом корреляции ~ 0,9). Они характеризуют изменение пластичности на первой

стадии в зависимости от времени выдержки. Так, например, при температуре 650 К пластичность, равная единице сохраняется в течение ~ 2 мин., через ~ 6 мин. ее значение составляет уже 0,04, а через 12,5 мин. -0,03. Наибольшее падение пластичности происходит при исследованных температурах отжига за первые 5 мин. При больших, возрастающих временных выдержках заданное значение пластичности сохраняется при понижающихся температурах отжига. С увеличением температуры отжига зависимости (4-6) наибольшее падение пластичности происходит также за первые 5 мин. (рис. 3). Далее ее величина принимает постоянное значение, зависящее от температуры отжига. Так, например, значение є = 0,02 (завис. 4), соответствующее температуре отжига 775 К, сохраняется при этой температуре, по крайней мере, в течение 20 мин. Т. е., для определенных значений пластичности на второй стадии существует максимальная температура отжига, при которой пластичность сохраняет заданное значение вне зависимости от времен отжига, заданных в работе.

По результатам рис. 1 были построены зависимости логарифма времени (1п(ґ)) от обратной температуры (1/7) (рис. 4), позволяющие прогнозировать температуру и время отжига, при которых не наступает охрупчивание МС, исследованного в данной работе. Подобные зависимости приведены в работе [9] для аморфных сплавов на основе железа, как диаграммы для оценки термовременной стабильности (ДТС) аморфных сплавов. Однако авторы не дают значений пластичности, для которых построена ДТС. Последняя, как показали исследования, зависит от задаваемого значения пластичности (рис. 4).

Полученные результаты хорошо согласуются с литературными данными изменения пластичности для отжига в вакууме, позволяют определить допустимые температурно-временные интервалы термической обработки промышленных сплавов, не вызывающие охрупчивания, а также сделать вывод о том, что характер изменения пластичности имеет двухступенчатый характер для всех исследованных режимов изохронного отжига.

2) Влияние лазерного воздействия на механические свойства МС. В результате воздействия сфокусированного импульсного лазерного излучения на поверхность МС 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. 5). 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 № 3 наблюдается некоторая неоднородность: выплавленный материал распределяется по периметру участка, подвергшегося воздействию лазера, не равномерно, а собирается в основном в 3-4 «сгустках» (рис. 5б).

Рис. 5. Область поверхности МС, подвергнутая воздействию лазерного излучения: а) сплав № 1: 1 - зона проплава, 2 - зона оплавления, 3 - зона термического влияния; б) сплав № 3: стрелками отмечены зоны локализации выплавленного материала

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. 6а).

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 торцевых участках. При индентировании поверхности МС микротвердость имеет максимальное значение на границе зоны оплавления. В сплавах № 3 микротвердость испытывает рост только вблизи «сгустков»

(рис. 6), на отрезках между этими зонами локализации выплавленного материала микротвердость возрастает незначительно (рис. 6б).

Поверхностная кристаллизация представляет собой особую форму кристаллизации аморфных сплавов, полученных при сверхбыстрой закалке; для таких сплавов наблюдается явление ускоренной кристаллизации поверхности [10].

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 со-

ставляющих сплава. Изменение микротвердости в этой зоне имеет монотонный рост (зона 2 на рис. 6а).

Рис. 6. Изменение микротвердости МС: а) сплав № 1 в зоне оплавления (2) и в зоне термического влияния (3): пунктирной линией показана граница зон; б) сплав № 3: 1 - вблизи «сгустков», 2 - между «сгустками»

Рис. 7. Зависимость микротвердости внутри облученного участка от числа поглощенных импульсов

б)

Рис. 8. Изменение характера деформирования МС на основе Со - сплав № 1: а) в центре облученного участка без проплава; б) по мере удаления от границы оплавления

Установлен аддитивный характер возрастания твердости (рис. 7). С увеличением числа импульсных воздействий в одну точку, без полного проплавления материала, микротвердость в зоне воздействия испытывает ощутимый прирост. Этот факт может служить косвенным доказательством того, что процессы кристаллизации и сопутствующие им явления, приводящие к существенному повышению твердости, проходят новые стадии при повторном импульсном воздействии.

