WWW.DISSERS.RU

БЕСПЛАТНАЯ ЭЛЕКТРОННАЯ БИБЛИОТЕКА

   Добро пожаловать!

На правах рукописи

Афонин Геннадий Витальевич

Релаксация упругих и вязкоупругих свойств, обусловленная структурной релаксацией объемных металлических стекол систем Zr-(Cu,Ag)-Al и Pd-Cu-Ni-P

Специальность 01.04.07 – «Физика конденсированного состояния»

АВТОРЕФЕРАТ

диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук

Воронеж – 2012

Работа выполнена в ФГБОУ ВПО «Воронежский государственный педагогический университет» Научный руководитель доктор физико-математических наук, профессор Хоник Виталий Александрович

Официальные оппоненты: Даринский Борис Михайлович, доктор физико-математических наук, профессор, ФГБОУ ВПО «Воронежский государственный университет», профессор кафедры материаловедения и индустрии наносистем Постников Валерий Валентинович, доктор физико-математических наук, профессор, ФГБОУ ВПО «Воронежская государственная лесотехническая академия», профессор кафедры общей и прикладной физики Ведущая организация Тамбовский государственный университет им. Г.Р. Державина

Защита состоится 27 декабря 2012 года в 1700 на заседании диссертационного совета Д 212.038.06 при ФГБОУ ВПО «Воронежский государственный университет» по адресу: 394006, Воронеж, Университетская пл. 1, ауд. 428.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ФГБОУ ВПО «Воронежский государственный университет»

Автореферат разослан « » ноября 2012 года

Ученый секретарь диссертационного совета Дрождин С.Н.

Актуальность темы. Металлические стекла (МС) были открыты около 50 лет назад и долгое время изготовлялись в виде лент толщиной 20 - 30 мкм методом спиннингования расплава со скоростью ~10 К/с. Ограниченность размеров получаемых образцов и относительная сложность реализации такой процедуры изготовления значительно ограничивали круг возможного применения этих материалов, обладающих уникальным набором свойств. В последнее время внимание физиков и материаловедов сфокусировано на поисках металлических расплавов, проявляющих высокую стеклообразующую способность. В результате этих усилий минимальную скорость охлаждения, необходимую для фиксации некристаллического состояния расплава, удалось снизить до 10 - 10 К/с, что позволило приготовлять «объемные» МС толщиной до 80 мм. Это существенно расширило потенциальные области применения этих материалов, однако физика металлических расплавов с высокой стеклообразующей способностью и стекол, приготовленных из этих расплавов, в настоящее время остается в значительной степени неясной. В частности, вопрос о влиянии стеклообразующей способности расплавов на кинетику релаксации физических свойств стекол, полученных из них, остается полностью неисследованным.

В силу неравновесности структурного состояния МС в них самопроизвольно протекают атомные перестройки, приводящие к уменьшению их энергии и совокупно называемые «структурной релаксацией». Несмотря на многочисленные исследования этого масштабного явления, структурная релаксация остается до сих пор во многом неизученной, а механизмы ее реализации – неясными. В настоящее время существует ряд феноменологических моделей, описывающих структурную релаксацию металлических стекол, однако важнейший вопрос о физической природе атомных «центров» структурной релаксации остается нерешенным даже на качественном уровне. В настоящее время популярна модель «свободного объема», в рамках которой центры релаксации связываются с некоторыми локальными областями избыточного «свободного объема», вмороженными при закалке расплава, а структурная релаксация стекол объясняется аннигиляцией этого свободного объема. Однако, в литературе практически отсутствуют работы прямо подтверждающие роль свободного объема в закономерностях структурной релаксации и обусловленного ею пластического течения МС. Более того, стали накапливаться экспериментальные работы, которые прямо или косвенно ей противоречат.

Важное место в понимании физики структурной релаксации занимает изучение обусловленных ею упругих и вязкоупругих релаксаций. Именно этот подход был реализован в настоящей работе. Экспериментальными методами его реализации послужили измерения высокочастотного модуля сдвига, ползучести и релаксации напряжений. Эти измерения позволили как прояснить связь стеклообразующей способности исходного расплава со свойствами получаемого из него стекла, так и установить ряд общих черт и особенностей структурной релаксации исследуемых стекол.

Цели и задачи исследований. С учетом вышеизложенного, в данной работе были поставлены следующие цели:

1. Экспериментальное изучение кинетики релаксации напряжений, ползучести, модуля сдвига и внутренних напряжений деформационной природы в объемных МС, существенно различающихся по стеклообразующей способности исходных расплавов.

2. Установление кинетических законов релаксации и их физическая интерпретация.

Для достижения поставленных целей были определены следующие задачи исследования:

Модернизация автоматизированного аппаратно-программного комплекса для измерений релаксации крутящего момента в широком интервале температур.

Изучение кинетики релаксации крутящего момента и ползучести образцов объемных металлических стекол систем Zr-(Cu,Ag)-Al и Pd-Cu-Ni-P, отличающихся по стеклообразующей способности исходных расплавов.

Изучение кинетики релаксации модуля сдвига объемных МС Zr-(Cu,Ag)-Al.

Определение внутренних напряжений деформационной природы в объемных МС систем Zr-(Cu,Ag)-Al и Pd-Cu-Ni-P.

Интерпретация полученных результатов в рамках феноменологических представлений и на основе межузельной теории.

Научная новизна работы определяется тем, что в ней впервые:

На примере систем Zr-(Cu,Ag)-Al и Pd-Cu-Ni-P исследована связь структурной релаксации стекла со стеклообразующей способностью исходного расплава.

Проведены измерения внутренних напряжений, возникающих при гомогенном пластическом течении объемных МС на примере систем Zr-(Cu,Ag)-Al и Pd-Cu-Ni-P.

На защиту выносятся:

Совокупность экспериментальных результатов изучения кинетики релаксации крутящего момента и ползучести объемных металлических стекол систем Zr-(Cu,Ag)-Al и Pd-Cu-Ni-P, существенно отличающихся по стеклообразующей способности исходных расплавов.

Совокупность экспериментальных результатов изучения кинетики релаксации модуля сдвига объемных МС системы Zr-(Cu,Ag)-Al.

Совокупность результатов определения внутренних напряжений, возникающих при деформировании объемных МС систем Zr-(Cu,Ag)-Al и Pd-Cu-Ni-P.

Интерпретация полученных результатов в рамках феноменологических представлений и на основе межузельной теории конденсированного состояния вещества.

