Сегрегационные эффекты в поверхностных слоях аморфных металлических сплавов на основе железа при механических воздействиях тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 01.04.07, кандидат физико-математических наук Орлова, Надежда Александровна

• Орлова, Надежда Александровна
• кандидат физико-математических наук
• 1999

Оглавление диссертации кандидат физико-математических наук Орлова, Надежда Александровна

СОДЕРЖАНИЕ СТР

ВВЕДЕНИЕ

Глава 1. СТРУКТУРА И СВОЙСТВА АМОРФНЫХ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ СПЛАВОВ

1.1. Особенности образования аморфной структуры металлических сплавов

1.1.1 Модели структуры AMC

1.1.2 Структурные дефекты AMC

1.2. Стабильность аморфных сплавов

1.2.1 Структурная релаксация AMC

1.2.2 Кристаллизация AMC

1.2.3 Диффузия в аморфных металлических сплавах

1.3. Деформация аморфных металлических сплавов

1.3.1 Особенности пластической деформации AMC

1.3. 2 Механизмы пластической деформации AMC

1.3.3 Ползучесть аморфных сплавов

1.4. Сегрегационные эффекты в аморфных сплавах

1.4.1 Сегрегации в приповерхностных слоях AMC

1.4.2 Сегрегационные эффекты в поверхностных слоях AMC

при деформациях

Выводы главы

Глава 2. МЕТОДЫ И ОБЪЕКТЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

2.1. Методы исследования аморфных металлических сплавов .,

2.1.1 Характеристики исследованных образцов

2.1.2 Метод рентгеноэлектронной спектроскопии

2.1.3 Метод Оже-электронной спектроскопии

2.1.4 Исследование механических свойств AMC ..:

2.1.5 Измерение микротвердости

2.1.6 Структурные исследования AMC

2.1.7 Электрохимические испытания AMC

2.1.8 Экзоэлектронная эмиссия при одноосном растяжении

аморфных сплавов

2.2. Способы воздействий на аморфные металлические сплавы

2. 2.1 Испытания на ползучесть

2.2.2 Циклические испытания

2.2.3 Ударно-волновое нагружение

Выводы главы

Глава 3. ПОВЕРХНОСТНЫЕ СЕГРЕГАЦИИ В АМОРФНЫХ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ СПЛАВАХ

3.1. Влияние легирующего компонента на формирование состава поверхностных слоев аморфных сплавов на основе железа

3.2. Термостимулированные изменения состава поверхностных слоев

3.3. Влияние сегрегационных процессов при отжиге и растяжении

AMC на экзоэлектронную эмиссию

3.4. Связь электрохимического поведения AMC с поверхностными сегрегациями

Выводы главы

Глава 4. МЕХАНОСТИМУЛИРОВАННЫЕ ПОВЕРХНОСТНЫЕ СЕГРЕГАЦИИ В АМОРФНЫХ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ СПЛАВАХ

4.1. Механические свойства исследованных AMC

4.2. Сегрегации в аморфных сплавах в условиях ползучести ____

4.3. Влияние циклической усталости на состав приповерхностных слоев аморфных сплавов системы Fe-Mo-P-C

4.4. Влияние ударных нагрузок на состав приповерхностных слоев аморфных сплавов

Выводы главы

ВЫВОДЫ

ЛИТЕРАТУРА

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Сегрегационные эффекты в поверхностных слоях аморфных металлических сплавов на основе железа при механических воздействиях»

ВВЕДЕНИЕ

Влияние, которое оказывает состав и структура поверхности на физико-химические и прочностные свойства материала, в целом обуславливает интерес к проблеме поверхностной сегрегации.

Эффект поверхностной сегрегации, заключающийся в различии состава самых верхних атомных слоев и объема твердого тела, является предметом большого количества теоретических и экспериментальных исследований. Разнообразие проявлений поверхностной сегрегации в материалах различной природы, их зависимость от структуры и фазового состава, влияния внешних воздействий (термообработка, радиационное, механическое, электрохимическое и др.) объясняет существование большого числа теорий и моделей сегрегации.

Широкие области концентрационных неоднородностей (КН) могут " возникать из-за образования потока вакансий при каком-либо внешнем нагружении, фазовом переходе и увлечении вакансиями атомов растворенных веществ, что приводит к неравновесным сегрегациям и реализуется в том случае, если изменение внешних условий приводит к вариации химического потенциала в объеме материала. Неравновесные сегрегации определяются скоростью диффузионных процессов и исчезают при неограниченно больших временах релаксации, если диффузия позволяет достичь полного термодинамического равновесия. Вследствие возможных фазовых и структурных изменений возможно уменьшение вариаций химического потенциала, что приводит к перераспределению элементов в поверхностных слоях и образованию равновесных сегрегации. Следует отметить, что при образовании зоны концентрационной неоднородности устанавливается частичное равновесие между концентрацией элемента в объеме и на поверхности раздела. Поскольку сегрегационные процессы носят общий характер, определяют многие свой-

ства твердых тел, то изучение закономерностей формирования областей КН представляет актуальность подобных исследований.

В связи с изучением неравновесных сегрегаций особый интерес могут представлять аморфные металлические сплавы (AMC), обладающие в ряде случаев высокими физико-химическими свойствами. Основной их недостаток - метастабильность структурного состояния открывает возможность использования аморфных материалов в качестве модельных объектов. Любое внешнее воздействие (температурное, деформационное) приводит к структурным изменениям аморфного сплава, обусловленным диффузионными процессами. Реакцией на перестройку атомной структуры объема сплавов является как изменение электронной структуры, так и перераспределения компонентов в поверхностных слоях. Кроме того, изучение сегрегационных процессов на поверхности AMC в условиях внешних воздействий представляет практический интерес с позиций исследования деградации их физико-химических свойств в условиях эксплуатации.

Если рассматривать весь комплекс проблем, связанных с исследованием сегрегационных явлений, то из многих методов анализа химического состава поверхности и поверхностных слоев, очевидно, наиболее информативными и подходящими для изучения метастабильных материалов являются методы электронной спектроскопии. Использование этих методов позволяет изучать состав, особенности химической связи компонентов системы, а при необходимости проводить локальный химический анализ. При небольшой глубине анализируемого слоя, определяемой длиной свободного пробега электронов, использование ионного травления дает возможность получения распределения компонентов по глубине.

Несмотря на большое количество публикаций, посвященных исследованию структуры и свойств аморфных .сплавов, данных по

электронному строению и составу поверхности и ее роли в формировании аморфного состояния, свойств и устойчивости аморфных материалов после различных воздействий имеется мало.

В качестве основных объектов исследования выбран ряд аморфных быстрозакаленных сплавов системы металл - металлоид, таких как Fe-Cr-P-C, Fe-Mo-P-C, Fe-Re-P-C, Fe-Cr-B.

Целью работы является изучение .сегрегационных эффектов в приповерхностных слоях AMC, возникающих под влиянием механических воздействий.

В соответствии с поставленной целью в работе решались следующие задачи:

- изучение сегрегации элементов в приповерхностных слоях аморфных сплавов исследуемых составов в исходном состоянии и после термического воздействий;

- изучение влияния одноосных деформаций при ползучести на химический состав поверхностных слоев AMC,

- изучение связи химического состава поверхностных слоев и величины экзоэлектронной эмиссии (ЭЭЭ) при разрушении в процессе растяжения;

- исследование.влияния ударных и циклических нагружений на состав приповерхностных слоев аморфных сплавов системы Fe-Mo-P-C.

Для решения поставленных задач были использованы методы электронной спектроскопии, экзоэлектронной эмиссии, рентгенострук-турного анализа и электронной микроскопии, методы изучения механических свойств, электрохимического поведения AMC.

Научная новизна. В работе исследованы сегрегационные эффекты в поверхностных слоях быстрозакаленных аморфных сплавов после механических воздействий, связанные с изменениями структуры приповерхностных слоев и объема:

- впервые установлено, что механические воздействия при одноосном растяжении в режиме ползучести в зависимости от степени деформации обуславливают аномальное перераспределение компонентов в поверхностных слоях аморфных сплавов Fe73M05P13Cg, Fe70Cr15B15, Fe65Cr2oB15, связанное со структурными изменениями и релаксацией внутренних напряжений после снятия нагрузки аналогично температурным воздействиям;

- установлено, что разрушение аморфных сплавов Fe73Mo5P13C9, ¥е6ЪШо1 0Pi3c9' Fe70Cr10P13C7 при одноосной деформации сопровождается структурными изменениями, зависящими от.скорости и степени нагружения, прежде всего в приповерхностных слоях;

- показана связь между интенсивностью экзоэлектронной эмиссии и структурным состоянием аморфных сплавов Fe78_xMoxP13Cg (х=5,10);

- впервые показано, что циклические и ударные нагружения AMC Fe73Mo5P13C9, Fe68Mo10P13C9, Fe7 0 Crt 0 ?i 3 C7 вызывают немонотонные перераспределения компонентов в поверхностных слоях, обусловленные изменениями в структуре аморфных сплавов;

- показана связь между интенсивностью экзоэлектронной эмиссии и структурным состоянием аморфных сплавов Fe78_xMoxP13C9 (х=5,10);

- показано, что при концентрационных перераспределениях в поверхностных слоях активную роль играют углерод и кислород.

Научная и практическая ценность.

На основании экспериментальных исследований аморфных сплавов различными методами в рамках единого подхода развиты представления о формировании химического состава поверхностных слоев AMC в условиях неравновесности, вызываемых активирующими механическими воздействиями аналогично термическим воздействиям.

Предложена физическая модель перераспределений компонентов AMC в условиях механических воздействий.

Изменения концентрационной неоднородности в поверхностных слоях могут служить индикатором изменения структуры в сплаве.

Научные положения, выносимые на защиту, заключаются в следующем:

1. Сегрегации в приповерхностных слоях при деформационном старении AMC в условиях ползучести обусловлены структурными изменениями в объеме сплава, аналогичными термическим воздействиям, сопровождаемыми протеканием релаксации внутренних напряжений, что определяется параметрами нагружения.

2. Циклические и ударные воздействия приводят к, изменениям состава"поверхностных слоев, что связано с релаксационными процессами в сплаве, зависящими от напряжения нагружения.

3. При одноосном нагружении до разрушения кристаллизация сплава начинается с поверхности и динамика процесса кристаллизации зависит от скорости нагружения.

Глава 1. СТРУКТУРА И СВОЙСТВА АМОРФНЫХ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ СПЛАВОВ 1.1. ОСОБЕННОСТИ ОБРАЗОВАНИЯ АМОРФНОЙ СТРУКТУРЫ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ СПЛАВОВ При быстром охлаждении расплава зарождение и рост кристаллов подавляется, образуется метастабильное аморфное тело, в котором отсутствует периодичность в расположении атомов, характерная для кристаллических тел. Структура аморфных твердых тел определяется ближним атомным порядком, который может быть определен как порядок в отношении пространственного расположения соседей вокруг какого-либо произвольно выбранного атома. Ближний порядок в аморфной структуре сохраняется на расстоянии не более 2-3 атомных радиусов

о

[1]. Аморфные сплавы независимо от концентрации компонентов представляют собой однофазную систему, состоящую из пересыщенного твердого раствора [2]. Существует мнение [3,4], что любая жидкость при достаточном переохлаждении может при затвердевании образовать аморфную структуру (при существующей технике могут быть аморфизо-ваны лишь определенные типы сплавов). До сих пор нет единого мнения о том какие факторы в большей степени влияют на аморфизацию. Чаще их подразделяют на термодинамические и кинетические [4]. К термодинамическим факторам, способствующим аморфизации, относят возможность бездиффузионного затвердевания расплава с образованием однофазной структуры и большие значения поверхностной энергии, энтропии и вязкости расплава [3]. Кинетическими факторами считают характерную для данного состава частоту зарождения кристаллов при температуре, близкой к температуре стеклования, скорость их роста и скорость охлаждения расплава.

В работе [5] предложена методика определения скорости охлаждения (1?с) для классических аморфообразующих систем, основанная на общепринятых теориях образования центров кристаллизации, роста

кристаллов и кинетики превращений. Величина критической скорости охлаждения, вычисленная по интерполированным на низкие температуры величинам вязкости (тО, например, для N1 составляет .ЛО10 град/сек. Выражение для критической скорости охлаждения, выведенное в работе [6], имеет вид:

й = ^ • И- Тт / . 'где ^ = 2-10"6, Уь - молярный объем расплава, И - универсальная постоянная, вязкость, Тт- температура плавления. Девис и Ульман [5,7] считают, что основным условием невозможности образования зародыша кристаллической фазы является резкое понижение вязкости расплава (на несколько порядков) в интервале стеклования. Простым параметром, удобным для оценки способности сплава к аморфизации является приведенная температура аморфизации [8]:

Tg / Тт.

Кристаллизация может быть подавлена благодаря быстрому прохождению критических областей только для значений 0,5 < Т^ <0,7. Если Т^ <0, 5, то наблюдается настолько большая склонность к зародыше-образованию, что подавить их при практически достижимых скоростях охлаждения расплавов невозможно. При Т^ >0,7 расплав кристаллизуется и без гомогенного образования зародышей.

В работе [9] авторами, в соответствии с теорией свободного объема жидкости, показано, что аморфизация начинается .тогда, когда свободный объем (ДУ) принимает определенное малое значение ДУкр. В случае ДУ>ДУкр, свободный объем может свободно перераспределяться равномерно без увеличения энергии. В случае ДУ<ДУкр энергия, необходимая для перераспределения атомов становится большой и остаточный свободный объем равномерно распространяется между атомами, текучесть жидкости уменьшается.

' и

В работе [10] авторы считают, что основным фактором, определяющим вероятность аморфизации сплава, является химическая связь между атомами, а не их геометрические размеры. В случае, если химическое взаимодействие между разнородными атомами сильнее, чем между одинаковыми, то вероятность образования аморфного состояния увеличивается. Можно сказать, что в сплавах, склонных к формированию аморфной фазы, при аморфизации имеет место высокая степень композиционного, химического упорядочения, особенно при при больших переохлаждениях расплава. Однако при увеличении взаимодействия повышается вероятность образования интерметаллидных соединений с высокой температурой плавления. Предполагается, что в металлических расплавах могут образоваться области ближнего порядка [11], которые близки к-структуре соответствующих интерметаллидных фаз, что приводит к понижению вероятности аморфизации и повышению способности расплава к зародышеобразованию кристаллов.