При микроиндентировании зоны термического воздействия импульса лазерного излучения формируются характерные картины разрушения, анализируя которые можно выделить зоны, отвечающие различным физическим превращениям, происходящим в результате облучения. В случае облучения небольшими энергиями, т. е. без полного проплавления материала, в центре облученного участка сохраняется достаточная пластичность, отпечаток от индентора окружен зоной деформирования, обусловленной гетерогенной деформацией, проявляющейся в виде полос сдвига, расходящихся от отпечатка. По мере приближения к границе оплавления подобных отпечатков не наблюдается. В некоторых случаях на границе оплавления индентиро-вание приводит к растрескиванию сплава (рис. 8а).

При удалении на расстояние ~ 200 мкм от границы проплава вновь выделяется зона пластичности, появляются характерные отпечатки, окруженные радиальными полосами деформации (рис. 8 б).

Подобные зоны можно выделить и при индентиро-вании предварительно отожженных в печи МС. Сопоставляя морфологию зон деформирования в участках

воздействия лазерного излучения с морфологией зон деформирования отожженных в печи образцов, можно делать выводы о реальных температурах нагрева МС импульсом лазерного излучения (рис. 9) и о произошедших структурных изменениях.

Как видно из рис. 9, в результате индентирования нагрузкой Р < 60 г формируется отпечаток от пирамиды Виккерса, а при нагрузке Р = 100 г - отпечаток от пирамиды с зоной деформирования. Поэтому для сравнения морфологии отожженных участков и подвергнутых воздействию лазера индентирование должно проводиться с одинаковыми нагрузками. Для каждого значения температуры отжига имеется критическая нагрузка (рис. 10), достигнув которой на образцах начинают появляться радиальные полосы деформации, идущие от отпечатков.

*

ЗОмкм

Рис. 9. Изменение механизма деформации в зоне отпечатка на поверхности МС при индентировании различными нагрузками

(Со 80 %). Т01Ж= 673 К: а)Р = 60 г; б)Р = 100 г

Рис. 10. Зависимость критической нагрузки, соответствующей

появлению радиальных полос деформации, от температуры предварительного отжига. Время выдержки ? = 10 мин.

Рис. 11. Разрушение МС в результате индентирования, Тотж = = 823 К (Со 80%): а) с формированием радиальных и спиралевидных трещин, Р = 80 г; б) с формированием характерной сетки трещин, параллельных граням пирамиды Виккерса, Р = 150 г

По мере повышения температуры отжига зоны деформирования становятся менее выраженными и при Тотж = 823 К не наблюдаются.

При температурах Тотж > 823 К в области инденти-рования зарождается несколько прямых трещин, часть из которых может объединяться со спиралевидными трещинами (рис. 11а). При увеличении нагрузки на индентор меняется картина разрушения: преимущественно образуются отпечатки, состоящие из системы трещин, ориентированных параллельно граням пирамиды (рис. 11 б). Наряду с такими трещинами, по мере удаления от зоны индентирования, появляются спиралевидные трещины.

В случае индентирования торцевой поверхности (рис. 12), отпечатков от индентора, окруженных радиальными полосами деформации, не наблюдается. Зачастую в результате индентирования участка, соответствующего зоне термического влияния, наблюдается растрескивание (рис. 12а). Размеры наплава в МС № 3 (на рисунке показано место сгустка) существенно превосходят аналогичные участки на 1-м сплаве.

Трещины зарождаются при индентировании только зоны термического воздействия или на ее границе. Вне термически обработанной зоны трещинообразования

не наблюдали.

Исследования микротвердости показывают: в зонах оплавления успевает произойти структурная релаксация, что подтверждается исследованиями микротвердости на торцевых сечениях (рис. 12).

После воздействия лазерного облучения в аморфной матрице зарождаются области кристаллической фазы. При кристаллизации аморфного вещества, в ходе появления и «оптимального» распределения по объему аморфной матрицы МС мелко дисперсных кристаллических частиц, твердость растет. Кооперативные процессы начала установления дальнего порядка способствуют, в свою очередь, залечиванию пор, уменьшению избыточного свободного объема [11]. Наибольший рост микротвердости наблюдается вблизи границы оплавления и связан большей частью с напряжениями,

Рис. 12. Сравнение торцевых сечений МС в области проплава: а) сплав № 1; б) сплав № 3

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 [12].