Научная и практическая ценность работы. Полученные в работе экспериментальные результаты позволяют прояснить связь стеклообразующей способности исходного расплава со свойствами получаемого из него стекла и установить ряд общих черт и особенностей структурной релаксации исследуемых стекол. Анализ полученных результатов показывает, что центрами релаксации, ответственными за структурную релаксацию стекла, могут быть дефекты, подобные межузельным гантелям в кристаллических металлах, а структурная релаксация может интерпретироваться как уменьшение концентрации таких дефектов. Этот вывод является важным для построения адекватной теории структурных дефектов и релаксационных явлений в стеклах. Непосредственное практическое значение имеют результаты определения внутренних напряжений, возникающих при деформации объемных МС.

Апробация работы. Полученные в работе результаты были представлены на V Международной конференции с элементами школы для молодежи «Микромеханизмы пластичности, разрушения и сопутствующих явлений» (Тамбов 2010), XXII Международной научной конференции «Релаксационные явления в твердых телах» (Воронеж 2010), IV Всероссийской конференции «Физико-химические процессы в конденсированных средах и на межфазных границах – ФАГРАН-2010» (Воронеж 2010), VIII Российской ежегодной конференции молодых научных сотрудников и аспирантов «Физико-химия и технология неорганических материалов» (Москва 2011), XX Петербургских чтениях по проблемам прочности (Санкт-Петербург 2012) и VI Всероссийской конференции «Физико-химические процессы в конденсированных средах и на межфазных границах – ФАГРАН-2012» (Воронеж 2012).

Публикации. Основное содержание работы

изложено в 5 статьях (ссылки на эти статьи указаны ниже в квадратных скобках), опубликованных в российских и международных физических журналах, входящих в перечень ВАК Минобрнауки России рецензируемых научных журналов и изданий для опубликования основных научных результатов диссертаций (см. ниже список публикаций по диссертации). Эти журналы индексируются международными базами данных Web of Science и Scopus.

Личный вклад автора. Автор лично выполнил работу по модернизации установки для измерения релаксации крутящего момента в части крепления образца и торсиона, реализовал более точное терморегулирование, а также написал все необходимое программное обеспечение. Лично им были выполнены все измерения релаксации крутящего момента, все калориметрические измерения, а также бльшая часть измерений ползучести металлических стекол Pd40Cu30Ni10P20, Pd43.2Cu28Ni8.8P20, Zr46(Cu4/5Ag1/5)46Al8 и Zr46Cu46Al8. Автор принимал участие в обсуждении и анализе результатов, формулировке выводов исследований и подготовке всех публикаций в печать. Постановка целей и задач исследований осуществлена научным руководителем проф. В.А. Хоником. Измерения высокочастотного модуля сдвига, аттестация некристалличности исследуемых металлических стекол, а также приготовление исходных сплавов были выполнены соавторами по публикациям.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, глав, общих выводов по работе и списка литературы, содержащего 164 наименования. Объем диссертации составляет 98 страниц текста, включая 43 рисунка и 1 таблицу.

Краткое содержание диссертации Во введении обоснована актуальность темы диссертации, поставлены цели и задачи исследования, изложена научная новизна и практическая ценность работы, а также сформулированы основные положения, выносимые на защиту.

В главе I представлен литературный обзор по теме диссертации. Изложены фундаментальные представления о стеклообразующей способности расплавов, структуре и структурной релаксации металлических стекол, влиянии структурной релаксации на их упругие и вязкоупругие свойства, кратко приведены основные модели структурной релаксации, имеющие отношение к диссертационной работе.

В главе II описаны методики экспериментов и экспериментальная установка по измерению релаксации крутящего момента.

Для исследований были выбраны МС двух систем: Zr-(Cu,Ag)-Al и Pd-Cu-Ni-P. Система Zr-(Cu,Ag)-Al была представлена сплавами Zr46Cu46Al8 и Zr46(Cu4/5Ag1/5)46Al8 (ат.%). Во втором сплаве 20% атомов меди замещены атомами серебра, однако стеклообразующая способность этих сплавов существенно различается. Согласно работе, критический диаметр (т.е. максимальный диаметр отливки, структура которой полностью некристаллична) составляет 5 мм для первого сплава и более 20 мм – для второго. Таким образом, стеклообразующая способность четырехкомпонентного сплава существенно выше. Из системы Pd-Cu-Ni-P были выбраны легко стеклующиеся сплавы близкого химического состава Pd40Cu30Ni10P20 и Pd43.2Cu28Ni8.8P(ат.%), которые существенно различаются по своей стеклообразующей способности. Для расплава Pd40Cu30Ni10P20 критическая скорость закалки 0,1 К/с, что более чем на порядок выше 0,005 К/с для 2,Pd43.2Cu28Ni8.8P20. Последний сплав считается лучшим стеклообразователем среди всех металлических систем.

Исходные сплавы Pd40Cu30Ni10P20 и Pd43.2Cu28Ni8.8P20 изготовляли прямым сплавлением компонентов (чистотой не хуже 99,95 %) в вакууме в толстостенной кварцевой ампуле методом двухтемпературного синтеза. Сплавы Zr46Cu46Al8 и Zr46(Cu4/5Ag1/5)46Al8 изготовляли левитационной индукционной плавкой в ИФТТ РАН. Полученные сплавы подвергали далее реактивной закалке (melt jet quenching) со скоростью около 200 К/с в медную изложницу с полостью размером 2 5 60 мм.

Аморфность получаемых в результате отливок контролировалась дифракцией рентгеновских лучей на просвет на длине волны = 0,05668 нм в центре синхротронного излучения ФГУ РНЦ «Курчатовский институт» (г. Москва) 4.

Jiang Q.K., Wang X.D., Nie X.P., Zhang G.Q., Ma H., Fecht H.-J., Bendnarcik J., Franz H., Liu Y.G., Cao Q.P., Jiang J.Z.

Zr–(Cu,Ag)–Al bulk metallic glasses // Acta Materialia. — 2008. — Vol. 56. — P. 1785–1796.

Guo S., Lu Z.P., Liu C.T. Identify the best glass forming ability criterion // Intermetallics. — 2010. — Vol. 18. — P. 883– 888.

Shen T.D., Schwarz R.B. Lowering critical cooling rate for forming bulk metallic glass // Applied Physics Letters. — 2006.

— Vol. 88. – P. 091903.

Aksenov V.L., Glazkov V.P., Kichanov S.E., Pogoreliy D.K., Podurets K.M., Somenkov V.A., Savenko B.N., Yakovenko E.V. Powder diffractometer for microsamples at the Kurchatov synchrotron radiation source // Nuclear Instruments and Methods in Physics Research Section A. — 2007. — Vol. 575. – P. 266–268.