В связи с последним критерием большой интерес представляет изучение электронного строения аморфных сплавов. По мнению авторов [12] существует определенная связь между склонностью сплава к аморфизации и электронной структурой аморфного или жидкого состояния. Так рентгеноэлектронные исследования поверхностных слоев аморфных сплавов системы металл - металлоид [13] выявили различие в электронной структуре сплавов в кристаллическом и- аморфном состояниях.

Сравнительно легко получить аморфный сплав ' переходного металла и металлоида, при этом стабилизация структуры происходит как за счет формирования прочной связи металл-металлоид, так и в результате заполнения атомами металлоида пор в аморфной структуре атомов, металла в том случае, если атомные радиусы их значительно отличаются. При этом формируется геометрия (хаотическая конфигурация), которая обеспечивает низкую свободную энергию системы. Одним

из критериев возможности аморфизации данной системы является существование "глубокой эвтектики"[14]. В таких системах эвтектический состав наблюдается, как правило, в районе 20 ат.% металлоида, в то время как расчетное количество атомов малого радиуса, которые можно разместить внутри ячеек Бернала [15] (моделирующих структуру плотной хаотической упаковки атомов моноатомной жидкости), как это сделал в своей модели Полк [16], составляет приблизительно 21 % и соответствует наиболее распространенному составу, характерному для AMC типа Me-Mt, определяемому общей формулой Me80Mt20 [17].

1.1.1. МОДЕЛИ СТРУКТУРЫ AMC

В связи с рассмотренными критериями и условиями формирования аморфного состояния металлических систем рассмотрим ряд структурных моделей ближнего порядка атомов.

Модель Полка [16,18] исходит из того, что атомы металла располагаются в плотную нерегулярную'упаковку (DRP), состоящую из 5 основных конфигураций. Наиболее часто встречаются расположения атомов в виде тетраэдра - 86 %. Аморфные сплавы образуются в результате заполнения трех самых больших пор в упаковке атомов переходных металлов атомами аморфизатора (Mt), имеющих меньшие размеры. Распространенным описанием аморфных металлов является модель плотной хаотической упаковки твердых шаров (DRPHS), которая описана в [19]. Это описание повторяет модель Бернала" для одноатомных расплавов [15] и представляет хорошее приближение для структурного состояния многих аморфных металлов. Группа структурных моделей, относящихся к жидкоподобным (у которых ближний порядок аналогичен ближнему порядку в жидкостях) [20,21] объясняют увеличение вязкости и уменьшение диффузии присутствием атомов меньшего радиуса, вследствие чего аморфизация сплава происходит при более высоких температурах и является более стабильной. То есть наличие примесей благоприятствует формированию аморфных сплавов. В аморфное состоя-

ние легче перевести тройной или четверной сплав по сравнению с бинарным ("принцип беспорядка"). Это обусловлено тем, что в сплаве, состоящем из большого числа атомов, легче предотвратить нормальный рост кристаллов [22].

Одним из экспериментальных фактов, подтверждающих жидкоподоб-ную модель, является различие химического состава поверхности и объема аморфного сплава, а также отсутствие теплового эффекта при переходе жидкое-аморфное [23]. Однако установлено [2], что электронное состояние Fe,Ni.Co в аморфном и жидком состояниях сильно отличаются, отличаются также ФРРА жидкостей и аморфных тел. Кроме того, структура и свойства аморфных сплавов в отличие от жидкостей зависят от способа дополнительной обработки сплава.

С другой точки зрения аморфную структуру рассматрийают как максимально деформированную кристаллическую, в которой нарушается дальний порядок в расположении атомов и сохраняется ближний. Экспериментально установлено, что параметры ближнего порядка структуры AMC близки ближнему порядку в соответствующих интерметаллидах [14]. Получены также данные о соответствии ближнего порядка в аморфных сплавах, содержащих переходный металл и металлоид, ближнему порядку в карбидных, боридных, фосфидных фазах [24], что подтверждает предположение о существовании в AMC химического ближнего порядка, когда каждый атом одного сорта окружен атомами других -сортов в определенном количестве и на определенных расстояниях.

Считается, что микрокристаллическая модель является непригодной для описания структуры аморфных металлов [25,26]. Кривые рассчитанные для микрокристаллической модели дают значительно худшие экспериментальные . подтверждения, чем соответствующие расчеты по модели хаотической плотной упаковки жестких сфер (DRP) [26]. Однако обе модели не являются взаимоисключающими. Промежуточная модель аморфного состояния [27, 28] предполагает аморфное состояние как

граничный переход в кристаллическое состояние при экстремально высоком зародышеобразовании и стремящейся к нулю скорости роста кристаллов. То есть с увеличением скорости охлаждения расплава микрокристаллический тип модели преобразуется в модель DRP. Предполагается также, что структурная неоднородность исходных расплавов, заключающаяся в наличии кристаллоподобных кластеров и межкластерной разупорядоченной зоны, сохраняется в "стекловидных" фазах [29] и образующийся аморфный сплав будет определяться как составом исходного расплава, так и его температурой и скоростью охлаждения. В работе [30] показано, что одним из возможных путей аморфизации является образование дендритоподобных соединений. В общем граница между микрокристаллическими и аморфными структурами не является четко выраженной. Критерии различия между ними выведены в работе [21]. Среди различных подходов, предложенных для описания строения аморфных сплавов, особое место занимают дисклинационные и родственные ей модели [31,32].

1.1.2. СТРУКТУРНЫЕ ДЕФЕКТЫ AMC Большинство дефектов, присущих кристаллам, теряют свою специфику в аморфном состоянии. Тем не менее, многочисленные эксперименты по изучению структурно - чувствительных свойств аморфных сплавов показывают, что отклонение в структуре аморфных тел от низкоэнергетического равновесного состояния может быть описано с позиций возрастания плотности дефектов. Было несколько попыток дать обобщенное определение структурных дефектов в AMC [33,34]. Дефекты в аморфных сплавах можно разделить на точечные, микроскопические протяженные и макроскопические. Основными точечными дефектами являются [34]:оборванные связи, неправильные связи, пары с измененной валентностью, атомы с малым полем напряжений (квазивакансии), атомы с большим полем напряжений (квазивнедренные атомы). К протяженным дефектам можно отнести: квазивакансионные дислокации,

квазивнедренные дислокации, границы между двумя аморфными фазами, межкластерные границы. К макроскопическим дефектам относятся поры, трещины и другие макронесовершенства.

Важным источником для формирования дефектов структуры аморфных сплавов является свободный объем, обусловленный высоким коэфициен-том расширения жидкости. Свободный объем можно рассматривать либо в виде полостей заданного размера, либо в виде непрерывно распределенного в матрице образования [353. Свободные объемы могут агломерировать и мигрировать к свободной поверхности. В то же время, часть свободного объема может быть заблокирована в аморфной матрице в виде микропор. Перераспределение свободного объема приводит к релаксации структуры, которая может, в частности, вызывать локальные упругие напряжения, в результате чего могут образовываться так называемые квазидислокационные диполи [36]. Введение поверхностно-активных элементов существенно влияет на общее количество закаливаемых дефектов и их распределение по размерам [37] (0,01 ат.% БЬ, Се,-Ш в Ре87>5В17.5 ). Методом малоуглового рассеяния рентгеновских лучей получено прямое доказательство эллипсоидальной формы закаливаемых дефектов и существенного влияния на эту форму величины поверхностного натяжения расплава.

Наличие или отсутствие дислокаций в аморфной структуре является достаточно спорным вопросом [33]. Ряд теорий предлагает рассматривать аморфное состояние как кристаллическое с плотностью дислокаций выше некоторой критичекой величины (порядка 1014 см-2). При этом дислокации внутренне присущи аморфному состоянию и не могут исчезать при структурной релаксации. В работах Эгами, Витека, Маеды и других [38,39,40] предпринята попытка описать структурные дефекты, как локальные флуктуации плотности и внутренних напряжений. В модели Эгами [38] рассматриваются два типа флуктуаций плотности как проявление дефектов "п"- и "р"- типов. Плотность в

п-дефектах ниже, а в р-дефектах выше, чем средняя плотность АМС. Места п- р-дефектов в концентрации внутренних напряжений рассматриваются как аналогия дислокационных ядер. Области с повышенным сдвиговым напряжением определены как дефекты т-типа. Так как дефекты п-типа аналогичны дискретному свободному объему, модель Эгами можно рассматривать как более общий случай, а не альтернативу модели свободного объема. В работе А.С. Бакая [40] предложена поликластерная модель структуры аморфного состояния. Поликластерные структуры образованы кластерами атомов, каждый из которых локально упорядочен. Рассматриваемые в модели кластерные границы представт ляют собой дефекты и состоят из двухмерных монослоев с несовершенным локальным упорядочением атомов. Эти границы содержат большое количество псевдовакансий и псевдовнедренных атомов и ответственны за диффузионные и механические свойства поликластерных структур. В рамках этой модели дефекты характеризуются как область наибольшего разупорядочения. В них могут существовать как точечные так и протяженные дефекты. Кроме того, в кластерах могут существовать области локализации высокого сжатия, растяжения или сдвига -аналоги дефектов п-, р- и т-типов.

1.2. СТАБИЛЬНОСТЬ АМОРФНЫХ СПЛАВОВ

1.2.1. СТРУКТУРНАЯ РЕЛАКСАЦИЯ АМС Аморфные металлические сплавы, полученные быстрой закалкой из расплава, весьма не стабильны, их свойства могут изменяться при тепловой обработке, не приводящей к кристаллизации. Исследования влияния отжигов на структурные [41-44], механические [45-48] и другие свойства [49-52] показали, что эти изменения осуществляются в процессе изотермических выдержек при температурах далеких от температуры стеклования Tg. Значительную часть эффектов отжига при Т < исследователи связывают с тонкими изменениями в структуре аморфных сплавов, которые называют структурной релаксацией. Изуче-

ние изменений в расположении атомов при изотермических выдержках, ниже Тg показали [44], что структурная релаксация сопровождается слабым увеличением расстояния между ближайшими соседними атомами (около 1СГ4 нм), тогда как удельный объем уменьшается максимум на

0.5.%. Этот факт указывает на усиление отталкивания, а не притяжения в межатомном потенциале. По мнению авторов работы [43], структурная релаксация включает в себя слабую перестройку, приводящую к некоторому более упорядоченному атомному распределению без диффу-

4

зии атомов на большие расстояния. Уменьшение удельного объема связано с этим процессом.

Эгами [44], рассматривая структурную релаксацию, предложил учитывать следующие три типа структурных изменений в аморфной фазе:

1. Значительное уменьшение свободных промежутков в структуре (свободного объема).

2. Геометрический (топологический) ближний порядок (ТБП).

3. Химический ближний порядок (ХБП).

Изменения, соответствующие типу I, являются одним из процессов структурной релаксации. Полагают, что структурные изменения 2 и 3 предшествуют кристаллизации. Например, как было показано в [53,54], перед кристаллизацией возникают небольшие "кристаллоподобные" кластеры, соответствующие процессу типа 2, а фазовое расслоение, обнаруженное Ченом [42], как полагают соответствует процессу типа 3. Поскольку процессы, происходящие при нагреве, сложным образом накладываются друг на друга, разделить их довольно трудно и в настоящее время нет еще полного понимания всех явлений, связанных с нагревом аморфных сплавов.

Ниже lg наблюдаются обратимые и необратимые изменения различных свойств аморфных сплавов [56]. Необратимую релаксацию АМС обычно связывают с изменениями топологического (геометрического) ближнего порядка, относящимся к атомному уровню геометрической

корреляции, которая не зависит от химической природы атомов, вовлекаемых в процесс перестройки [57]. Обратимую релаксацию обычно связывают с изменениями в композиционном ближнем порядке, приводящими к смешиванию различных сортов атомов и нарушению характера локального окружения [58]. Ченом предложена структурная модель релаксации [55], в соответствии с которой при всех температурах существенно ниже Тя в закаленных аморфных сплавах релаксация состоит из обратимой локальной структурной релаксации на малых расстояниях и кооперативной - на средних расстояниях. Соотношение этих процессов релаксации зависит от температуры и длительности теплового воздействия. По мере того, как температура отжига достигает Tg и возрастает его продолжительность, релаксация протекает в виде кооперативной структурной релаксации на больших расстояниях, что приводит к снижению структурной неоднородности, развивающейся при температурах отжига существенно ниже Tg.

В рамках разработанного авторами [59] подхода структурная релаксация интерпретируется как совокупность некоррелируемых сдвиговых перестроек с разделенными энергиями активации. Каждая перестройка происходит в две стадии: на первой стадии реализуется элементарный сдвиг с активационным объемом г) порядка атомного объема, который немедленно инициирует вторую стадию - вязкое течение в окружающей области объемом ш (со«гИ в соответствии с ориентацией и величиной внешнего напряжения. Возникает "направленная" (ориентированная внешним напряжением) структурная релаксация, приводящая к накоплению макроскопической деформации вязкопластического типа.

В работе [60] показано существование двух температурных областей в изменении состава и химической связи элементов поверхностных слоев аморфных сплавов на основе Ее. Со и N1 : необратимой

(20-250°С) и обратимой (250-400°С). Перераспределение в первой области связано с уменьшением дефектности аморфного состояния и приведением аморфного сплава в состояние близкое к "идеальному" аморфному. Вторая область характеризуется изменением состава элементов на поверхности в результате процессов структурной релаксации и длится до начала кристаллизации.

Как уже было сказано выше, при весьма умеренных температурах в аморфных сплавах осуществляется структурная релаксация, которая оказывает существенное влияние на механические характеристики AMC [61,62,63]. Исследования показали [64,65], что в AMC возможна аномальная релаксация напряжений, явление, которое характерно и для протекания низкотемпературной деформации кристаллов. Суть этого явления в следующем. После нагружения кристалла до предела текучести и прекращения активной деформации напряжение на образце спадает со временем (нормальная релаксация напряжений); в результате последующего сброса нагрузки до малых величин напряжение на образце растет со временем (аномальная релаксация). На рис.1.1 показана кривая 6(t) AMC FeBSiC и CoNiFeBSi [64] после нагрузки образцов до б ~0,9 бг и последующего разгружения до б ~0,02-0,15 б{. Видно, что после разгрузки имеет место аномальная релаксация. . Физическая природа этого явления заключается в том, что в процессе низкотемпературной деформации в AMC создаются дальнодействующие поля внутренних напряжений, противоположные по знаку приложенному напряжению и составляющие по абсолютной величине более 90 % от его уровня. Наличие дальнодействующих полей напряжений в деформированном материале естественным образом интерпретируется на основе дислокационных представлений о пластическом течении аморфных сплавов [66]. Ряд экспериментальных данных, указывающих на дислокационный характер низкотемпературной деформации AMC, был получен в работах [62,67-70].