3) Исследование рельефа поверхности МС при мик-роиндентировании. В результате воздействия механической нагрузки на поверхность МС образуются зоны деформирования. Причем деформация наблюдается не только в области воздействия индентора, но и на противоположной стороне поверхности образца.

Изучение противоположной индентированию поверхности МС сплава № 1 в растровом электронном микроскопе Quanta 3D показало, что наблюдается ступенчатая деформационная структура (рис. 13) с характерными слоями. В центре области индентирования создается максимальное деформирование, связанное с гетерогенной деформацией, проявляющейся в виде полос сдвига, расходящихся от отпечатка. По мере приближения к центральной части отпечатка величина ступеней возрастает и может достигать 100-250 нм.

Рис. 13. Морфологические особенности поверхности МС при микроиндентировании

Рельеф поверхности металлического стекла был исследован с помощью сканирующего зондового микроскопа Ntegra Aura. В зоне отпечатка отмечается наибольшее деформирование, и деформационные полосы расходятся радиально. Часть материала образует деформационные навалы слева, а другая часть материала -деформационные навалы справа. Деформационные полосы представляют собой ступенчатую структуру (рис. 14). Характерная размерность это первичного рельефа составляет сотни нанометров.

Рис. 14. Ступенчатый характер полос деформирования

Рис. 15. Зависимость высоты ступеней

Рис. 16. Характерная профилограмма ступеней деформационных полос сдвига на расстоянии 35 мкм от укола индентора

Величина ступеней может различаться от десятков до сотен нанометров. Ступени располагаются под углами, близкими к 90° к поверхности образца. Максимальная высота ступеней наблюдается в области наибольшей деформации и равномерно спадает по мере удаления от области индентирования. Характерная зависимость падения высоты ступеней от расстояния до укола и профилограмма приведены на рис. 15, 16. Сами ступени неоднородны, рельефность ступеней составляет десятки нанометров.

4) Исследование поведения отожженного МС при

одноосном растяжении. Одноосное квазистатическое растяжение показало, что в результате растяжения и последующего разрушения МС на поверхности формируется деформационный рельеф материала, локально расположенный поперек к длине образца (рис. 17а). Наблюдаются участки, на которых полосы рельефа переплетаются или располагаются параллельно друг к другу.

Деформационный рельеф представляет собой как углубления по отношению к поверхности стекла, так и выступы (рис. 17в, г). Размеры выступов и углублений лежат в интервале от 0,090 до 0,15 мкм и незначительно увеличиваются с ростом температуры отжига.

Отжиг при температуре 773 К и выше приводил к хрупкому разрушению без каких-либо признаков образования деформационного рельефа.

Образцы с зонами воздействия лазерного излучения подвергали механическому нагружению. Граница разрыва (рис. 17б) 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 деформационного рельефа, получаемых в результате растяжения и расположенных поперек длине образца, позволяет сделать вывод о различии механизмов формирования деформационного рельефа, развивающегося в образце при растяжении и по берегам растущих трещин. На протекание процессов рельефообразования оказывает влияние структурное состояние материала, определяемое режимами отжига.

Увеличение температуры отжига деформируемых лент до Т = 573 К качественно не меняет пространственное распределение полос деформации, хотя размер и общее число их при этом существенно уменьшаются. Дальнейшее повышение температуры вызывает прогрессирующее снижение числа полос, и при температуре Т = 723 К поперечные полосы деформации не наблюдаются. С ростом температуры интенсивность формирования деформационного рельефа уменьшается (рис. 18). 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. 19). 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

Рис. 18. Интенсивность формирования деформационного рельефа от температуры предварительного отжига МС

Рис. 17. Деформационный рельеф в сплаве № 1: а) полосы, полученные в результате растяжения, Тотж = 473 K (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

Рис. 19. Поведение предела прочности МС, подвергнутого термообработке

структурной релаксации и механизма пластической деформации аморфных сплавов способна дать модель свободного объема [13]. 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 5 атомных диаметров.

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 результате отжига и последующего растяжения изменяется модуль Юнга (рис. 20).