Характеристические температуры и определялись с помощью дифференциальной сканирующей калориметрии (калориметр Mettler-Toledo DSC1). Температуры стеклования, определенные по началу эндотермического эффекта при скорости нагрева 5 К/мин, составили 559 К и 568 К для стекол Pd40Cu30Ni10P20 и Pd43.2Cu28Ni8.8P20, соответственно. При этом температуры начала кристаллизации оказались равными 622 К и 641 К. Для МС Zr46Cu46Al8 и Zr46(Cu4/5Ag1/5)46Al8 температуры стеклования составили, соответственно, 700 К и 687 К, а температуры кристаллизации – 755 К и 746 К.

Измерения ползучести в условиях растяжения осуществлялись с помощью специально разработанной установки. Сдвиговая вязкость определялась по данным измерений ползучести в условиях растяжения при скорости нагрева 5 К/мин. С целью компенсации значительного паразитного теплового расширения измерительной установки каждая кривая ( ) получалась по результатам двух измерений ползучести при одинаковой , но двух разных напряжениях – низком, 10 МПа, и высоком, 120 МПа. Сдвиговая вязкость рассчитывалась далее как = /3, где эффективное напряже ние = -, а эффективная скорость деформации = - (, – скорости деформации, отвечающие напряжениям и, соответственно). Частота съема экспериментальных точек составляла 0,1 Гц, абсолютная погрешность измерений продольного удлинения – около 0,01 мкм.

Рабочая длина образцов составляла 20 мм. Температурные зависимости деформации = / сглаживались методом скользящего среднего и численно дифференцировались, после чего вычислялась сдвиговая вязкость по приведенной выше формуле. Представленные далее результаты были получены при эффективном напряжении 100 - 130 МПа, что соответствует ньютоновскому режиму деформации. При изотермических испытаниях паразитное тепловое расширение несущественно, и измерения осуществлялись на одном образце для каждой заданной температуры, до которой образец без нагрузки нагревался со скоростью 5 К/мин и сразу же нагружался напряжением 130 - 140 МПа.

Измерения высокочастотного модуля сдвига проводились непосредственно в процессе термообработки (in situ) с помощью бесконтактной высокоточной методики электромагнитно-акустического преобразования. Возбуждение и регистрация резонансных сдвиговых колебаний осуществлялись с помощью специального автоматизированного аппаратно-программного комплекса, разработанного в работе. Колебания образца (2 5 5 мм ) возбуждались силой Лоренца, индуцированной в результате взаимодействия внешнего магнитного поля с током в возбуждающей катушке. Основное преимущество этого метода заключается в отсутствии прямого акустического контакта между образцом и возбуждающей и приемной катушками. Поперечные колебания при частоте ~550 кГц непрерывно контролировались с относительной точностью Лысенко А.В. Структурная релаксация и гомогенное пластическое течение металлических стекол на основе Pd и Zr // Диссертация на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук. — 2010. — Воронеж. – 101 с.

Митрофанов Ю.П. Релаксация высокочастотного модуля сдвига в объемных металлических стеклах на основе Pd-CuP // Диссертация на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук. — 2010. — Воронеж. – 97 с.

около 10, после чего рассчитывалось изменение нормированного модуля сдвига ( ) = ( ) - 1, где – начальная частота колебаний.

Измерения релаксации крутящего момента осуществлялись с помощью специальной деформационной крутильной микромашины. Экспериментальная 7,установка, описанная ранее, была модернизирована в части крепления образца и реализации более точной стабилизации температуры при линейном нагреве и линейном охлаждении, а также при изотермических испытаниях. В частности, были разработаны и сконструированы специальные механические зажимы, предотвращающие проворот образца при его кручении, и реализовано чтение температуры прецизионным мультиметром Keithley Integra 2700 с непрерывным контролем температуры холодного спая хромель-алюмелевой термопары с помощью платинового термосенсора PT-100. Крутящий момент на образце определяется по углу закручивания последовательно с ним соединенной калиброванной кварцевой нити, который фиксируется методом оптического рычага 8. Описанная установка позволяет производить измерения релаксации напряжений в диапазоне температур 293 – 800 К при напряжениях до 2 ГПа. Стабилизация температуры в режимах линейного нагрева и охлаждения, а также изотермического отжига осуществляется с точностью не хуже 0,2 К.

В главе III представлены результаты исследования упругих и вязкоупругих релаксаций, обусловленных структурной релаксацией объемных металлических стекол систем Zr-(Cu,Ag)-Al и Pd-Cu-Ni-P.

В §3.1 представлены результаты исследования структурной релаксации и обусловленного ею вязкоупругого течения объемных металлических стекол системы Zr-(Cu,Ag)-Al, приготовленных из расплавов с различной стеклообразующей способностью [1].

Результаты измерений релаксации высокочастотного модуля сдвига объемных МС Zr46Cu46Al8 и Zr46(Cu4/5Ag1/5)46Al показаны на рис. 1 в виде температурных зависимостей изменения нормированного модуля сдвига исследуемых МС в исходном и отожженном состояниях. Интенсивная структурная релаксация в обоих МС начинается вблизи 500 К, о чем свидетельствует показанное стрелками отклонение кривых от линейного снижения, обусловленного ангармонизмом межатомного взаимодействия. Вблизи калориметрических температур стеклования модуль сдвига начинает быстро падать, как и для других МС 9, что указывает на переход в состояние переохлажденной жидкости. После нагрева до = 700 К образцы обоих МС охлаждались до комнатной температуры и далее проводилось повторное измерение модуля сдвига. Кривые ( ) для второго нагрева показывают отсутствие релаксации и при > почти совпадают с кривыми для первого нагрева. Видно также, что модуль сдвига после нагрева обоих МС до 700 К увеличивается примерно на одну и ту же Нгуен Т.Н.Н. Кинетика релаксации сдвиговых напряжений в металлических стеклах на основе Pd И Zr // Диссертация на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук. — 2010. — Воронеж. – 93 с.

Бобров O.П. Квазистатические и низкочастотные механические релаксации, обусловленные структурной релаксацией металлических стекол // Диссертация на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук. — 1996.

— Воронеж. – 117 с.

Khonik V.A., Mitrofanov Yu.P., Lyakhov S.A., Vasiliev A.N., Khonik S.V., Khoviv D.A. Relationship between the shear modulus, activation energy, and shear viscosity in metallic glasses below and above : direct in situ measurements of and. // Physical Review B. — 2009. — Vol. 79. – P. 132204.

величину, однако тщательное сравнение кинетики релакса0,ции показывает немного бльf ~ 550 кГц шую структурную релаксацию 5 К/мин в Zr46(Cu4/5Ag1/5)46Al8, что бу0,дет обсуждаться ниже.

Более точная информа-0,04 ция о кинетике релаксации Zr (Cu4/5Ag1/5)46Al (исходное МС) была получена изотермиче46 Zr (Cu4/5Ag1/5)46Al (отожженное МС) 46 8 скими измерениями модуля Zr Cu46Al (исходное МС) 46 -0,сдвига, показанными на рис. 2.