6,МПа 1694

G,Müa

а 1916 —1 «

й 1948 в

ä 1944 о

« 194019361932

I I I I I I I I I М I О 10 20 30 40 50 60

t , МИН.

1

299 — 295 g

-291 |

0

h-148|

И"*

140g В

h56 |

1

48

40

Рис. 1.1. Кривые нормальной (1—3) и аномальной (1-3 ) релаксации напряжений MC Co69Ni10FeeBlß.5Siio.e (1,1'). Feß2B12Si4C2 (2,2% FeCoCrNiSiBMo (3,3^ [64].

Авторами [64], была предложена следующая качественная модель аномальной релаксации напряжений. Деформация начинается с образования ступеньки сдвига. Минимально возможная высота этой ступеньки, как показало машинное моделирование [71] близка к атомному диаметру. Деформация осуществляется путем последовательного прохождения элементарных фронтов сдвига, представляемых дислокацией Согмилианы, при движении которой в материале создается неоднородное поле смещений. Принципиальным моментом, определяющим характер развития дислокации, является наличие неоднородностей структуры AMC различной природы и масштаба. Например, неоднородности химического сос-

тава могут создавать в окружающем материале сдвиговые напряжения х1, противоположные по знаку приложенному напряжению т. Если такие области являются непреодолимыми препятствиями для фронта сдвига, он может обойти их. В этом случае возникают дополнительные поля напряжений, которые можно рассматривать как результат образования дислокационных петель вокруг неоднородностей. Возможна также ситуация, когда фронт сдвига пройдет через неоднородность, но величина сдвига будет меньше, чем в среднем в окружающей матрице. Результатом этого будет также образование дополнительных полей внутренних напряжений. С ростом макроскопического вектора сдвига I суммарный вектор Бюргерса дислокационных петель вокруг каждой неоднородности увеличивается, определяя накопление дальнодействующих напряжений, препятствующих дальнейшей деформации. Развитие этого процесса обеспечивает блокировку сдвига и развитие деформации в другой плоскости максимального сдвигового напряжения.

Такой процесс повторяется многократно. В случае реализации показанной схемы приложенное напряжение стремится сжать дислокационные петли вокруг неоднородностей. При сбросе нагрузки под действием собственных полей напряжений петли начнут термофлуктуа-ционно расширяться, преодолевая барьеры ближнего порядка. Это приведет к изменению знака сдвиговой деформации, сокращению длины образца и появлению аномальной релаксации напряжений. Отрыв скоплений дислокаций от блокирующих их неоднородностей может служить причиной наблюдаемых скачков на зависимостях при низкотемпературном растяжении и сжатии [72]. Рассмотренная картина деформации в значительной степени аналогична известному механизму Орована, в соответствии с которым осуществляется деформационное упрочнение кристаллов, содержащих недеформируемые частицы второй фазы.

1.2.2. КРИСТАЛЛИЗАЦИЯ АМОРФНЫХ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ СПЛАВОВ ' Поскольку аморфное состояние является метастабильным, оно в силу своей природы имеет возможность переходить в более стабильное кристаллическое состояние. Однако, в процессе кристаллизации резко ухудшаются наиболее перспективные свойства металлических стекол, например магнитные характеристики, высокие твердость и прочность в сочетании с пластичностью и высоким сопротивлением коррозии. Необходимо понимать механизм кристаллизации на микроскопическом уровне, чтобы предотвращать или регулировать кристаллизацию.

Кристаллизация аморфных сплавов происходит путем зарождения и роста кристаллов, и в этом отношении сходна с обычной кристаллизацией жидких сплавов при сравнительно небольших переохлаждениях. Однако, кристаллизация АМС при нагреве со скоростями 5-30 К/с наступает при Тс =0,4-0,6 Тт, а при более медленном нагреве - при еще более низких температурах. При этом в аморфных сплавах образуются сначала различные метастабильные кристаллические фазы, и только потом эти фазы заменяются равновесными. Многие метастабильные фазы являются новыми: они неизвестны для равновесного состояния соответствующих систем и не образуются из расплавов при быстрой закалке, когда фиксируются микрокристаллические состояния [73,4].

Поверхностная кристаллизация представляет собой особую форму кристаллизации аморфных сплавов. Энергия ее. активации меньше обычной и поверхностная кристаллизация часто наблюдается при более низких температурах отжига чем обычная первичная кристаллизация. Поверхностная кристаллизация в аморфных сплавах переходных металлов с неметаллами развивается на обеих сторонах закаленной ленты, хотя имеются случаи ускоренной кристаллизации либо на внешней, либо на внутренней стороне ленты [75].

Установлено, что на обеих сторонах ленты сплавов на основе железа все элементы находятся в связанном состоянии в виде оксидов,

при этом обе поверхности обогащены атомами металлоидов, а возможно, и легирующими элементами [76,77,78]. При последующем нагреве происходит выделение кристаллов в тонком поверхностном слое толщиной 1+2 мкм. Наиболее вероятной причиной преимущественной кристаллизации в тонком поверхностном слое является изменение химического состава в этом слое до концентраций, не соответствующих области устойчивости аморфного состояния [79].

Кестер [80] допускает, что кислород вблизи поверхности способен стабилизировать некоторые кристаллические фазы, а это увеличивает термодинамический стимул кристаллизации. Считается, что окисление неметаллов при закалке способствует кристаллизации. Но есть и другие точки зрения. В сплаве Fe39Ni39B22 поверхностная кристаллизация развивалась более интенсивно с внутренней стороны ленты на участках, где скорость охлаждения была наибольшей. Предполагается, что в аморфном сплаве Fe40Ni40B20 концентрация никеля вблизи поверхности увеличивается вследствие преимущественного окисления железа, что в свою очередь приводит к локальному уменьшению температуры кристаллизации [74]. Результаты анализа поверхности AMC Co72Fe5Ni10Si11B17 показали, что температура кристаллизации в вакуумной среде 1,33-10"7 Па значительно повышается и приближается к температуре кристаллизации объема [81].

В работе [75] электроннографическим -методом показали, что в AMC Fe78Si9B13, Fe78Si9B11C2, Fe76Ni2Si9B13, FeegCOgSieBi 3 в исходном состоянии на обеих сторонах ленты в слое не более 100 нм присутствует кристаллическая фаза, идентифицируемая как аустенит. При отжиге во всех сплавах кристаллизация начиналась в тонком поверхностном слое ленты. Увеличение температуры и (или) времени отжига в определенном интервале приводило к развитию поверхностной кристаллизации без перехода ее в объемную. Толщина слоя практически не изменялась и была равна 1-2 мкм. Начиная с некоторой опре-

деленной температуры отжига (или момента времени при постоянной температуре отжига), развивался процесс объемной кристаллизации, который протекал равномерно по всей толщине ленты. Аустенит служил подложкой для роста кристаллов a-Fe с ориентировкой (110). Легирование Ni, Со, С приводит к изменению ориентировки a-Fe и уменьшению количества кристаллической фазы в поверхностном слое до начала объемной кристаллизации. Погружение ленты в жидкий азот привело к превращению аустенита в феррит, уменьшению количества выделяющейся при отжиге кристаллической фазы в поверхностном слое почти в два раза и исчезновению ориентировки {110} a-Fe.

Избирательное окисление и сегрегация создают на поверхности и и вблизи нее градиенты концентраций, которые сильно влияют на термическую стабильность. Кристаллизация, йаблюдаемая "In situ" тонких образцов, прозрачных для электронов, не характерна для массивных аморфных лент, сказывается влияние близко расположенных поверхностей [80].

Данные о влиянии пластической деформации на кристаллизацию весьма противоречивы. Большинство авторов считают, что "дефекты", вызываемые пластической деформацией будут отжигаться в течение процессов релаксации прежде, чем"начнется кристаллизация. Однако, измерения электросопротивления металлических стекол Fe83P10C7 после деформации сжатием показали ускорение, кристаллизации, в то время как у аморфных сплавов, деформированных путем холодной прокатки до уменьшения толщины на 30 %, обнаружено противоположное поведение [74].

Большой интерес представляет изменение процесса кристаллизации AMC под влиянием гидростатического давления. Аморфные сплавы имеют меньшую плотность по сравнению со своими кристаллическими аналогами, и поэтому под влиянием давления уменьшается свободный объем, уменьшаются и диффузионные перемещения атомов до величин

меньше среднего межатомного расстояния, что приводит к ускорению кристаллизации аморфных сплавов. Однако, в работе [74] повышение давления вызвало повышение температуры кристаллизации, торможение кристаллизации и изменение реакции кристаллизации AMC Pd75Ag5Si20 и Pd80Si20, что объясняется замедлением диффузии ато.мов вследствие уменьшения свободного объема.

Наблюдаемое в AMC Pd80Si20 [82] ускорение кристаллизации под действием одноосного напряжения при низких температурах отжига объясняется тем,что при одноосном растяжении в материале возникают заметные сдвиговые напряжения, которые создают движущую силу для перемещения атомов. Ускорение кристаллизации при растяжении было также отмечено в аморфных сплавах Fe40Ni40P14B6j Fe32Ni36Cr14P12B6. В работе [83] обнаружено возникновение зародышей фазы от сдвиговых полос в AMC Fe5Co70Si15B10) деформированном растяжением при 573 К (то есть сдвиговая полоса стимулирует рост кристаллической фазы). Вероятно, увеличение степени ближнего порядка и начала процесса кристаллизации в деформационных полосах AMC облегчены в данном случае повышением температуры испытания [83]. В сплаве же Pd82Si18 такого ускорения не наблюдалось [84].

1.2.3. ДИФФУЗИЯ В АМОРФНЫХ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ СПЛАВАХ Такие процессы, как структурная релаксация, фазовый распад, кристаллизация при термической обработке влекут за собой значительные перестройки атомной структуры и следовательно вызывают существенные изменения в свойствах AMC. Все эти процессы контролируются диффузией атомов.

Киджек с сотрудниками [85] пришли к выводу, что в аморфных сплавах существует два механизма диффузии для малых и больших атомов. Малые атомы диффундируют существенно быстрее по межузельному механизму (бор в Fe40Ni40B20 и Ni59> 5Nb40_ 5), а крупные атомы перемещаются кооперативно (золото в Pd77>5Cu6Si16>5, серебро в

Рй81Б119 и фосфор в Ге85В15). Скорость диффузии может существенно снизиться при релаксации, а диффузия в аморфных сплавах по меж-узельному механизму не вполне точно описывается моделью случайных блужданий.

Коэффициенты диффузии, оцененные с помощью измерения скорости роста кристаллов в сплавах Ге-В и Ге-В-С [4] попадают на ту же линию, что и прямые измерения самодиффузии железа в сплаве Ее40М40Р14Вб [86]. Эти данные приводят к мысли, что величины взаимной диффузии и скорость роста кристаллов контролируются диффузией самого тяжелого из атомов элементов в структуре аморфного сплава, например, железа в сплавах Ге-В и Ге-В-С [87], хотя Кестер и Герольд предположили, что их измерения роста кристаллов соответствуют диффузии бора и углерода. При данной температуре, соответствующей определенной доле Tg, коэффициенты диффузии в аморфных сплавах типа Це-Ш зависят только от вида диффундирующих атомов. Они постепенно возрастают от больших тяжелых атомов, таких как золото и палладий, к меньшим легким атомам, таким как В, 31, ы. Это указывает скорее на постепенное изменение в механизме диффузии по мере перехода от тяжелых атомов к легким, чем на два различных механизма [85]. Коэффициент диффузии элемента х во всех аморфных сплавах типа Ше-ШЬ определяется по формуле:

Бх= В0х ехр(-Вх^/Т), ( 1 )

где Бх и Вх зависят только от х. Это эквивалентно утверждению, что диффузия в аморфных сплавах типа Ме-Ш имеет аррениусовский характер, причем частный множитель Б0х зависит только от вида диффундирующих атомов, а энергия активации 0. пропорциональна температуре стеклования 0. = Tg•Bx•k для данного х.

Результаты исследований диффузии, проведенные на аморфных сплавах типа Ме-Ме немногочисленны. Коэффициенты диффузии по порядку величины сравнимы с коэффициентами, найденными для АМС типа

Me-Mt и также имеют аррениусовскую или близкую к аррениусовской зависимость от температуры. Однако, в этом случае, наблюдается большой разброс экспериментальных данных. При температурах, составляющих одинаковую долю от Tg, золото диффундирует быстрее в AMC типа Ме-Ме, нежели в сплавах типа Me-Mt. При одинаковой приведенной температуре T/Tg диффузия Au в сплавах типа Me-Mt не зависит от состава сплава, а в сплавах типа Ме-Ме при температурах, составляющих одинаковую долю от Tg коэфициент диффузии Au возрастает с увеличением Tg от сплава к сплаву (то есть в уравнении (1) D0x и Вх должны стать функцией Tg).

Гупта с соавторами [88] не обнаружили .влияния небольшой частичной кристаллизации на коэффициент диффузии Аg в сплаве Pd81Si19 и Si в сплаве Fe82B12Si6. Однако, Кан с-соавторами [89] сообщили, что частичная кристаллизация влияет на диффузию бора в сплаве Fe40Ni40B20, а в работе Чена и других [55] сообщается, что и частичная кристаллизация и нагрев выше Tg без кристаллизации влияют на диффузию Au в сплаве Pd77>5Cu6Si16>5. Не следует ожидать влияния кристаллизации на коэффициент диффузии, если доля кристаллической фазы мала. В то же время обнаружено значительное ускорение диффузии Pt в сплаве Ni33> 3Zr66> 7'после полной кристаллизации [90]. Был измерен коэффициент диффузии Au в AMC Ni33>3Zr66>7 при четырех различных.температурах, использованы свежезакаленные, отрелаксиро-ванные и пластически деформированные образцы [90]. При всех температурах коэффициенты диффузии снижались в таком порядке: деформированные, свежезакаленные, релаксированные. Разница была мала и находилась в пределах экспериментальной ошибки, но постоянство результатов позволяет сделать предположение, что релаксация вызывает небольшое уменьшение коэффициента диффузии, а пластическая деформация увеличение коэффициента диффузии [91,92]. Это согласуется с измерениями плотности AMC, которые показывают незначительное

уменьшение атомного объема, а пластическая деформация дает обратный эффект. Таким образом, коэффициент диффузии может коррелировать со средним атомным объемом аморфного сплава. Поскольку, по сравнению с кристаллическими аналогами аморфные сплавы характеризуются меньшей плотностью - большим удельным свободным объемом, то вполне естественно, что диффузионная подвижность атомов в AMC выше, чем в кристаллических. Хотя коэффициенты диффузии металлоидов в аморфных сплавах могут быть и ниже их диффузионной подвижности в отдельных структурах, во всех случаях коэффициенты диффузии удовлетворяют закону Аррениуса.