Рис. 20. Поведение модуля Юнга МС в результате предварительной термической обработки

Для удобства рассмотрим в отдельности два температурных цикла.

1) 100-550 К. Поскольку в этом температурном интервале кристаллизации МС не происходит, можно предположить, что наблюдаемые изменения модуля Юнга обусловлены структурной перестройкой в аморфной структуре образца. Такого рода СР объясняется в рамках модели «топологического и химического упорядочения». Топологическое упорядочение в МС обусловлено, главным образом, уменьшением свободного объема при отжиге, который проводится при сравнительно низких температурах (ниже температуры стеклования и кристаллизации) и ведет к необратимым изменениям физических свойств, в том числе понижению внутренних напряжений в материале и достаточно заметному увеличению упругих модулей. Химическое упорядочение приводит к изменению позиции различных атомов по отношению друг к другу.

2) 550-750 К. Этот диапазон температур характеризуется процессами расстеклования и кристаллизации МС. На температурной зависимости модуля Юнга в интервале 573-673 К наблюдается квазилинейная зависимость, затем следует небольшая площадка, после которой рост продолжается до температуры Т = 773 К.

В модели свободного объема деформация происходит путем атомного перемещения по механизму диффузии свободного объема. При увеличении Тотж уменьшается свободный объем [11], и, как следствие, уменьшается формирование деформационного рельефа (рис. 18). 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. Абросимова Г.Е., Аронин А. С. Особенности фазового расслоения при нагреве аморфного сплава Ее902г10 // ФТТ. 1998. Т. 40. № 10. С. 1769-1772.

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

3. Яковлев А.В., Федоров В.А., Барышев Г.А. Оптимизация режимов отжига металлических стекол // Сборник материалов XVII Петербургских чтений по проблемам прочности, посвящ. 90-летию со

дня рожд. проф. А.Н. Орлова, 10-12 апр. 2007 г., г. Санкт-Петербург. СПб., 2007. Ч. 1. С. 73-74.

4. Глезер А.М., Молотилов Б.В. Структура и механические свойства аморфных сплавов. М.: Металлургия, 1992. 208 с.

5. 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.

6. Федоров В.А., Ушаков И.В., Пермякова И.Е., Калабушкин А.Е. Кристаллизация аморфного металлического сплава Co75,4 Fe3-5Cr3-3Si17-8 под влиянием термической обработки // Поверхность. Рентгеновские синхротронные и нейтронные исследования. 2005. № 11. С. 120-124.

7. Pampillo C.A., Polk D.E. Annealing embrittlement in an ironnickel-based metallic glasses // J. Mater. Sci. Eng. 1978. V. 33. № 2. P. 275280.

8. Fujita F.E. On the intermediate range ordering in amorphous structure // Proc. Fourth Int. Conf. RQM. (Sendai, Japan). 1981. V. 1. P. 301304.

9. Глезер А.М., Зайченко С.Г., Качалов В.М., Чичерин Ю.Е., Борисов В.Т. Физические критерии прогнозирования вязко-хрупкого перехода в аморфных сплавах // Физика металлов и металловедение. 1995. Т. 80. № 2. С. 142-152.

10. Металлические стекла. Вып. 2: Атомная структура и динамика, электронная структура, магнитные свойства: сб. науч. тр. / под ред. Г. Бека, Г. Гюнтеродта. М.: Мир, 1986. 454 с.

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

12. 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. 224 с.

13. Глезер А.М., Пермякова И.Е., Громов В.Е., Коваленко В.В. Механическое поведение аморфных сплавов. Новокузнецк: Изд-во СибГИУ, 2006. 416 с.

Fedorov V.A., Kapustin A.N., Yakovlev A.V., Pluzhniko-va T.N. Influence of laser radiation and heating on the change of mechanical properties of metallic glasses. The change of mechanical properties of metallic glasses influenced by heating and laser radiation (X = 1,064 micrometer) has been investigated. Temperature ranges and time intervals of the influence causing embrittlement have been determined. Morphological peculiarities of the laser radiation influence on the surfaces of thin tapes of metallic glasses have been determined.

Key words: metallic glass; annealing; laser action; microhardness; properties; destruction; deformation relief; Young modulus.