Zr Cu46Al (отожженное МС) 46 Видно, что после переходного 300 400 500 600 7периода продолжительностью температура, К около 1– 2 кс модуль сдвига Рис. 1. Температурные зависимости изменения нормированного модуля сдвига объемных МС Zr46Cu46Al8 и линейно возрастает с логарифZr46(Cu4/5Ag1/5)46Al8 в исходном и релаксированном мом времени. Как известно, (отожженном) состояниях (температуры стеклования такое поведение есть результат для указанных МС показаны пунктирной и сплошной структурной релаксации с расвертикальными стрелками, соответственно). Рост модуля сдвига в результате структурной релаксации показан пределенными энергиями акчерными вертикальными стрелками. Сплошные линии тивации. Особый интерес показывают линейную аппроксимацию модуля сдвига в представляет тот факт, что состоянии переохлажденной жидкости [1].

четырехкомпонентное МС с более высокой стеклообразу0,0ющей способностью исходнотемные символы - Zr46(Cu4/5Ag1/5)46Alго расплава демонстрирует светлые символы - Zr46Cu46Alбльшую степень релаксации в 0,0, 495 K любой момент времени при, 555 K всех температурах испытания.

, 620 K 0,0Результаты измерений изохронной (т.е. при постоян0,005 ной скорости нагрева) ползучести представлены на рис. 3 в виде температурных зависимо0,0стей логарифма сдвиговой 100 1000 100вязкости ( ).

время, с Рис. 2. Изотермическая релаксация модуля сдвига При < 550– 570 К плаобъемных металлических стекол Zr46Cu46Al8 и стическая деформация мала, Zr46(Cu4/5Ag1/5)46Al8 при указанных температурах. Симчто приводит к большим волами обозначены экспериментальные данные. Видно, ошибкам в вычислениях сдвичто степень релаксации МС Zr46(Cu4/5Ag1/5)46Al8 всегда больше [1].

говой вязкости. Видно, что вязкость быстро падает от значения 5 10 Па с вблизи 500 К до 1 10 Па с в непосредственной близости к температуре стеклования. Вязкости МС Zr46Cu46Al8 и Khonik V.A. The kinetics of irreversible structural relaxation and rheological behavior of metallic glasses under quasi-static loading // Journal of Non-Crystalline Solids. — 2001. — Vol. 296. – P. 147–157.

модуля сдвига g=f /f -изменение нормированного g=f /f -изменение нормированного модуля сдвига Zr46(Cu4/5Ag1/5)46Al8 одинаковы в пределах погрешности измерений ниже 600 К, но при более высоких температурах вязкость четырехкомпонентного стекла ниже. Сдвиговая вязкость 10ниже температуры стеклования контролируется скоростью струк10турной релаксации, что в свою 5 К/мин очередь означает бльшую ско10рость и, соответственно, бльшую величину структурной релакса10ции четырехкомпонентного МС.

Zr46(Cu4/5Ag1/5)46Al8 На рис. 4 показаны кривые 10 Zr46Cu46Alизотермической ползучести МС Zr46Cu46Al8 и Zr46(Cu4/5Ag1/5)46Al10в диапазоне температур 525 К 500 550 600 650 7 625 К. Каждая кривая была температура, К Рис. 3. Температурные зависимости сдвиговой получена на исходном образце, вязкости. При температурах > 600 К четырехкоторый испытывался на изотеркомпонентное МС имеет меньшую вязкость, что мическую ползучесть в условиях свидетельствует о большей скорости структурной растяжения в течение 11000 с.

релаксации. Стрелками показаны соответствующие температуры стеклования [1]. Как видно из рис. 4, относительная деформация = / быстро 0,0темные символы - Zr46(Cu4/5Ag1/5)46Alрастет с температурой, причем светлые символы - Zr46Cu46Alпри > 1 - 2 кс наблюдается 0,0, 525 K линейная зависимость от лога, 550 K рифма времени. Такое спрямле, 575 K 0,0, 600 K ние кривых (ln ) также явля, 610 K ется характерной чертой струк0,010, 625 K турной релаксации с распределенными энергиями активации 11.

0,0Следует также подчеркнуть, что четырехкомпонентное стекло 1000 100проявляет бльшую деформацию время, с при любом времени испытания и Рис. 4. Изотермическая ползучесть стекол температуре. Это свидетельствует Zr46Cu46Al8 и Zr46(Cu4/5Ag1/5)46Al8 при указанных температурах. Видно, что относительная деформа- о большей величине структурной ция МС Zr46(Cu4/5Ag1/5)46Al8 всегда больше [1].

релаксации, что согласуется с измерениями высокочастотного модуля сдвига, описанными выше.

Данные по изохронной релаксации сдвиговых напряжений в свежеприготовленных и предварительно отожженных при температурах = 600 К, 650 К и 695 К образцах МС Zr46Cu46Al8 и Zr46(Cu4/5Ag1/5)46Al8 представлены на рис. в виде температурных зависимостей нормированного крутящего момента ( )/. Видно, что интенсивная релаксация напряжений в исходных образцах начинается при температуре 500 К, как и в случае измерений высокоKhonik V.A., Kosilov A.T., Mikhailov V.A., Sviridov V.V. Isothermal creep of metallic glasses: a new approach and its experimental verification // Acta materialia. — 1998. — Vol. 46, №10. – P. 3399–3408.

сдвиговая вязкость , Па с относительная деформация частотного модуля сдвига (рис. 1). Предварительный отжиг образцов сдвигает кривые релаксации в сторону высоких температур, как и в случае других МС. Полная релаксация напряжений, соответствующая нулевому приложенному крутящему моменту, достигается вблизи. Наиболее важный результат измерений изохронной релаксации напряжений заключается в том, что, как и в случае вышеописанных измерений 1,(рис. 2–4), степень релаксации 200 МПа напряжений в четырехкомпо0,5 К/мин нентном стекле всегда больше.

Результаты измерений 0,, исходное изотермической релаксации, 600 K, 650 K напряжений в течение 12000 с 0,, 695 K при указанных температурах представлены на рис. 6 в виде 0,светлые символы - Zr Cu46Al временны х зависимостей нор46 закрашенные символы - Zr46(Cu4/5Ag1/5)46Alмированного крутящего мо0,мента ( )/ в логарифмиче400 450 500 550 600 650 7ских координатах по обеим температура, К осям. В каждом новом измереРис. 5. Изохронная релаксация напряжений МС Zr46Cu46Al8 и Zr46(Cu4/5Ag1/5)46Al8 в свежеприготовлен- нии использовался образец в ном состоянии и после предварительных отжигов при исходном состоянии. После указанных температурах. Температуры стеклования переходного периода продолдля указанных стекол показаны сплошной и пунктирной вертикальными стрелками, соответственно. Вид- жительностью 1– 2 кс логано, что величина релаксации последнего МС всегда рифм нормированного крутябольше [1].