Основным механизмом диффузии в аморфной матрице, описанным многими авторами [85,86, 55, 93], является процесс миграции атомов из одной вакансии в другую, аналогичный вакансионному механизму диффузии примесных атомов в кристаллических твердых растворах внедрения. Этот механизм является универсальным и распространяется как на атомы металлоидов, так и на атомы металлов.

Податливость атомной структуры AMC позволяет ближайшим атомам сдвигаться в.стороны при заполнении тетраэдрической поры мигрирующим атомом. Этот процесс может сопровождаться выравниванием удельного свободного объема, то есть происходит процесс рассасывания вакансий. В этом случае значительное влияние на процесс диффузии должно оказывать соотношение размеров и характер взаимодействия между компонентами сплава. Поэтому коэффициенты диффузии металлоидов на 1-2 порядка выше коэффициентов диффузии металлов при одинаковых условиях. Именно податливость и особенности химического взаимодействия между компонентами в сплаве привели к другой модели диффузии - кооперативной [85,86,55,94]. Считается, что перемещение атомов разного сорта в AMC не является независимым. В элементарный акт диффузии вовлекается группа атомов, каждый из которых смещается на малое растояние. Если в процессе диффузии в кристаллах атомы

замещения и внедрения преодолевают каждый свою систему барьеров, то при диффузии по кооперативному механизму в AMC барьеры у атомов разного, сорта оказываются общими. В этом случае можно рассмотреть процессы тепловых гетерофазных флуктуаций, которые приводят к кооперативному смещению группы атомов из исходных положений. Флуктуации могут происходить при всех диффузионностимулированных процессах, таких как "кристаллизация", "релаксация".

Результаты, полученные при изучении диффузии в AMC разными авторами [93-95] имеют общие черты:

1. коэффициент диффузии в AMC больше коэффициента диффузии в-кристаллических аналогах при тех же температурах, рассчитанного экстраполяцией с более высоких температур на 5-6 порядков;

2. энергии активации диффузии в AMC в 2-3 раза меньше активации диффузии в кристалле.

1.3. ДЕФОРМАЦИЯ АМОРФНЫХ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ СПЛАВОВ Интерес к механическим свойствам AMC возник тогда, когда были разработаны методы получения аморфных сплавов в виде тонких лент, допускающих возможность проведения механических испытаний. Оказалось, что AMC обладают высокой прочностью, некоторые из них можно резать, штамповать и даже прокатывать. При этом практическое использование их было затруднено в связи с недостаточностью знаний о природе пластичности, охрупчивания, релаксации напряжений, дефектах, возникающих при действии напряжений.

Предел текучести и предел прочности на разрыв у аморфных сплавов практически одинаковы, что является следствием отсутствия в аморфных сплавах эффектов деформационного упрочнения. Конкретные значения разрушающих напряжений или предела текучести зависят не только от метода испытания (одноосное растяжение или сжатие, изгиб, микротвердость), но и от геометрии, качества поверхности и способа получения образцов. Наиболее прочными являются сплавы на основе

систем Fe-Cr-Mo-B, Co-Cr-Mo-C, Co-Hf-B [96]. Значения прочности AMC существенно зависят от химической природы компонентов, от электронной структуры аморфных сплавов. Как показали эксперименты [97] прочность AMC линейно связана с различием в величине электроотрицательности атомов основного и легирующего элемента, а также атомов металлоида и атомов легирующего элемента.

Увеличение скорости вращения диска повышает прочность, а увеличение температуры перегрева расплава понижает ее. При этом влияние температуры перегрева примерно в полтора раза сильнее влияния скорости закалки [96]. Можно предположить, что это связано с величиной и характером распределения "замораживаемого" при закалке из расплава свободного объема. Существенно также влияние избыточного давления над расплавом. Увеличение силы удара струи расплава о закалочный диск приводит к дополнительному "уплотнению" материала и повышению степени ближнего порядка [96].

1.3.1. ОСОБЕННОСТИ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ AMC

Пластическая деформация может протекать двумя способами:

- гомогенно - при этом каждый элемент материала подвергается деформации, что приводит к однородной деформации однородно нагруженного образца;

- гетерогенно- деформация локализована в дискретных тонких полосах скольжения, а основной материал свободен от пластической деформации. '

Гомогенная деформация наблюдается в AMC при высоких температурах (несколько ниже Tg и выше) и при низких приложенных напряжениях (меньше G/100). Исследования гомогенного течения, как правило проводятся в экспериментах на ползучесть или релаксацию напряжений. При низких приложенных напряжениях гомогенное течение подчиняется закону течения ньютоновской жидкости к ~ т. В этом случае вязкость на сдвиг можно определить: \ = х / где х - сдвиговое напря-

жение, у - скорость деформации.

Основное отличие гомогенной деформации AMC от вязкого течения в кристаллах заключается в том, что в аморфных сплавах не достигается стадия установившейся ползучести и скорость деформации непрерывно снижается со временем. Значение же эффективной вязкости, рассчитанной в каждый момент времени, непрерывно растет по линейному закону как в свежезакаленном, так и в срелаксированном состоянии. Скорость возрастания вязкости т[ изменяется с температурой. Это связывают с процессом структурной релаксации, при котором происходит непрерывное изменение структуры. Изучение соотношения между напряжением и скоростью гомогенной деформации показало, что лучше всего оно описывается соотношением [98]:

К = Vsh[(x - т0)-VVf / 2kT], где К - скорость вязкого течения; т - приложенное напряжение; т0 - пороговое напряжение; y0V - величина элемента объемной деформации; К0 - мера локальной сдвиговой деформации, которой подвергается единичный элемент объема Vf, принимающий участие в пластическом течении.

Негомогенное течение происходит при низких температурах (Т < 0,8 Tg ) и высоких напряжениях (т < G/50). Оно как правило наблюдается при растяжении, прокатке, сжатии, волочении. Гетерогенное течение слабо реагирует на скорость активной деформации, при этом наблюдается практически полное отсутствие деформационного упрочнения и слабая зависимость от температуры. В случае негомогенной пластической деформации на поверхности AMC формируются ступеньки сдвига, они соответствуют выходу на поверхность полос сдвига. Хотя локальная пластическая деформация в полосе сдвига высока, суммарная деформация определяется числом полос сдвига. Склонность к образованию полос сдвига определяется рядом геометрических факторов и, в частности, схемой нагружения. При испытании на растя-

жение активизируются лишь несколько полос сдвига, и разрушение происходит лишь после начала пластического течения. Общая пластическая деформация составляет в этом случае несколько десятых.долей %. Характерной чертой негомогенной пластической деформации, отличающей ее от гомогенной деформации, является то, что негомогенное течение вызывает разупорядочение в аморфной матрице, а гомогенная деформация упорядочение. Критическая температура перехода от одного типа пластического течения к другому зависит для конкретного состава аморфного сплава от скорости деформации [72].

1.3.2. МЕХАНИЗМЫ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ AMC

Существует большое число различных моделей механизмов деформации. Из них наибольшего внимания заслуживают следующие: модели вязкого 'течения (модель свободного объема, модель адиабатической деформации и др.) и дислокационные механизмы деформации (дислокационная модель Гилмана, модель дислокационной решетки Ли, модель дезъюнкции Эшби).

Для понимания процессов пластической деформации важное значение имеет свободный объем, который описывает ту часть аморфной матрицы, которая имеет низкую атомную координацию по сравнению с той частью матрицы, которая характеризуется случайной плотной упаковкой и тот же химический состав. Модель Спейпена [98] предполагает, что в структуре имеются места с избыточным объемом V*, равным или несколько меньшим атомного объема. Макроскопическое пластическое течение будет результатом ряда индивидуальных атомных перемещений. Перемещения будут претерпевать те атомы, возле которых находится достаточная, "незанятая" область V*, чтобы атом мог в ней поместиться. Поскольку лишь часть атомов имеет потенциальную возможность для перемещения, основное уравнение пластического течения можно записать зная долю потенциальных мест для атомных перемещений и количество скачков вдоль направления действия силы в общем числе

скачков. Такое уравнение имеет вид [98]:

ч =Af-exp(-YWVf )-2vD-sh(t 0)/2kT) • exp(-AEm/kT), где у - скорость пластической деформации сдвига, Af - часть образца, в которой могут быть найдены потенциальные места атомных перескоков, Vf - средний свободный объем на атом, vD - дебаевская частота колебаний атомов, ш - атомный объем, х - приложенное сдвиговое напряжение.

При негомогенном течении, когда процессы сильно локализованы, Af«l. В случае гомогенной деформации Af=l при низких напряжениях тш<2кТ течение материала становится ньютоновским с коэффициентом вязкости [98]:

П= t/y=kT/vDü)- exp (yv* /Vf • exp (AEm/kT).

Спейпен предполагает [4], что если избыточный свободный объем в области, где происходит элементарный акт сдвига,, меньше атомного, то при "расталкивании" атомов генерируется дополнительный свободный объем. При высоких температурах (в области гомогенного течения) дополнительный свободный объем быстро рассасывается в результате структурной релаксации. Однако при низких температурах, когда диф-фузионая подвижность атомов мала, этого не происходит и каждый акт деформации стимулирует сдвиговую перестройку в ближайшей области, что, в свою' -очередь приводит к образованию нового избыточного свободного объема и т.д. Начинается лавинообразная генерация свободного объема, приводящая к локальному снижению вязкости. Деформация локализуется и образуется полоса сдвига.

В соответствии с экспериментом модель дает слабые температурные и скоростные зависимости деформирующего напряжения при низких температурах. Расчеты показали, что 50 % уменьшение Vf в исходном материале' должно приводить к двукратному увеличению напряжения начала локализации деформации. Примерно такое же уменьшение Vf может иметь место при термообработке AMC. Вследствие этого зарождение

трещины может быть энергетически более выгодным процессом, что по мнению Спейпена, и является причиной наблюдаемого охрупчивания AMC.

Еще одна модель разработана Аргоном [99]. Модели Спейпена и Аргона исходят, в общем, из одинаковых физических предпосылок: элементарный акт деформации при любой температуре происходит в небольшой области, содержащей избыточный объем, а локализация деформации при низких температурах обусловлена понижением вязкости, вызванным деформационно - стимулированной лавинной генерацией избыточного свободного объема. Однако реализация моделей различна. В модели Аргона дефект области имеет размер около 5 атомных диаметров. При высоких температурах сдвиговая перестройка носит диффузионный характер и обеспечивает относительно малую сдвиговую деформацию в примерно сферической области. При низких температурах перестройка осуществляется в узкой дискообразной области и напоминает образование дислокационной петли или микротрещины.

Модель Аргона [99] дает возможность получить расчетным путем температурную зависимость напряжения течения. Это было выполнено для AMC на основе Pd-Si. При выполнении расчетов были сделаны следующие допущения: скорость сдвиговой деформации у была принята равной скорости перемещения захватов испытательной машины ^ = 10~3 с-1, величина cc-yr-vD = Y0 = 1011 с"1. Расчетные зависимости находятся в неплохом соответствии о экспериментальными результатами для Pd-Cu-Si и Pd-Si, а смена гомогенной деформации негомогенной происходит при Т = 0,7 Tg, что и наблюдалось экспериментально.

В модели Эгами [38] предложен метод описания локальной структуры аморфных сплавов, основанный на концепции n-, p-, и х- дефектов. При этом, процессы релаксации и пластической деформации связывают с аннигиляцией или локальным передвижением структурных дефектов, определяемых 'микронапряжениями на атомном уровне. Локальные флуктуации плотности в модели Эгами описываются гидростатичес-

ким давлением Р:

Р = 1/3 (б* + б2 + б3 ), а чисто сдвиговые напряжения т характеризуют искажения симметриии локального окружения по сравнению со сферической симметрией: т = 1/3 {(б! - бг)/2 + (б2 - б3) /2 + (б3 - 6v)/2 )1/2, где 6i - главные напряжения.

Со свободным объемом в привычном понимании этого термина ассоциируется п- тип дефектов. Тогда р- тип дефектов можно назвать "антисвободным" объемом. Дефекты, введенные Эгами, могут быть использованы для описания.большинства физических явлений в аморфных сплавах. Модель Эгами можно рассматривать как более общий случай теории свободного объема.

Интенсивное пластическое течение в AMC наблюдается в определенном температурном интервале в виде грубых полос. Этот факт привел некоторых исследователей к выводу, что для описания пластической деформации вполне возможно введение дислокационных представлений. Идея о том, что движение дислокаций играет решающую роль в пластической деформации AMC, впервые сформулирована в 1968 году Гилманом. Он предложил рассматривать дислокации аморфных металлах в виде линии, вдоль которых вектор Бюргерса изменяется как по величине, так и по направлению [100].

Из-за отсутствия структурно выделенных плоскостей и направлений дислокация будет двигаться по некоторой поверхности, близкой к плоскости максимального сдвигового напряжения. Локальная структура материала будет меняться после прохождения дислокации и концентрация областей с нарушенным ближним порядком будет возрастать, что можно рассматривать как рождение дефектов движущейся дислокацией. Эти дефекты будут обуславливать силу структурного торможения, которая действует совместно с силой вязкого торможения, пропорциональной скорости дислокации.