щего момента линейно падает с логарифмом времени. Такое поведение МС также является характерной чертой распределенной структурной релаксации. Следует еще раз отме, 550 K, 575 K тить, что четырехкомпонент, 590 K ное стекло релаксирует всегда, 600 K быстрее в сравнении с трех, 615 K =200 МПа компонентным.

, 625 K В работе было устатемные символы - Zr46(Cu4/5Ag1/5)46Al0.светлые символы - Zr46Cu46Al8 новлено, что сдвиговая вязкость переохлажденных рас100 1000 100плавов на основе Zr сущевремя, с Рис. 6. Кривые изотермической релаксации напряже- ственно больше для расплавов, ний в логарифмических координатах по обеим осям проявляющих бльшую стекпри указанных температурах. МС Zr46(Cu4/5Ag1/5)46Alлообразующую способность.

всегда проявляет бльшую степень релаксации [1].

Это можно интерпретировать Nguyen N.T.N., Khonik S.V., Khonik V.A. Isochronal shear stress relaxation and recovery of bulk and ribbon glassy Pd40Cu30Ni10P20 // Physica Status Solidi A. — 2009. — Vol. 206. – P. 1440–1446.

Mukherjee S., Schroers J., Johnson W.L., Rhim W.-K. Influence of kinetic and thermodynamic factors on the glass-forming ability // Physical Review Letters. — 2005. — V. 94. – P. 245501.

M(T)/M нормированный крутящий момент M(t)/M нормированный крутящий момент как следствие меньшего количества «дефектов», ответственных за вязкое течение переохлажденных жидкостей. Настоящее исследование показывает, однако, что и скорость, и величина структурной релаксации больше для МС Zr46(Cu4/5Ag1/5)46Al8, расплав которого проявляет существенно бльшую стеклообразующую способность. Действительно, бльшая релаксация модуля сдвига при изотермических испытаниях четырехкомпонентного МС (рис. 2) прямо указывает на бльшую концентрацию дефектов, вовлеченных в структурную релаксацию. Меньшая вязкость при высоких температурах (рис. 3), бльшая ползучесть (рис. 4) и бльшая степень релаксации напряжений (рис. и 6) при гомогенном течении, обусловленном структурной релаксацией, свидетельствуют о том же. Таким образом, МС Zr46(Cu4/5Ag1/5)46Al8 всегда проявляет бльшую степень структурной релаксации в сравнении с Zr46Cu46Al8, и, следотемпература, К вательно, имеет бльшую 450 500 550 600 650 7концентрацию структурных дефектов, вмороженных при темные символы - Zr (Cu4/5Ag1/5)46Al 46 0,0светлые символы - Zr Cu Al 620 К закалке расплава.

46 46 Разница модулей в ис555 К ходном и релаксированном 0,0 состояниях, = 495 К, отражает рост модуля 0,002 сдвига в ходе структурной релаксации. Используя эту величину, по методу, пред0,0=ложенному в работе 14, можно вычислить спектр энергий активации структурной ре0,0лаксации. Вычисление спек1,4 1,6 1,8 2,0 2,тра основывается на предпоэнергия активации E0, эВ Рис. 7. Спектры энергий активации МС ложении о том, что за струкZr46(Cu4/5Ag1/5)46Al8 (темные кружки) и Zr46Cu46Al8 (светтурную релаксацию ответлые кружки), полученные с помощью уравнения (2) из ственны центры релаксации данных измерений высокочастотного модуля сдвига (см.

рис. 1). Горизонтальные участки спектра, рассчитанные (дефекты), подобные межпо данным изотермических изменений модуля сдвига узельным гантелям в кри(см. рис. 2), дают приблизительно те же результаты [1].

сталлических металлах.

Концентрация этих дефектов определяет макроскопический модуль сдвига согласно основному уравнению межузельной теории конденсированного состояния 15, = exp(- ), (1) и в расчете на единичный интервал энергий активации может быть определена из кинетики релаксации модуля сдвига по формуле ( ) = ( ) (2), Khonik S.V., Granato A.V., Joncich D.M., Pompe A., Khonik V.A. Evidence of distributed interstitialcy-like relaxation of the shear modulus due to structural relaxation of metallic glasses // Physical Review Letters. — 2008.— Vol. 100. – P. 065501.

Granato A.V. Interstitialcy model for condensed matter states of face-centered-cubic metals // Physical Review Letters. — 1992. — Vol. 68, № 7. – P. 974–977.

-концентрация дефектов n, эВ где изменение нормированного модуля сдвига, обусловленное структурной [ ( релаксацией, ( ) = ( ) - ( )] – модуль сдвига при комнатной температуре и – модуль сдвига в полностью отрелаксированном аморфном состоянии), = – характеристическая энергия активации, которая соответствует максимальной скорости структурной релаксации в данный момент времени и линейно увеличивается с ростом температуры 10. Сдвиговая восприимчивость в уравнении (2) характеризует чувствительность модуля сдвига к концентрации дефектов типа межузельных гантелей и может быть рассчитана из основного уравнения (1) межузельной теории. Изменение модуля сдвига ( ) определялось из данных модуля сдвига исходных и отожженных образцов. Функция ( ) далее преобразовывалась с помощью соотношения = в функцию ( ), и далее с использованием формулы (2) и = 30 рассчитывался спектр энергий активации. Полученные таким образом спектры для двух исследуемых МС представлены на рис. 7. Для расчета этих двух спектров использовались данные двух образцов Zr46(Cu4/5Ag1/5)46Al8 (темные кружки) и двух образцов Zr46Cu46Al8 (светлые кружки). Несмотря на некоторый разброс данных, спектральная плотность состояний ( ) в интервале энергий активации 1,6 эВ < < 2,0 эВ больше для четырехкомпонентного стекла. Вне этого интервала плотности состояний являются приблизительно одинаковыми. Концентрация дефектов, сработавших в процессе структурной релаксации определяется интегрированием по всему спектру энергий активации, т.е. = ( ). Таким образом были получены значения 0,00151 и 0,00134 для Zr46(Cu4/5Ag1/5)46Al8 и Zr46Cu46Al8, соответственно. С другой стороны, эта же концентрация может быть вычислена по формуле = ln( ). Подставляя = 30, получаем значения = 0,00166 и = 0,00139 для вышеуказанных МС, соответственно, которые близки к значениям концентрации, полученным в результате интегрирования. Это подтверждает корректность процедуры расчета спектра энергий активации по формуле (2). Таким образом, концентрация дефектов, ответственных за структурную релаксацию, на 13 - 19 % больше в четырехкомпонентном стекле, и это различие обусловлено центрами релаксации с низкими и средними энергиями активации.

Кроме того, можно оценить полную концентрацию дефектов, вморожен ных при изготовлении стекол, используя выражение = ln( ), в котором – модуль сдвига полностью кристаллического образца, полученного в результате отжига МС в течение 6 ч при температуре 873 К. Вычисления дают 0,0177 и 0,0112 для МС Zr46(Cu4/5Ag1/5)46Al8 и Zr46Cu46Al8, соответственно. Таким образом, полная концентрация дефектов в четырехкомпонентном МС на 4 % больше. Из изложенного следует, что только одна десятая часть от всех дефектов, вмороженных при изготовлении стекол, отжигается в ходе структурной релаксации. Эти оценки, конечно, зависят от выбора, но не очень существенно. Например, выбор = 25 для четырехкомпонентного стекла приводит к значениям 0,0018 и 0,014. В любом случае, эти оценки довольно близки к сделанным для других МС на основе Zr 14 и Pd 16.

В §3.2 проведено дальнейшее исследование связи стеклообразующей способности расплавов с кинетикой структурной релаксации приготовленных из них стекол на примере объемных МС системы Pd-Cu-Ni-P [2]. С помощью прямых измерений изохронной сдвиговой вязкости ( ) исследуемых стекол было установлено, что при температурах выше 450 К стекло Pd43.2Cu28Ni8.8P20, расплав которого проявляет бльшую стеклообразующую способность, демонстрирует более высокую вязкость, чем Pd40Cu30Ni10P20. Таким образом, ситуация со стеклами на основе Pd прямо противоположна ситуации со стеклами на основе Zr: в первом случае бльшую релаксационную способность проявляют стекла, приготовленные из расплавов с бльшей стеклообразующей способностью, во втором, наоборот, закалка расплава с бльшей стеклообразующей способностью дает стекло с меньшей релаксационной способностью. Этот вывод был далее подтвержден детальными измерениями изохронной и изотермической релаксации напряжений. Во всех случаях степень релаксации МС Pd43.2Cu28Ni8.8P20 меньше, чем таковая для Pd40Cu30Ni10P20 [2].

Встает естественный во0,Zr46(Cu4/5Ag1/5)46Alпрос о природе «центров релаксации», ответственных за -0,структурную релаксацию и geq(T) гомогенное течение МС. Эти -0,центры должны наследоваться из расплава. Мы полагаем, что -0, 0.75 К/мин последовательное решение 1.25 К/мин T -0,08 этого вопроса может быть c 2.5 К/мин найдено в рамках межузельной 7.5 К/мин T g -0,10 теории конденсированного состояния. В рамках этого 400 450 500 550 600 650 700 7подхода различную склонтемпература, К ность к релаксации стекол Рис. 8. Температурные зависимости изменения норсистем Pd-Cu-Ni-P и мированного модуля сдвига МС Zr46(Cu4/5Ag1/5)46AlZr-(Cu,Ag)-Al в зависимости при различных скоростях нагрева [3].

от стеклообразующей способности исходных расплавов следует интерпретировать как следствие различной концентрации дефектов типа межузельных гантелей в этих расплавах. Детали структурной реализации этих дефектов в системах сложного химического состава остаются пока неясными.

С целью дальнейшей апробации межузельной теории мы провели детальное исследование кинетики релаксации модуля сдвига металлического стекла Zr46(Cu4/5Ag1/5)46Al8, результаты которого представлены в §3.3.

Khonik V.A., Mitrofanov Yu.P., Lyakhov S.A., Khoviv D.A., Konchakov R.A Recovery of structural relaxation in aged metallic glass as determined by high-precision in situ shear modulus measurements // Journal of Applied Physics. — 2009. — Vol.105. – P. 123521.

g=G/G -1= f /f -На рис. 8 показаны температурные зависимости изменения нормированного модуля сдвига исследуемого стекла в исходном состоянии при указанных скоростях нагрева. При температурах < 400 - 450 К модуль сдвига уменьшается только вследствие ангармонизма (штриховая линия на рис. 8), при бльших температурах дополнительно появляется одновременный рост модуля вследствие структурной релаксации. Этот рост имеет место вплоть до температур, близких к температуре стеклования (показана стрелкой), когда начинается весьма быстрое падение модуля. Как и следовало ожидать, температура начала структурной релаксации (т.е. температура начала роста модуля) растет, а величина релаксации модуля падает со скоростью нагрева. Как видно, модуль сдвига выше не зависит от скорости нагрева, указывая что структурные перестройки при этих температурах идут относительно быстро и не проявляются в виде релаксационного вклада. Ранее исследованное стекло Pd40Cu30Ni10P20 ведет себя иначе, его модуль сдвига существенно зависит от 0.при > 17.

Zr46(Cu4/5Ag1/5)46AlРелаксация дефектной 0.структуры стекла проявляется в релаксационной части моду0.ля сдвига. Соответственно, для анализа механизма релаксации 0.T эту часть необходимо выдеg 0.00 лить. Это можно сделать пу 0.75 К/мин тем вычитания ангармониче 1.25 К/мин -0.ской компоненты ( ) из 2.5 К/мин 7.5 К/мин полной измеренной темпера-0.турной зависимости модуля 550 600 650 7температура, К ( ). Тогда относительный релаксационный вклад в моРис. 9. Экспериментальный релаксационный вклад в относительное изменение модуля сдвига в зависимости дуль определится как от температуры при различных скоростях нагрева [3].

[ /, ( ) = ( ) - ( )] где – исходный модуль сдвига стекла при комнатной температуре, а ( ) получено путем линейной аппроксимации ( ) в диапазоне температур 360 - 410 К.

Результаты выделения ( ) из экспериментальных температурных зависимостей модуля сдвига показаны на рис. 9. Как видно, релаксационный вклад в модуль растет с температурой и уменьшением скорости нагрева при < ; вблизи (показана стрелкой) начинается быстрое падение с температурой. С точки зрения межузельной теории рост ниже температуры стеклования обусловлен отжигом дефектов, а выше релаксация структуры состоит в генерации дефектов до квазиравновесной концентрации, приводящей к снижению модуля. Задача состоит в количественной интерпретации такого поведения.

Mitrofanov Yu.P., Khonik V.A., Granato A.V., Joncich D.M., Khonik S.V. Relaxation of the shear modulus of a metallic glass near the glass transition // Journal of Applied Physics. — 2011.—V. 109. – P. 073518.

sr anh релаксационный вклад g =(G-G )/G Для решения этой задачи и описания кинетики релаксации модуля сдвига в процессе линейного нагрева со скоростью в рамках межузельной модели было использовано дифференциальное уравнение exp( (1 + ) = ( - ) ), (3) где функция ( ) = 1 - ( ) = – относи, = ( - ) тельное изменение модуля сдвига, исходный модуль сдвига = 41,9 ГПа, модуль сдвига после кристаллизации = 59,6 ГПа, характеристический объем релаксации = 7,9 10 м, = 30, = 10 с 14.