Для расчета сопротивления сдвигу Гилман использовал допущения об отсутствии температурной зависимости напряжения течения, а также о том, что определяющим является сопротивление движению дислокации, а не ее зарождению. Он также предположил что, одним из наиболее важных факторов, определяющих динамику движения дислокации в AMC является создание дилатации в ядре дислокации, что вызывает снижение вязкости в ближайшей его окрестности. Вязкость может быть представлена в виде [100]:

Пс* = П/(1 + еВ/аТ), где е- дилатация, а- коэффициент теплового расширения, ц- вязкость матрицы. Из уравнения видна возможность сильного уменьшения вязкости в ядре при низких температурах. < Это обстоятельство может обуславливать сильную локализацию деформации, так как* остающаяся позади дислокации дилатация уменьшает сопротивление движению последующих дислокаций. При высоких температурах \ стремится к ti и склонность к локализованной дислокации уменьшается.

Приравняв работу внешнего напряжения по перемещению дислокации работе по созданию дилатации, Гилман получил выражение для напряжения течения:

бт = 2т = ВЖ е2В/(1+ 3B/4G) - 16Ж Е2 E/9(l-v), где v - коэффициент Пуассона, В - модуль объемной упругости, G - модуль .сдвига, Е - модуль Юнга, z - дилатация, необходимая для продвижения дислокации, приблизительно оценивается по результатам модельных экспериментов с плотно упакованными жесткими сферами (е - 0,04-0,05). Расчет напряжения течения AMC Pd80Si20 по этой формуле дает хорошее совпадение с экспериментально наблюдаемыми результатами (бт равно 1480 и 1500 МПа соответственно) [101].

Ли предложил иной дислокационный подход [102]. В его модели аморфная структура представлялась в виде регулярной двумерной решетки положительных и отрицательных дислокаций. Расстояние между

ядрами этих дислокаций не превышает двух межатомных расстояний в системе. Ли рассматривает область, где прошел сдвиг, как дислокацию Сомилианы, чье поле напряжений приводит к локализации процесса сдвига. Развивая свою модель, Ли учел некоторые выводы теории избыточного свободного объема и высказал предположение о зарождении сдвига на собственном избыточном свободном объеме.

Полк и Турнбулл [103] объясняют высокую локализацию скольжения снижением сопротивления сдвигу в результате химического и структурного разупорядочения в полосах сдвига. В дальнейшем было показано, что в полосах сдвига происходит не только усреднение расстояний между ближайшими соседями, но и перемешивание атомов различных сортов. Это свидетельствует в пользу модели Ли.

Ряд моделей пластической деформации аморфных сплавов основан на дисклинационном описании строения этих материалов. Наиболее полной в отношении описания механических свойств представляется модель, предложенная Моррисом [32]. Исходная структура представляет собой трехмерную сетку дисклинационных диполей, знаки их чередуются в шахматном порядке. Между дисклинациями находится подсетка краевых дислокаций. Расстояние между ядрами дисклинаций должно составлять пять межатомных расстояний для соответствия рассчетной и экспериментальной ФРР. Пластическая деформация аморфного материала начинается с отрыва дислокаций от дисклинаций в местах их закрепления. Процесс негомогенного течения осуществляется за счет движения дислокаций, а в области гомогенного течения начинают осуществляться процессы переползания дисклинаций и скорость течения контролируется диффузионными процессами.

Глезер A.M., Молотилов Б.В. и Утевская О.Л., развивая представления Гилмана и Мориса, предложили "гибридную" модель пластического движения [104], в которой дислокации, скользящие в дисклинационной сетке, являются обобщенными дислокациями Гилмана.

Дисклинационно - дислокационная модель получила свое развитие в работе Зайченко С.Г. и Борисова В.Т. [105], которые учли возможность испускания дислокаций дисклинационными стенками.

Таким образом, дислокационные представления могут вполне удовлетворительно описать характер локализованного пластического течения, наблюдающегося в аморфных сплавах, а также характер накопления пластического сдвига в полосах, разупорядочение в . областях пластического течения и другие особенности механического поведения аморфных сплавов. Хотя к настоящему времени нет экспериментальных доказательств того, что элементарными носителями пластического сдвига в аморфном твердом теле являются дислокации.

1.3.3. ПОЛЗУЧЕСТЬ АМОРФНЫХ СПЛАВОВ

Ползучесть - непрерывная деформация сплавов под действием постоянных напряжений или нагрузок (при повышенной температуре). По существу ползучесть - это проявление прямого упругого последействия при нагружении при режиме б = const. Процесс релаксации напряжений имеет много общего с процессом ползучести. Однако, накопление пластической деформации в условиях фиксированной деформации подчиняется несколько иным законам. Во-первых, оно происходит при непрерывно снижающемся внешнем напряжении и, во-вторых, в условиях релаксации пластическая деформация не может быть больше первоначальной упругой деформации. Особый интерес представляет решение вопроса существования ползучести AMC при комнатной температуре и напряжениях намного меньше предела прочности [106, 107] (рис. 1.2). Авторы [108] показали, что кривые ползучести AMC Fe40Ni40P14B6 при температурах 423-473 К аналогичны кривым ползучести кристаллических тел. В работе [109] на основании машинного моделирования процессов ползучести аморфного сплава высказано предположение, что как в области высоких, так и в области низких температур механизмы пластического течения AMC одинаковы. Проведенные авторами [109]

Г, чао

Рже. 1.2. Ползучесть при комнатной темперетуре AMC CogsNiuSiicBto ( 1 - F/S =100 МПа) и Fe^Ni^uBe ( 2 - F/S = 313 МПа и 3 - F/S = 308 МПа)

700

600-

500-

400

300

кристалл

«Ристаллиэ. е-

1—I—I—I—г

0

10"

Время, мин

1-ГП-1—1-1-1 .

103 104

Рис. 1.3. Диаграмма температура-время

превращения AMC PdeoSiso [83]

эксперименты подтверждают это предположение. Значительное удлинение аморфного сплава Fe40Ni40P14B6 при высокотемпературной ползучести („ 3 % за 17 минут при. б = 793 МПа) по сравнению с низкотемпературной L 5-10'3 % за 100 часов при б = 300 МПа) объясняется повышением интенсивности процессов диффузии при возрастании температуры AMC. Методом электронной микроскопии установлено, что для AMC на основе Fe-Ni в области температур 353 * 433 К одним из основных механизмов ползучести является межячеечное ■ скольжение и образование сегрегации в сетке, которое служит потенциальным источником прочности в условиях ползучести [110]. (Энергия активации установившейся ползучести 50 - 60 кДж/моль). Выше 433 К основным механизмом ползучести является диффузионный, так как значение энергии активации (.150 кДж/моль) сопоставимо для железа и никеля с данными для диффузии по границам зерен.

Ползучесть титанового сплава Tl58Cu33i 3NI7Si!#7 исследовалась при комнатной температуре при напряжении 0,5 * 0,7 бв[107]. Авторы проводили нагружение и снятие нагрузки, в последнем случае обнаружили отрицательную деформацию образца („ 0,1 % ). При увеличении напряжения и длительности выдержки возникает локализация деформации, связанная с образованием ограниченного числа полос сдвига. При снятии нагрузки происходит некоторое сокращение размеров образца, возрастание сил взаимодействия между отдельными группами атомов, поэтому при новом нагружении деформация начинается при более высоком напряжении, чем до его снятия. Этим объясняется тот факт, что кривая деформации носит прерывистый скачкообразный характер. В аморфных сплавах под действием постоянного напряжения равного 0,5 * 0,7 бв реализуется гомогенное течение, связанное с изменением пространственного расположения отдельных групп атомов в объеме сплава. При определенных значениях упругая составляющая суммарной деформации превышает пластическую, поэтому при снятии

ГЪСЦАР** 41

нагрузки наблюдается отрицательная деформация образца.

Предполагают, что неустановившаяся ползучесть обусловлена переходом атомов из беспорядочной плотной упаковки в более регулярную кристаллическую упаковку, которая растет со временем и образовавшись, перестает давать вклад в скорость ползучести, так как она становится тверже, чем исходная матрица. Статическое значение ползучести достигается тогда, когда эти области или зоны перестают расти. Эта модель [83] основана на факте, что приложенное напряжение ускоряет процесс кристаллизации в AMC Pd80Si20. На рис. 1.3 приведена диаграмма температура - время - превращение, полученная в экспериментах по растяжению для измерения ползучести в температурном интервале от 373 до 473 К (Tg = 655 К).

1.4. СЕГРЕГАЦИОННЫЕ ЭФФЕКТЫ В АМОРФНЫХ СПЛАВАХ 1.4.1. СЕГРЕГАЦИИ В ПРИПОВЕРХНОСТНЫХ СЛОЯХ AMC Поверхность AMC привлекла к себе внимание главным образом в связи с уникальной коррозионной стойкостью некоторых сплавов в агрессивных средах [111-114]. Работы последних лет показывают, что некоторые сплавы AMC можно успешно использовать в качестве катализаторов в химической технологии, а также материалов, стойких против радиационных воздействий и катодного распыления. Перспективно использование AMC в качестве износостойких материалов. Поверхностный слой аморфной ленты влияет на целый комплекс ее интегральных характеристик, например, механических, магнитных, электрофизических. При малой толщине таких лент роль поверхности чрезвычайно велика.

С помощью Оже-спектроскопии в ряде работ [115, 116, 117-119] установлено, что составы поверхности двух сторон аморфной ленты отличаются. Для борсодержащих AMC на основе железа обогащение поверхности бором для свободной стороны втрое выше, чем для

контактной стороны. Это различие связывают с особенностями технологии получения сплавов. Концентрация атомов В и Si в 3-4 раза превышает величину, характерную для объемного состава, содержание металлических компонентов на поверхности ниже объемной величины. Обогащение поверхности бором, который удаляется при ионном травлении, а затем следуют слои, обедненные бором, объясняется наличием первоначальной поверхностной сегрегации бора [115, 116]. Сплавы в кристаллическом состоянии отличаются наличием бора в окисленном состоянии и общим обогащением поверхности 0 и С [120].

Методом конверсионной мессбауэровской спектроскопии на ядрах 57 Fe изучалась структура приповерхностных слоев аморфного сплава Fe85B15 на ранних стадиях кристаллизации [121]. Исследования показали, что структурные превращения начинаются с поверхности, причем в первую очередь на поверхности, прилегающей к диску в процессе получения аморфной ленты. Хотя в работе [122] авторы, исследовавшие кристаллизацию AMC Fe80B20 утверждают обратное.

Сегрегацией фосфора на свободной поверхности аморфного сплава Fe44Ni36P14B6 объясняется охрупчивание этого сплава после отжига при 353 * 550 К [123].

Анализ состава поверхности и приповерхностных слоев AMC Fe80B20 и Fe40Ni40P14B6 в аморфном состоянии и после отжигов в интервале 523 + 773 К показал, что при отжиге происходит -диффузия металлоидов к поверхности [117]. В сплаве Fe80B20 на поверхности возрастает содержание бора, углерода и кислорода. При этом в Оже-спектрах увеличиваются оба пика, соответствующие свободному (179 эВ) и связанному (169 эВ) бору. При самых высоких температурах отжига пик, соответствующий связанному состоянию, значительно возрастает и становится доминирующим. За время отжига содержание бора на обеих сторонах образцов увеличивается в сплаве Fe40Ni40Pi6B4

в 4 раза, а в сплаве Fe80B20 в 5 раз. Обогащаются бором только самые верхние слои L5 нм): очистка образца ионным пучком приводит к резкому уменьшению содержания бора до первоначального уровня, а последующий нагрев вновь вызывает появление бора на поверхности. В сплаве Fe40Ni40P16B4 при отжиге поверхность, обогащающаяся никелем, при общей диффузии бора и фосфора к поверхности, отражает процесс кристаллизации сплава, в ходе которого образуется объемно-центрированная тетрагональная фаза типа Ni-P наряду с формированием аустенита Fe-Ni.'

При облучении поверхности образцов электронным пучком [116] на поверхности аморфных сплавов на основе железа с помощью Оже-спектроскопии наблюдали сегрегацию фосфора и серы. Облучение вызывало* разогрев поверхности до температуры 450 К, при которой на поверхности могут начинаться процессы структурной релаксации. Следовательно, структурная релаксация, кристаллизация и процесс сегрегации элементов на поверхности взаимосвязанные процессы.

1.4.2. СЕГРЕГАЦИОННЫЕ ЭФФЕКТЫ В ПОВЕРХНОСТНЫХ СЛОЯХ AMC

ПРИ ДЕФОРМАЦИЯХ.

Рядом авторов [72,124,125] были найдены косвенные доказательства (например, преимущественное травление выходов полос скольжения) того, что при негомогенной пластической деформации в полосах скольжения происходит изменение химического и топологического ближнего порядка (ХБП и ТБП), что приводит к локализации пластического течения и облегчению протекания пластической деформации по уже образовавшимся полосам скольжения. Для изучения характера этих изменений в работах [126, 127] выполнено исследование сегрегационных эффектов на поверхности разрушения образцов AMC, продеформиро-ванных в колонне Оже-электронного спектрометра до разрушения. Установлено [126], что при разрушении аморфного сплава Fe84B16 на поверхности разрушения в местах локализации пластической дефор-

мации (венах) образуется сильная сегрегация элементов внедрения, заключающаяся в том, что концентрация атомов В, С и 0 там превышает содержание этих элементов в другом месте на поверхности разрушения. По мере удаления от вены их содержание постепенно уменьшается и в точке, находящейся за пределами вены, но возле нее' достигает минимума. Эта область обеднена атомами В, С, 0 и обогащена Ре. В точке, выбранной на расстоянии 3 мкм от вены, содержание В перестает изменяться, процентный состав соответствует техно-метрическому составу АМС Ре84В16.

Отличительной чертой, наблюдаемой в АМС Ре70И83110В12 [126], является конкурентная сегрегация Ре и N1, заключающася в том, что в Оже-спектрах нет линии N1. Это может означать, что атомы Ре вытесняют N1 °из областей, где локализуется пластическая деформация. При удалении от содержание N1 постепенно возрастает.

Одним из возможных объяснений природы наблюдаемых сегрегационных эффектов может служить модель, основанная на предположении о справедливости концепции увеличения свободного объема при негомогенном пластическом течении АМС [98-100,124]. Наличие растягивающих напряжений в условиях пониженной вязкости может стимулировать протекание процессов диффузии в области локализации пластической деформации, а наличие множества "растянутых" за счет дилатации областей делает энергетически выгодным диффузионное перемещение в них атомов элементов внедрения, имеющих малый атомный радиус по вакансионному механизму, а также атомов элементов замещения, имеющих больший атомный радиус, взамен близких по размеру, но меньших атомов. Наличие, обедненной атомами В, С и 0, зоны вызвано, по-видимому, тем, что процессы деформации и разрушения протекают настолько быстро, что дефицит атомов, сегрегировавших в области избыточного свободного объема, не успевает восстанавливаться до окончания процесса разрушения образца.