0.Результаты расчета реT g 0.75 К/мин лаксационного вклада в мо 1.25 К/мин 0.дуль сдвига =, полу 2.5 К/мин 7.5 К/мин ченные путем решения урав0.нения (3) с вышеуказанными параметрами, показаны на рис.

0.10. Как видно, расчет в целом 0.правильно воспроизводит эксперимент (рис. 9), а именно: а) Zr46(Cu4/5Ag1/5)46Al-0.как и в эксперименте, релаксационный вклад в модуль -0.сдвига растет с понижением 550 600 650 700 7скорости нагрева, достигая температура, К максимума 0,03 вблизи Рис. 10. Релаксационный вклад в относительное изменение модуля сдвига в зависимости от температуры, причем высота этого макпри различных скоростях нагрева, рассчитанный путем симума воспроизводится решения уравнения (3) [3].

весьма точно; б) выше релаксационный вклад быстро снижается, становясь отрицательным; в) выше 700 К (в состоянии переохлажденной жидкости) зависимость от скорости нагрева незначительна.

Температура стеклования в рамках изложенного соответствует максимуму релаксационного вклада в модуль, т.е. пику зависимости ( ), как показано стрелкой на рис. 10. Значения температуры стеклования, рассчитанной таким способом в зависимости от скорости нагрева, близки к результатам определения из экспериментально полученной зависимости ( ), что подтверждает обоснованность рассматриваемых представлений.

Таким образом, при изучении релаксации модуля сдвига в объемном стекле на основе Zr были получены следующие результаты:

• ниже температуры стеклования структурная релаксация может быть интерпретирована как снижение концентрации структурных дефектов типа межузельных гантелей, что вызывает соответствующий рост модуля сдвига;

• вблизи эта концентрация становится меньше равновесной, так что начинается обратный процесс – генерация дефектов до равновесного значения, приводящая к быстрому снижению модуля сдвига;

• температура стеклования при этом может быть определена как температура, соответствующая максимуму релаксационного вклада в модуль сдвига.

Такое определение позволяет количественно объяснить экспериментальную calc g зависимость температуры максимума релаксационного вклада в модуль сдвига от скорости нагрева.

В связи с установленным фактом различия кинетики структурной релаксации близких по химическому составу, но существенно различающихся по стеклообразующей способности исходных расплавов металлических стекол, исследуемых в настоящей работе, представляет интерес сравнить величины внутренних сдвиговых напряжений, возникающих при гомогенном течении МС. Этот вопрос является весьма важным, так как движущей силой деформации является не приложенное сдвиговое напряжение, а эффективное напряжение = -, что становится особенно существенным при высоком уровне 18.

Pd43.2Cu28Ni8.8P1000 T = 475 К В §3.4 приведены 1229 216 результаты исследования 1i 2282188 внутренних напряжений, b c d 227212 1возникающих в процессе 4000 4250 4500 4500 4750 5000 5000 5250 556пластического течения, в 5объемных МС систем 4Zr-(Cu,Ag)-Al и 0= 1000 МПа 300 Pd-Cu-Ni-P [4,5]. Внут1313ренние напряжения опре213a e 380 1делялись путем измере12000 2250 2500 5500 5750 60ний релаксации напряже0 1000 2000 3000 4000 5000 60ний в процессе ступенчавремя, с той разгрузки. Пример Рис. 11. Релаксация напряжений в МС Pd43.2Cu28Ni8.8P20 в одного из проведенных условиях ступенчатой разгрузки при = 475 К. На вставках экспериментов представпоказаны фрагменты релаксации в увеличенном масштабе, лен на рис. 11. Нормальдемонстрирующие изменение характера релаксации от норная релаксация напряжемальной (снижение со временем) к аномальной (рост ) по мере разгрузки [5].

ний (уменьшение со временем) в результате разгрузки сменяется аномальной (увеличение со временем). Напряжение, соответствующее условию = 0, равно внутреннему сдвиговому напряжению.

Аналогичным образом было произведено определение внутренних напряжений, возникающих в процессе пластического течения стекол на основе Zr и Pd, в зависимости от температуры. Важная особенность полученных результатов состоит в том, что какой-либо зависимости для всех МС от величины начального напряжения и времени релаксации до первой разгрузки в пределах погрешности измерений обнаружено не было, и, таким образом, эффективное внутреннее напряжение составляет определенную долю от приложенного начального напряжения, уменьшающуюся с температурой. Какихлибо значимых отличий зависимостей ( ) для МС, близких по химическому составу, но различающихся по стеклообразующей способности исходных расплавов, установлено не было.

Dotsenko V.I. Stress relaxation in crystals // Physica Status Solidi (b). — 1979. — Vol. 93. – P. 11–43.

максимальное поверхностное сдвиговое напряжение , МПа 1,Представляет интерес сравнить полученные результаты с имеющимися в лите0,ратуре. Такое сравнение представлено на рис. 12, где 0,результаты определения Литературные данные:

для объемных стекол ленточное МС Co75Si18Fe3.5Cr3.5 [19] 0,(скорость закалки ~10 К/с) ленточное МС Ni60Nb40 [20] Результаты настоящей работы: показаны совместно с данобъемное МС Zr46(Cu4/5Ag1/5)46Al0,ными 19,20,21, полученными на объемное МС Pd40Cu30Ni10Pленточных МС (скорость объемное МС Pd43.2Cu28Ni8.8P0,0 закалки ~10 К/с). Для сопо0,3 0,4 0,5 0,6 0,7 0,8 0,ставимости результатов, погомологическая температура T/T c лученных на стеклах разной Рис. 12. Зависимость от гомологической температуры для различных ленточных и объемных металличе- термической стабильности, ских стекол. Штриховая кривая дает результат усредпо оси абсцисс отложена нения по всему массиву данных [4,5].

гомологическая температура , где – температура начала кристаллизации, определенная калориметрически. Видно, что имеющиеся данные, несмотря на некоторый разброс, удовлетворительным образом соответствуют штриховой кривой, полученной усреднением всех данных. Из этого следует вывод о том, что изменение скорости закалки при изготовлении стекла на четыре порядка, которое существенно меняет его плотность 22, в пределах ошибки измерений не влияет на величину и ее зависимость от температуры. Этот вывод согласуется с установленным фактом независимости сдвиговой вязкости от плотности МС (или, подругому, от «величины свободного объема», вмороженного при закалке) 22.

Общие выводы по работе 1. Впервые на примере систем Zr-(Cu,Ag)-Al и Pd-Cu-Ni-P исследована связь структурной релаксации стекла со стеклообразующей способностью исходного расплава. Для системы Zr-(Cu,Ag)-Al установлено, что стекло, полученное из расплава с бльшей стеклообразующей способностью, релаксирует всегда быстрее при любой температуре ниже температуры стеклования.

Наоборот, для системы Pd-Cu-Ni-P установлено, что стекло, расплав которого проявляет бльшую стеклообразующую способность, всегда релаксирует существенно медленнее. Совокупность полученных результатов свидетельствует о том, что «избыточный свободный объем» не является фактором, определяющим склонность к стеклообразованию расплава и релаксацию приготовленного из него стекла.

Khonik V.A., Ryabtseva T.N. Internal stresses indused by tensile deformation of a Co-based metallic glass // Scripta Metallurgica. — 1994. — Vol. 30. – P. 571–575.

Золотухин И.В., Косилов А.Т., Рябцева Т.Н., Хоник В.А. Внутренние напряжения в деформированном металлическом стекле Ni60Nb40 // Физика металлов и металловедение. — 1990. — №11. – С. 175–179.

Золотухин И.В., Косилов А.Т., Хоник В.А., Рябцева Т.Н., Лукин А.Н., Прокошина Г.Ф. Релаксация напряжений в металлическом стекле Ni60Nb40 // Физика Твердого Тела. — 1990. — Т. 32. – С. 1378–1384.

Bobrov O.P., Khonik V.A., Lyakhov S.A., Csach K., Kitagawa K., Neuhuser H. Shear viscosity of bulk and ribbon glassy Pd40Cu30Ni10P20 well below and near the glass transition // Journal of Applied Physics. — 2006. — Vol.100. – P. 033518.

i напряжение / нормированное внутреннее 2. Определены кинетические законы релаксации упругих и вязкоупругих свойств исследуемых объемных металлических стекол. Показано, что эти законы аналогичны таковым, установленным ранее при исследовании металлических стекол других химических составов. На основе совокупности проведенных экспериментов аргументируется предположение о том, что центры релаксации («дефекты»), вмороженные из расплава при изготовлении стекла, подобны межузельным гантелям в кристаллических металлах, а релаксационные явления в исследованных стеклах могут быть количественно интерпретированы в рамках межузельной теории конденсированного состояния. В рамках этой теории определены как исходные концентрации центров релаксации в стеклах Zr-(Cu,Ag)-Al, так и доля этих центров, отжигающихся в процессе структурной релаксации.

3. Установлено, что вязкоупругие релаксации, протекающие в исследованных стеклах ниже температуры стеклования при наличии внешнего квазистатического механического напряжения (ползучесть и релаксация напряжений), могут быть количественно объяснены в рамках феноменологических представлений как результат совокупности элементарных актов структурной релаксации с распределенными энергиями активации, ориентированными приложенным напряжением. Показано удовлетворительное соответствие результатов анализа кинетики релаксации, даваемых феноменологическими представлениями и микроскопической межузельной теорией.

4. Впервые на примере систем Zr-(Cu,Ag)-Al и Pd-Cu-Ni-P определены эффективные внутренние сдвиговые напряжения, возникающие при гомогенном течении объемных МС. Величина этих напряжений составляет определенную долю от величины первоначально приложенного напряжения и плавно уменьшается с ростом температуры, стремясь к нулю вблизи температуры стеклования. Каких-либо значимых отличий эффективных внутренних сдвиговых напряжений для стекол близкого химического состава, но существенно различающихся по стеклообразующей способности исходных расплавов, обнаружено не было. Сопоставление результатов определения внутренних напряжений в исследуемых объемных стеклах с ранее полученными результатами на ленточных металлических стеклах приводит к выводу о том, что изменение на 4 порядка скорости закалки, реализуемой при изготовлении стекла и существенно меняющей его плотность, не влияет на величину внутренних напряжений.

Публикации по диссертации 1. Afonin G.V., Khonik S.V., Konchakov R.A., Mitrofanov Yu.P., Kobelev N.P., Podurets K.M., Tsyplakov A.N., Kaverin L.D., Khonik V.A. Structural relaxation and related viscous flow of Zr-Cu-Al-based bulk glasses produced from the melts with different glass-forming ability // Intermetallics. — 2011. — Vol. 19. – P.

1298–1305.

2. Афонин Г.В., Макаров А.С., Лысенко А.В., Калоян А.А., Хоник В.А.

Релаксация напряжений в металлических стеклах системы Pd–Cu–Ni–P, приготовленных из расплавов с различной стеклообразующей способностью // Металловедение и термическая обработка металлов. — 2012. — №5. – C. 19–23.

3. Митрофанов Ю.П., Изотова Г.В., Афонин Г.В., Хоник С.В., Кобелев Н.П., Калоян А.А., Хоник В.А. Релаксация высокочастотного модуля сдвига в объемном металлическом стекле Zr46(Cu4/5Ag1/5)46Al8 // Физика Твердого Тела.

— 2012. — Т. 54, В.11. – С. 2017–2021.

4. Afonin G.V., Khonik S.V., Konchakov R.A., Kobelev N.P., Kaloyan A.A., Khonik V.A. Internal stresses induced by plastic shear deformation of Zr–(Cu,Ag)– Al bulk metallic glasses // Journal of Non-Crystalline Solids. — 2012. — Vol. 358. – P. 220–223.

5. Афонин Г.В., Хоник С.В., Калоян А.А., Хоник В.А. Внутренние напряжения деформационной природы в объемных металлических стеклах системы Pd-Cu-Ni-P // Физика Твердого Тела. — 2012. — Т. 54, В. 11.– С.

2022–2026.

Статьи 1-5 опубликованы в изданиях списка ВАК РФ Научное издание Афонин Геннадий Витальевич Релаксация упругих и вязкоупругих свойств, обусловленная структурной релаксацией объемных металлических стекол систем Zr-(Cu,Ag)-Al и Pd-Cu-Ni-P АВТОРЕФЕРАТ диссертации на соискание ученой степени кандидата физико-математических наук Подписано в печать 16.11.2012. Формат 60841/16. Печать трафаретная.

Гарнитура «Таймс». Усл. печ. л. 1,25. Уч.-изд. л. 1,2. Заказ 198. Тираж 100 экз.

Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования «Воронежский государственный педагогический университет».

Отпечатано с готового оригинала-макета в типографии университета.

394043, г. Воронеж, ул. Ленина, 86. Тел. (473) 255-58-32, 255-61-83.




© 2011 www.dissers.ru - «Бесплатная электронная библиотека»

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.