В работе [128] методами Оже- и рентгеноэлектронной спектроскопии в сочетании с послойным травлением ионами аргона исследовалось влияние разного вида деформации на перераспределение химического состава поверхностных слоев аморфного сплава Ре^С^ 0Р1зс7 • Деформацию осуществляли путем перегиба аморфной ленты на оправке диаметром 0,1 мм. При этом виде деформации можно получить большую степень пластической деформации, разрушение не происходит вплоть до соприкосновения противоположных концов образца. Степень деформации зависит от толщины аморфной ленты. На поверхности аморфного сплава в процессе изгиба наблюдается атомная перестройка поверхностных слоев, сопровождаемая сегрегационными процессами, зависящими от знака деформации. Под действием напряжения растяжения на контактной поверхности аморфной ленты амплитуда Оже-пиков кислорода возрастала более, чем в 2 раза, железа - примерно в 2,5 раза, а углерода уменьшалась в 5 раз, наблюдалось также обогащение приповерхностного слоя атомами фосфора. В зоне сжатия наблюдалась противоположная картина: значительное обогащение поверхности атомами углерода и обеднение атомами железа и кислорода. Присутствие фосфора на поверхности образца в исходном состоянии и в области сжатия не обнаружено.

Установлено, что диффузия атомов углерода происходит в сторону деформации сжатием, а атомов- железа и кислорода - в сторону деформации растяжением. Изменение элементного состава неконтактной стороны аналогично его перераспределению на контактной стороне аморфной ленты. Сравнение составов поверхности аморфного образца Ре70Сг10Р13С7 в зоне растяжения и после отжига при 773 К в течение 1 часа показало аналогичное содержание компонентов системы. Было также показано, что концентрация атомов системы изменяется с увеличением времени под нагрузкой (от 2 часов до нескольких дней) и в процессе отдыха после нагрузки [128].

Полученные результаты качественно совпадают с данными [129] анализа сегрегационных эффектов AMC Fe82B18 и Fe70Cr15B15. Поверхностные слои в области растяжения обогащены атомами с большим радиусом - атомами железа, а в области сжатия атомами с меньшим радиусом - атомами бора. При степени деформации AMC Fe70Cr15B15, определяемой толщиной исследуемых лент ( 31,19 и 16 мкм), относительное удлинение поверхностных слоев составляло 10-5-12 %, 7-8 % и 6 % соответственно. С уменьшением толщины аморфной ленты (степени деформации растяжением) уменьшалась глубина слоя деформационного перераспределения (с. 4, ОН. 8 нм для аморфной ленты толщиной 31 мкм до 3,5-4,0 нм для образца толщиной 19 мкм) и амплитуда концентрационных изменений компонентов системы (в 1,5-2,0 раза). При толщине аморфной ленты 16 мкм изменения Содержания компонентов незначительны и не имеют какой-либо закономерности.

Несколько иное перераспределение компонентов в условиях деформации наблюдалось в аморфных сплавах Ti50Cu50, Tl50Cu45Ni5 Ti65Cu30P5 [130]. Авторы учли участие в диффузионных процессах растворенного и связанного кислорода, а также влияния атомов углерода, находящегося в сплавах, не содержащих углерод в виде примеси (углерод является поверхностно активным элементом, а Ti отличается высокой карбидообразующей способностью). Деформация растяжением со стороны контактной поверхности аморфных лент AMC Ti50Cu50 приводит к увеличению содержания в поверхностных слоях атомов Ti и С и к уменьшению атомов 0. Для деформации растяжением неконтактной стороны сплава характерно, наряду с увеличением концентрации атомов Ti и С, уменьшение 0 и повышение содержания Си. Если при деформации растяжением контактной поверхности релаксация структуры направлена в сторону упорядочения, то со стороны неконтактной поверхности деформация растяжением приводит к дополнительному разупорядочению поверхностного слоя, вызывающему обогащение

поверхности атомами меди. Авторы предполагают [130], что структурная перестройка в рамках аморфного состояния сплава направлена в сторону некоторого единого энергетически более выгодного состояния, о чем свидетельствует тот факт, что концентрационные профили элементов после деформации растяжением каждой из сторон аморфной ленты в пределах погрешности эксперимента совпадают.

Выводы главы

В литературном обзоре проанализированы критерии формирования и стабильности аморфного состояния сплавов, описаны основные дефекты аморфного состояния, как квазидефекты кристаллических сплавов. Особая роль отводится "свободному объему", как дефекту, описываемому в виде объема с конечной плотностью или как микропоры, причем

о

этот дефект может мигрировать и участвовать в диффузии. Кроме того, "свободный объем" дает возможность проявления кооперативного механизма диффузии атомов в AMC, что наряду с вакансионным механизмом обеспечивает большую диффузионную подвижность элементов, обеспечивая понижение внутренней энергии при процессах структурной релаксации. Предлагается две стадии изменений в процессе структурной релаксации: топологическое упорядочение и композиционное упорядочение. Две основные концепции деформационного поведения AMC: пластического течения (модели "свободного объема") и дислокационные модели, очевидно, не являются взаимоисключающими.

В соответствии с литературными данными деформационные воздействия стимулируют структурные изменения в аморфных сплавах, однако совершенно открытым остается влияние механических -воздействий • на сегрегационные процессы в поверхностных слоях сплавов. В связи с этим представляется необходимым исследование сегрегационных эффектов в неравновесных системах, таких как аморфные сплавы при различных механических воздействиях, стимулирующих структурные превращения в объеме сплава.

Заключение диссертации по теме «Физика конденсированного состояния», Орлова, Надежда Александровна

Выводы главы

AMC вследствие неравновесности структуры и наличия дефектов аморфного состояния имеют специфический характер деформационного поведения. Сравнивая закономерности сегрегационных процессов на поверхности сплавов при термическом активировании структурных превращений и при механических воздействиях можно утверждать, что аморфные сплавы подвержены структурной перестройке под действием минимальных механических воздействий. Поверхностные слои, обладающие наибольшей дефектностью, в первую очередь испытывают структурные превращения в процессе деформационных нагружений, в то время как объемные слои в начальный момент деформируются как вязкая жидкость. Этот тип деформации сопровождается диффузионными процессао ми, связанными со структурными перестройками, обуславливающими аннигиляцию и рекомбинацию структурных дефектов аморфного состояния. Затем, при увеличении степени деформации, структура сплава и, прежде всего, приповерхностных слоев перестраивается, приближаясь к кристаллическому состоянию.

В рамка-х предложенной модели .объясняется немонотонность изменений состава поверхностных слоев при циклических и ударных воздействиях на AMC. При этих воздействиях возможны, определяемые соотношением энергии воздействия и энергии активации, процессы структурной релаксации (топологическое или композиционное упорядочение). При низкотемпературной ползучести формирование структурных дефектов и их аннигиляция при увеличении нагрузки, обуславливают немонотонную зависимость поверхностных концентраций компонентов AMC после разгрузки.

Используя установленные закономерности проявления сегрегационных эффектов в поверхностных слоях метастабильных систем можно контролировать и прогнозировать изменения структурного состояния сплавов.

Таким образом, показано, что механические воздействия вызывают сегрегационные эффекты в поверхностных слоях метастабильных металлических систем, связанные с видом и степенью деформационных воздействий, которые определяют структурные изменения в объеме и, прежде всего, в приповерхностных слоях. Эти изменения соответствуют двум стадиям структурной релаксации сплавов: топологическому и композиционному упорядочению. При этом: а) деформационное воздействие в режиме ползучести вызывает в AMC структурные изменения, связанные с аннигиляцией дефектов аморфного состояния и формированием элементов кристаллической структуры. Предполагается, что после разгрузки реализуется аномальная или нормальная релаксация внутренних напряжений в сплавах, что обуславливает немонотонную зависимость сегрегационных процессов и относительного удлинения образцов от напряжения нагружения; б) одноосное нагружение и разрушение аморфных лент сопровождается перераспределением компонентов в поверхностных слоях сплавов, что связано со структурными изменениями, вплоть до кристаллизации сплавов, начинающимися с поверхностных слоев и зависящими от интенсивности нагружения; в) показано, что при циклическом и ударном нагружениях AMC в зависимости от нагрузки происходит перераспределение компонентов системы, соответствующее процессу структурной релаксации сплавов -топологической или композиционной стадиям упорядочения.

Заключение и выводы В соответствии с литературными данными аморфные металлические сплавы, характеризующиеся метастабильным состоянием структуры, под действием термических воздействий подвержены структурной перестройке. В данной работе показано, что в условиях рентгеноаморф-ного состояния сплавов деформационные воздействия также вызывают концентрационные перераспределения компонентов системы, связанные с изменениями в структуре в AMC. Этими процессами при одноосном растяжении обусловлено обеднение поверхностных слоев исследованных сплавов атомами кислорода и обогащение поверхности атомами углерода в случае рекомбинации или аннигиляции структурных дефектов аморфного состояния, что соответствует топологическому упорядочению сплавов, как первому этапу структурной релаксации. То есть поверхностные слои обогащаются поверхностноактивным компонентом- углеродом (для углеродеодержащих сплавов). При увеличении степени деформационного воздействия, структура сплава переходит в более упорядоченное состояние, соответствующее композиционному упорядочению. При этом состав поверхностных слоев изменяется в сторону соответствующую кристаллическому равновесному состоянию сплавов. Причем релаксация внутренних напряжений в сплавах после снятия нагрузки может протекать как нормально, так и аномально.

Аналогично объясняется немонотонность изменений состава поверхностных слоев при циклических и ударных воздействиях на аморфные металлические сплавы. При этих типах воздействий возможны, определяемые энергией воздействия и активацией того или иного процесса протекание либо топологического, либо композиционного упорядочения. Очевидно, прохождение этих процессов зависит от структурного состояния исходного сплава, его состава, типа и интенсивности воздействия. При определенной энергии воздействия, выражающееся либо степенью деформации, либо интенсивностью деформации, состав поверхностного слоя соответствует равновесному кристаллическому состоянию.

На основании полученных результатов можно предположить, что процесс пластического течения, уменьшая свободный объем, действует в условиях малых деформаций и небольших интенсивностей нагружений. При этом уменьшается количество (локальных, точечных) дефектов аморфной структуры. При повышении интенсивности деформационных воздействий происходят структурные перестройки с уменьшением избыточного свободного объема и формированием дефектов присущих кристаллическим металлам, возможно, на основании дефектов аморфного состояния (квазивакансии, квазидислокации) и механизм пластической деформации трансформируется в дислокационный. Очевидно, в этот момент происходит деформационное упрочнение аморфного сплава. При наличии центров кристаллизации, этот переход может происходить при меньших степенях и интенсивностях деформации.

Таким образом, и структурная релаксация, и кристаллизация в AMC сопровождаются изменением состава поверхностных слоев сплавов. При этом поверхностные слои, обладающие наибольшей дефектностью, в первую очередь испытывают структурные превращения в процессе деформационных нагружений. Объем аморфного сплава в начальный момент деформируется как вязкая жидкость, что соответствует гомогенной < пластической деформации. Деформация сопровождается диффузионным перераспределением компонентов с уменьшением избыточного свободного объема, поверхностной энергии и полной энергии системы подобно термостимулированной структурной релаксации: При повышении напряжения нагружений, за счет выделения тепловой энергии в локальных зонах, ослабленных, очевидно, наличием дефектов аморфного состояния, лавинообразно снижается вязкость сплава (негомогенная пластическая деформация).

В заключение можно сказать, что влияние деформационного зависимости от исходного состояния неоднозначно. Эта зависимость во многом определяется не только исходным состоянием, но и составом сплава, видом и степенью воздействия. Однако, во всех случаях изменения структурного состояния сплава находят свое отражение в состоянии химического состава поверхности, что может быть использовано для контроля структурного состояния сплавов.

На основании представленных результатов исследований можно сделать следующие выводы:,

1. Механические воздействия при одноосном растяжении в режиме ползучести вызывают аномальное перераспределение компонентов в поверхностных слоях AMC Fe73Mo5P13C9, Fe65Cr20B15, Fe70Cr15B15, связанное с изменениями в структуре и релаксацией внутренних напряжений после снятия нагрузки, аналогично температурным воздействиям.

2. Циклические и ударные воздействия вызывают концентрационные изменения состава в поверхностных слоях сплавов немонотонно зависящие от интенсивности нагружения, что связано с изменениями структуры AMC.

3. Процесс разрушения аморфной ленты при одноосном растяжении о начинается с упорядочения приповерхностных слоев сплавов, динамика которой определяется скоростью и величиной нагружения.

4. Показана связь между интенсивностью экзоэлёктронной эмиссии и параметрами воздействия на аморфные сплавы Fe73Mo5P13C9, Fe68Mo10P13C9> Fe70Cr10P13C7, что обусловлено изменением структуры.

5. Показано, что при концентрационных перераспределениях в поверхностных слоях в условиях внешних воздействий активную роль играют углерод и кислород.

Список литературы диссертационного исследования кандидат физико-математических наук Орлова, Надежда Александровна, 1999 год

ЛИТЕРАТУРА

1. Хафнер Ю. Порядок и беспорядок в металлических стеклах//Быстро-закаленные металлические сплавы.-М.: Металлургия, 1989.-С.123-130

2. Судзуки К., Фудзимори X., Хасимото К. Аморфные металлы.- М.: Металлургия, 1987.

3. Скаков Ю.А., Крапошин B.C. Затвердевание в условиях сверхбыстрого охлаждения и фазовые превращения при нагреве металлических стекол // Итоги науки и техники. Металловедение и термическая обработка. Т. 13.- М.- 1980,- С. 3-78. _ ,

4. Манохин А.И., Митин B.C., Васильев В.А., Ревякин В.А. Аморфные сплавы.- М.: Металлургия, 1984.-160 с.

5. Uhlman D.R. Glass formation //J.of Non-Cryst.Sol.- 1977.- V.25-N 1-3,- P. 43-85.

6. Sarjant P.T., Roy R. A new approach to the predictions of glass ' formation // Mat. Sci. Res. Bull. - 1968.- V.3.- N 3,- P. 265-280.

7. Davies H.A., Aucote J., Hull I.B. The kinetic of formation and stabilities of metallic glasses //Scr.Met.- 1974,- V.8.- N 10.-P.1179-1189.

8. Warlimont H. Aufbau und Eigenschaften metailischer Glaser //

s

Zeitschrift fur Metallkunde. - 1978,- V.69. - N 1,- P. 120-125.'

9. Turnbull D., Cohen M.H..Tree-volume model of the amorphous phase glass transition//J.Chem. Ptiys.-1961.-V. 34.-N 1,- P. 120-125.

10. Chen H.S., Park B.K. Roll of chemical fonding in metallic glasses// Acta Met.- 1973,- V.21.- N4,- P.395-401.

11. Мирошниченко И.С., Салли И. В. К вопросу о строении жидких расплавов при больших переохлаждениях // Изв. АН СССР. Металлургия и топливо.- 1961,- M 3.- С.130-131.

12. Nagel S.R, Taus J. Nearly-free-electron approach to the theory of metallic glass alloys //Phys. Rev. Lett. - 1975.- V. 35,- N 6.-P.380-383.

13. Шабанова И.Н., Самойлович С.С., Журавлев В.А. Исследование сплавов Fe70Cr10X13C7 (X = В, Si, Р) в кристаллическом и аморфном состояниях методом рентгеноэлектронной спектроскопии // Поверхность.- 1982.- N 2.- С. 129-133.

14. Сверхбыстрая закалка жидких сплавов // Под ред. Германа Г.- М.: Металлургия, 1986.

15. Bernal I.D. Geometry of the structure of monatomic liquids // Nature.- I960. - V. 185.- N 4706. - P.68-70.

16.. Polk D.E. The structure of glassy metallic alloys // Acta met.-1972.- V. 20.- N 4,- P. 485-491.

17. Хансен M.,Андерко К. Структуры двойных сплавов. Т. 1.-1962.-608 с.

18. Polk D.E. Structural model for amorphous metallic* alloys // Scr. met. - 1970.-.V. 4.- P. 117-120.

19. Finney I.L. Modelling the structure of amorphous metall and alloys // Nature. - 1977.- V.266.'- N 5106.- P.309-314.

20. Попова H.M., Негодаева И.Ю. Анализ строения аморфных металлов с позиции многогранников Франка-Каспера//Теория жидких и аморфных металлов. 4.1. Тез.докл. V Всесоюзн. научн. конф. по строению и свойствам металличеких и шлаковых расплавов. Свердловск, 1983.-С. 248-252.

21. Полухин В.Я., Ватолин Н.А. Статистико-геометрический анализ структуры аморфных сплавов металл-металлоид // Физика аморфных сплавов, - Ижевск: УдГУ, 1984,- Вып. 6.- С. 26-31.

22. Борисов В.Т., Духин А.И., Матвеев Ю.Е. Проблемы металловедения

и физики металлов.- М.: Металлургиздат, 1964.- Вып.8,- С.269.- . 1968,- Вып. 10.- С. 75.

23. Золотухин И.В. Физические свойства аморфных металлических сплавов. - М.: Металлургия, 1986.- С. 205.

24. Проблемы исследования структуры аморфных металлических сплавов

// Тез.Всесоюзн.научн.конф.- М, 1984.- С. 60.

25. Burton I.I., Briant C.L. Icosahedral microdusters a pjssidle 'structure unit in amorphous metal //Phys.stat. sol. (b). - 1978.-V. 85.- N 1,- P. 393-402.

26. Хандрих К., Кобе С. Аморфные ферро- и ферримагнетики.- М. :Мир,

1982,- 293 с.

27. Металлические стекла // Под ред. Гюнтеродта Г., Бека Г.М.- М.: Мир, 1982.- 375 с.

28. Tujita F.E. On the atomic arrensement on the amorphous structure. J.Mat.Sci.Soc.Jap.- 1978.-V. 15.-N 3.-P. 126-132.

29. Новохатский И.A., Ладьянов В.И. О едином модельном описании структурной неоднородности расплавов и получаемых из них

«

стекловидных фаз//Тез. докл. V Всесоюзн.научн. конф. по строению и свойствам металлических и шлаковых расплавов. Ч. 2 -Свердловск,

1983,- С. 23-25.

30. Чудинов В.Г., Нургаянов P.P., Ладьянов В.И. Атомные механизмы аморфизации систем металл-металлоид и металл-металл//Тез. докл. Российского семинара.- Ижевск, 1995.-С.91-96.

31. Лихачев В.А., Шудегов В.Е. Дисклинационная структура и дефекты аморфных веществ // Структура и свойства аморфных сплавов.-Ижевск: УдГУ, 1985. - Вып. 7. - С. 14-25.

32. Morris R.S. Discllnation-dlslocation model of metallic glass . structures //J. Appl. Phys. - 1979.- V.50.- N 5.- P. 3250-3257.

33. Chaudhari P. Defects in amorphous solids // J.Phys.- 1980.-V. 41. - N 8.- P. 267-271.

34. Popesku M. Defekt formation in amorphous structures as revealed by computer simulation //Thin Solids Films.-1984.- V. 121.-N2.- P. 317-347.

35. Turnbull D., Cohen M.H. On the free-volume model of the liquid-glass transition У/J.Chem. Phys.-1970,- V. 52.- N 6,- P. 3038-3041.

36. Kronmuller H., Fernengel W. The role of Internal stresses in amorphous ferromagnetic alloys // Phys. stat. sol.-1981.- V.A64. -N 3.- P. 593-602.

37. Утевская O.JI., Макаров В. П., Глезер A.M. и др. Анизотропия формы областей свободного объема и дальний магнитный порядок в аморфных сплавах // Физика аморфных сплавов.- Ижевск: УдГУ, 1984.- С. 32-36.

38. Egami Т., Vitek V. Local structural fluctuations and defects in metallic glasses // J. Non-Cryst. Solids.- 1984.- V.62.-N 4,- P. 499-510.

39. Srolovitz D., Maeda K., Takeuchi S. et al. Local structure and topology of a model amorphous metal //J. Phys. F: Metal Phys.-1981,- V. 11,- N 12, - P. 2209-2219.

40. Бакай А.С. Поликластерные аморфные структуры и их свойства // - М.: ЦНИИатоминформ, 1984,- 54 с.(Препринт ХФТИ- 84-33)

41. Masumoto Т., Kimura Н., Inoue A. Structural stability of amorphous metals //Mater. Sci. Eng.-1976. - V.23.- N 2-3.- P. 141-144.

42. Chen H.S., Coleman E. Structure relaxation spectrum of metallic

glasses // Appl. Phys. Lett.- 1976,- V. 28,- N 5,- P. 245-247.

43. Waseda Y., Egami T. Effect of low-temperature annealing and deformation on the structure of metallic glasses by X-ray diffraction //J.Mater.'Sci. - 1979,- V 14.- N 5,- P. 1249-1253.

44. Egami T. Structural relaxation in amorphous Fe40Ni40P14B6 studied by energy dispersive X-ray diffraction //J. Mater.Sci.-1978.- V. 13.- N 12.- P. 2587-2599.

45. Chen H.S., Leamy H.J., Barmatz M. The elastic and anelastic behavior of a metallic glass //J. Non-Crist. Solids.-1971.-V.5.-N 5,- P. 444-448.

46. Chen H.S. The influence of structural relaxation on the density and Young-s modulus of metallic glasses // J. Appl.Phys.-

1978.- V. 49,- N 6.- P. 3289-3291.

47. Luborsky F.S., Walter J.L. Strees relaxation in amorphous "alloys // Mater. Sci. and Eng.- 1978.- V.35.- N 2,- P. 255-261.

48. Ast D.G.,Kremitsky D.J. Stress relaxation in coiled ribbons of Fe4oNi4oPi4B6 and Fe29Ni49P14B6S2 //J. Mater. Sci.-1979. - V. 14.-N 2,- P. 287-295.

49. Chen H.S. Alloying effect on the viscous flow in metallic glasses // J. Non-Cryst.Solids.- 1978,- V.29.- N 2.- P.223-229.

50. Shelby J.E. Thermal expansion of amorphous metals // J. Non-Cryst. Solids. - 1979,- V 34,- N 1,- P.. 111-119.

51. Taub A.I., Spaepen F. Enhancement of structural relaxation in amorphous Pd-Si following stress reduction // Scr.Met.- 1979.-V. 13.-N 9,- P. 883-886.

52. Золотухин И.В., Калинин Ю.Е. Релаксационные явления в металлических стеклах//Физика и химия стекла.-1981.-Т. 7. - N 1.-С.3-15.

53. Masumoto Т., Maddin R. Structural stability and mechanical ■properties of amorphous metals // Mat. Sci. and Eng.- 1975.-V. 19,- N 1,- P. 1-24.

»54. Аронин А.С., Серебряков А.В. Эволюция структуры аморфных сплавов Fe-B при нагреве в колонне электронного микроскопа // ФММ,- 1987,- Т. 64.- N 6,- С. 1122-1127.

55. Чен X.С. Структурная релаксация в металлических стеклах // Аморфные металлические сплавы. Под ред. Ф.Е.Люборского.- М.: Металлургия, 1987.- С.164-183.

56. Hunger G., Mordike B.L. Relationship between specific heat and structural relaxation in Fe40Ni40B20 metallic glass // Metal. Sci. - 1982.- V. 16.- N 4.- P. 203-206.

57. Lasocka M., Matyja H. Annealing effects in metallic glasses // Treatise Mater.Sci and Technol.- 1981,- V.20,- 261-289.

58. SietsmaJ., Baricco M. Direct evidence of two different

structural relaxation processes In amorphous FeNiCrPB //Mater. Sci. and Eng. A.- 1991.- V.133.- P. 518-522.

59. Бобров О.П., Косимов А.Т., Михайлов В.А., Хоник В.А. Теория вязкопластических свойств свежезакаленных металлических стекол // Тез.докл. XIV международной конф."Физика прочности и пластичности".- Самара, 1995.- С.222-223.

60. Холзаков А. В.Варганов Д. В., Шабанова И. Н. Рентгеноэлектронное изучение поверхностных слоев аморфных сплавов на основе Fe, Со и N1 при циклических температурных воздействиях в различной вакуумной среде//Тез. докл. Всесоюзн. научн. конф. -Свердловск, 1988,- С. 8.

61. Girt Е., Tomic P., Gazdic I., Mihae Т. The relaxation of Cu60Zr40 metallic glass under tensile stress //J.Phys.F: Metal Phys.- 1983,- V. 13.- N 4,- P. 747-751.

62. Хоник В.А., Рябцева Т.Н. Релаксация напряжений и микротвердость пластически деформированного аморфного сплава //Металлофизика,- 1987.- Т. 9,- N.3.- С. 52-55.

63. Ok Zhe, Xie Jiansheng.Element redistribution and embritelement of amorphous Ni-P during structural relaxation // Mater. Sci. and Eng. A.- 1991.- V. 134,- P. 955-958.

64. Косилов А.Г., Хоник В.А., Рябцева Т.Н. Нормальная и аномальная релаксация напряжений в металлических стеклах //Металлофизика.-1990.- Т. 12.- N 3.- С. 37-41.

65. Huizer Е., Mulcher A.L., Beukel A. On the stress dehendence of viscosity changes during structural relaxation of Fe40Ni40B20 // Acta Met. - 1986.- V. 34.- N 3.- P. 493-496.

66. Ли Дж. См. Микромеханизмы деформации и разрушения // Металлические стекла,- М.:Металлургия, 1984.- С.173-191.

67. Мильман Ю.В. Физические механизмы деформации и разрушения аморфных металлических сплавов //Тез. докл. XIV междунар.конф.

"Физика прочности и пластичности". - Самара, 1995.- С. 222-223.

68. Золотухин И.В., Белявский В.И., Хоник В.А. Релаксационные явления в пластически деформированном аморфном сплаве Pd77_ 5Cu6Si16i 5 // ФТТ.- 1985.- Т. 27,- N6,- С. 1788-1794.

69. Золотухин В.И., Белявский В.И., Хоник В.А. и др. Влияние электронного облучения на внутреннее трение и модуль упругости пластически деформированного аморфного сплава Ni78Si8B14 // Металлофизика.-1988.- Т. 10.- N 5.- С. 90-91.

70. Скаков Ю.А., Финкель В.М. О фигурах травления в аморфных сплавах //Изв. Вузов. Черная металлургия.- 1986,- N9,- С.84-88.

71. Чаудхари П., Спаепен Ф., Стейнхард Ф. Дефекты и атомные явления переноса в металлических стеклах // Металлические стекла. Атомная структура и динамика, электронная структура, магнитные свойства,- М.:Мир, 1986,- С.151-198.

72. Pampillo С.A., Chen H.S. Compressive plastic deformation of a bull metallic glass // Mat. Sei. Eng.- 1974,- V. 13.- N 2.-P.181-188.

73. Ковнеристый Ю.К., Осипов Э.К.,Трофимова E. А. Физико-химические основы создания аморфных металлических сплавов.- М.: Наука, 1983.- 145 с.

74. Металлические стекла: Ионная структура, электронный перенос и кристаллизация /Под ред. Г.И.Гюнтеродта, Г. Бека. -М.:Мир,1983.-376 с.

75. Еднерал Н.В., Косяк Г.Н., Скаков Ю.А., ШелеховЕ.В. Поверхностная кристаллизация в аморфных лентах сплавов на.основе железа// Проблемы исследования структуры аморфных материалов. - Ижевск: УдГУ, 1993.- С.29-36.

76. Koster U. Surface crystallisation of metallic glasses // Mat. Sei. and Eng.- 1988.-V.97.-P.233-239.

77. Пустов А., Балдохин В., Балутин В., Опара B.K. и др. Процессы

окисления и сегрегации элементов при изотермическом отжиге аморфного сплава Fe-Cr-B //Поверхность.-1989.- N И.-С. 130-138.

78. Еднерал Н.В., Мартинсон Г.В., Скаков Ю. А. Особенности процесса кристаллизации аморфных сплавов,полученных закалкой из жидкого состояния //Изв. Вузов.Черная металлургия.-1982. - N 1.- С.93-97.

79. Трапезников В.А., Шабанова И.Н. Рентгеноэлектронная спектроскопия сверхтонких поверхностных слоев конденсированных систем. - М.: Наука.- 1988.- 199 с.

80. Герольд У., Кестер У. Влияние замещения металла или металлоида " в аморфных сплавах железо-бор на их кристаллизацию //Быстроза-каленные металлы. Под ред. Б.Кантора.-М.: Металлургия, 1983.-С.147-154.

81. Шабанова И.Н. Рентгеноструктурное исследование влияния состава и среды на поверхностную кристаллизацию аморфных ЗсЬсплавов // Физика некристаллических твердых тел. - Ижевск: УдГУ, 1990..-С.59-63.

82. Maddin М., Masumoto Т. The deformation of amorphous palladium-20. at.% silicon //Mat.Sei.and Eng.-1972. -V. 9. - N 3.-P.153-162.

83. НосковаН. И., Вильданова H. Ф., Потапов А. П. Структура полос сдвига в аморфном сплаве Fe5Co70Si15B10 по данным электронно-микроскопического исследования // Физика аморфных сплавов.-Ижевск: УдГУ, 1984,- С.131-137.

84. Taub А.I., Spaepen F. Enhancement of structural relaxation in

i

amorphous Pd-Si following stress reduction // Scr.Met.- 1979.-V. 13.- N 9.- P. 883-886.

85. KijkM., Ahmadzadeh M., Cantor В., Cahn R.W. Diffusion in amorphous allous // Scr.Met.- 1980,- N 14.- P.1337.

86. Valenta P., Maier К., Kronmuller H., Freitag К. Self-diffusion of phosphorus in the amorphous alloy Fe40Ni38P16B6 // Phys. Stat. Sol. - 1981.- V. 105b.- N -2,- P. 537-542.

87. Koster U., Herold U., Hillenbrand H.G., Denis J. Diffusion in some iron based metallic glasses //J.Mater.Sci. - 1985.- V.15 -N 8- P.2125-2128.

88. Gupta D., Tu K.N., Asai K.W. Phys.Rev. Lett. - 1975.-V. 35.-P. 796.

89. Cahn R.W., Evetts J.E., Patterson J. Direct measurement by secondary-ion masspectrometry of self diffusion of boron in Fe40Ni40B20 glass//J. Mater. Sci.-1980. - V. 15,- N 2,- P. 702-710.

90. Akhtar D., Cantor В., Cahn R.W. Diffusion rates of metals.in a NiZr2 metallic glass // Scr.Met.- 1982.- V. 16.- P. 417-420.

91. Akhtar D., Musra R.D.K. Effect of matrix deformation on diffusion in a metallic glass //Scr.Met.- 1985.- V. 19,- N 10.-P.1195-1198.

92. Лариков Л.И., Ма^занко В.Д., Косарь А.И., Гальченко В.М. Диффузия в твердом теле с учетом изменения его размеров //Укр. физ.журнал,- 1977,- Т. 22,- N 9.- С. 1518-1522.

93. Белащенко Д.К., Фам Как Хунг. Моделирование структуры и самодиффузии аморфных металлов // Аморфные металлические сплавы. Науч.труды N 147.- М.: Металлургия, 1983,- С. 112-116.

94. Бокштейн Б.С., Клингер Л.М., Уварова Е.Н. Диффузия в аморфных металлических сплавах // Аморфные металлические сплавы. Научн. труды N 147.- М.: Металлургия, 1983,- С.81-86.

95. Соловьев В.Н. Диффузия в аморфных металлических сплавах // ФММ,- 1987,- Т.54,- Вып.5,- С.876-879.

96. Глезер A.M., Молотилов Б.В. Структура и механические свойства аморфных сплавов.- М: Металлургия, 1992.- 208 с.

97. Inoue A., Kobayshi К., Nose М., Masumoto Т. Mechanical properties of (Fe, Co, Ni)-M-B (M - Ti, Hf, V, Nb, Та and Mo) , amorphous alloys with low boron concentration //J.Phys.-1980. -V. 41. - N 8.- P. 831-834.

98. Spaepen F. A microscopic mechanism for steady state

inhomogeneous flow In metallic glasses //Acta met.-1977.-V. 25-N 4,- P. 407-415.

99. Argon A.S. Plastic deformation In metallic glasses //Acta met.-1979.- V. 27. - N 1.- P. 47-58.

100. Gilman J.J. Flow via dislocations in ideal glasses//J.Appl. Phys.- 1973.-V. 44.- N 2.- P. 675-679.

101. Gilman J.J. Mechanical behaviour of metallic glasses //J.Appl. Phys. - 1975,- V. 46. - N 4.- P. 1625-1633.

102. Li J.C.M. Metallic glasses // American Soc.of Met. Clevlend.-1978.- P. 224. .

103. Polk D., Turnbull D. Flow of melt and glass forms of metallic alloys //Acta met.- 1972.-V.20.- N 4,- P.493-498.

104. Глезер A.M., Молотилов Б.В., Утевская О.Л. Эффекты квазиаморфного упрочнения и механизмы пластической деформации аморфных с плав о вю //Докл. АН СССР.- 1982,- Т. 263.- N 1.-'С. 84-89.

105. Зайченко С.Г., Борисов В.Т. Дисклинационная модель пластической деформации аморфных металлических сплавов//Докл.АН СССР. -1982.-Т.263.- N 3.- С.622-625.

106. Новиков В.Н., Малов В.П., Харьков Е.й., Дворский А.А. Исследование ползучести металлических стекол при комнатной температуре // ФММ. - 1986.- Т. 61.- Вып. 3,- С. 598-600. '

107. Минеев А.В., Будберг П.Б., Алисова С.П. Особенности деформации аморфного титанового сплава в условиях последовательного нагружения // ФизХОМ.- 1993.- N 4.- С.142-146.

108. Gibeling I.C., Nix W.D. A study of the creep properties of a Ni-Fe metallic glass//Scr. Met.-1978.-V. 12. - N 10,- P.919-926.

109. Srolovitz D., Vitek V., Egami T. An atomic study of deformation of amorphous metals//Acta met.-1983.-V.31.-N 2.-P.335-352.

1.10. Лебедева E.H., Макогина E.M., Полищук В. E., Юдин В. В. Роль сеточного строения в процесах ползучести быстрозакаленных

аморфных сплавов // Тезисы докл. науч. техн.конф. "Управление структурой и свойствами аморфных магнитомягких материалов". -Свердловск.: УПИ, 1988.- С. 12.

111. Naka М., Hashimoto К., Masumoto Т. Effect of addition of chromium and molybdenum on the corrosion behaviour of amorphous alloys //J.Non-Cryst.Solids.-1979,- V.34.- N 2,- P.257-266.

112. Васильев В.Ю., Зудин M.В.,Родин Н.И. О пассивируемости аморфных сплавов с различным содержанием фосфора //Защита металлов. - 1981.- Т. 19.- N 3.- С. 401-404.

ИЗ. Waseda Y., Aust К. Т. Corrosion behaviour of metallic glasses // J. Mater. Sci. - 1981,- V. 16,- N 9,- P. 2337-2359.

114. Васильев В.Ю., Исаев Н.И., Шумилов В.Н. и др. Коррозионные свойства аморфных сплавов на- основе 'железа // Изв. АН СССР. Металлы, - 1983,- N 2,- С. 180-185.

115. Walter J.L., Bacon F., Luborsky F.E. The.: ductile-brittle transition of some amorphous alloys // Mater. Sci. and Eng. -1976- V. 24,- N 2,- P. 239-245.

116. Suzuki H, Yamamoto K. Mobility of metalloid atoms in iron-base amorphous alloys investigated with AES // Ibid.- 1978.-V.33.- P. 91-94.

117. Братусь Т.И., Васильев М.А., Черепин В.Т. Исследование поверхности аморфных сплавов Fe80B20 и Fe40Ni4oP16B4 методом электронной Оже-спектроскопии //Металлофизика.-1983. - Т.5.- N 1,-С. 71-75.

118. Романова А.В., Немошкаленко В.В., Зелинская Г.М. и др. Исследование строения металлических стекол Fe-B // Металлофизика.-1983,- Т. 5,- N 4.- С. 49-56.

119. Зелинская Г.М., Романова А.В., Немошкаленко В.В. и др. Влияние условий получения аморфных металлических пленок заэвтек-тического сплава железо -бор на их структуру // УФЖ.- 1983.-

Т. 28.- N9.- С.1393-1399.

120. Немошкаленко В.В., Дмитриев А.Г., Латыпов С.И., Сенкевич А.И., Шпак А. П. Влияние окисления на состав поверхности железосодержащих аморфных сплавов//Поверхность.-1987.-N 10.-С. 118-122.

121. Балдохин Ю.В., Гольданский В.И., Макаров В.А., Щукин Н.Ф. Применение конверсионной мессбауэровской спектроскопии на ядрах 57Fe для исследования поверхности // Поверхность.-1982. - N 8.- С. 48-54.

122. Thomak P. Depth profile of the crystallisation of Fe80B20 metallic glass //Mater.Sci and Eng. - 1988,- V. 97,- P.369-372.

123. Qu Z., Kuo К.H. Observation of phosphous segregation on to the free surface of an amorphous Fe44Ni36P14B6 alloy //J.Mater. Sci.- 1985.- V. 20. - N 6.- P. 2023-2028.

124. Pampillo C.A., Polk D.E. The strength and fracture characteristics of Fe, Fe-Ni and Ni base glasses at various temperatures //Acta met.- 1974,- V.22.- N 6,- P. 741-749.

125. Спейпен Ф. Структура и пластическое течение аморфных сплавов //Быстрозакаленные металлы.- М.:Металлургия, 1983. - С.366-379.

126. Иващенко Ю.Н., Мильман Ю.В., Пан С.В., Пономарев С.С. Сегрегация элементов внедрения при разрушении аморфного сплава Fe84B16 //Металлофизика. - 1985,- Т. 7,- N 5,- С. 104-106.

127. Васильев В.Ю., Баянкин-В.Я., Кадикова А.Х. и др. Влияние напряжений на элементный состав поверхности аморфного сплава Fe70Cr10P13C7 //Физика неупорядоченных систем.- Устинов: УдГУ, 1986.- С. 76-81.

128. Баянкин В. Я., Васильев В. Ю., Волкова И. Б., Маризина Л.Ю. 0. деформационном перераспределении состава поверхностных слоев аморфного сплава // ФизХОМ.- 1994.- N 3,- С.48-51.

129. Васильев В.Ю., Баянкин В. Я. и др. Перераспределение в поверхностных слоях компонентов аморфных сплавов Fe82B18 и

Fe70Cr15B15 под действием напряжений //Металлоаморфные материалы.- Ижевск,- 1988,- С. 55-60.

130. Баянкин В.Я., Волкова И.Б. Сегрегационные эффекты в поверхностных слоях аморфных сплавов на основе И при деформировании // ФизХОМ.- 1995.- N 6,- С.97-101.

131. Зигбан К., Нордлинг К., Фальман А. и др. Электронная спектроскопия,- М.: Мир, 1971.- 493 с.

132. Нефедов В.И., Черепин В.Т. Физические методы исследования поверхности твердых тел, - М.: Наука, 1983,- 238 с.

133. Карлсон Т. Фотоэлектронная и Оже-спектроскопия. - Л.: Машиностроение, 1981.- 431 с.

134. Нефедов В.И. Рентгеноструктурный анализ поверхности с градиентом концентраций //Поверхность,- 1982,- N3,- С.115-121.

135 Нефедов В.И. Физические основы рентгеноэлектронного анализа состава поверхности // Поверхность.- 1982.- N 1.- С.4-21.

136. Зандерны А. Методы анализа поверхности, - М.:Мир, 1979.-374 с.

137. Зеленский В.Д., Резниченко Э.А., Колот В.Я. и др. Радиационно-стимулированная диффузия никеля и сегрегации легирующей добавки в сплаве Ni-Pr при ионном облучении // Вопросы атомной науки и техники. Серия "Физика радиационных повреждений и радиационное материаловедение".- 1980,- Вып.З (14).- С.48-58.

138. Sigmund P. Theory of sputtering // Phys. Rev.- 1969,- V 184.-N 2,- P. 383-416.

139. Dahlgren S.D., Me Claheban E.D. Reduced shuttering Jielels for two-phax Ag-Ni and Ag-Co targets // J. of Appl. Phys.-1972.- V. 43,- N 4,- P. 1514-1517.

140. Трапезников В.A., Евстафьев А.В., Сапожников В.Т. и др. Электронный магнитный спектрометр //ФММ.-1973.- Т.36.- N 6.-С. 1293-1305.

141. Журавлев В.А., Шабанова И.Н., Борисов В.Т., Самойлович С.С.,

Ермолаева H.A., Якушев O.e. Структура, тепловые и миграционные характеристики аморфных сплавов системы Fe-Cr-P-C //Физика аморфных сплавов. - Ижевск. УдГУ, 1984.- С. 7-16.

142. Нефедов В.И. Рентгеноэлектрорная спектроскопия химических соединений. Справочник.- М.: Хрмия, 1984.- 256 с.

143. Андерсен X., Бай X. Измерение коэффициента распыления // Распыление твердых тел ионной бомбардировкой: Физическое распыление одноэлементных твердых тел. Перевод с англ. под ред. Р. Бериша. - М.: Мир, 1984. - С. 194-280.

144. Анализ поверхности методами Оже- и рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии. Под ред. Д. Бриггса и М.П. Сиха.- М.: Мир, 1987,- 598 с.

145. Немошкаленко В.В., Алешин В.,Г. Электронная спектроскопия кристаллов. - Киев.: Наукова Думка, 1976,- С.274-275.

146. БрагинВ.Г., Шабанова И. Н., Кулябина O.A. и др. Применение ионной пушки для рентгеноэлектронного анализа . поверхности твердых тел // Поверхность,- 1982.- N П. - С. 105-110.

147. Скрышевский А.Ф. Структурный анализ жидкостей и аморфных тел - М.: Высшая школа, 1983,- С. 93.

148. Бабко А.К., Пилипенко А.Г. Физико-химические методы анализа.-М.: Высшая школа, 1968.

149. Куров И.Е., Мовшович А.В., Новожилов В.П. Механоэмиссия углепластиков // Механика композиционных материалов.- 1981.- N 2.-С.345-347.

150. Айнбунд М.Ф., Поленов Б.В. Вторично-электронные умножители. -М.: Энергоиздат, 1981.- С. 63.

151. Рабинович Э. Экзоэлектроны // Успехи физических наук.- 1977.-Т. 127.- Вып. 1.- С. 163-174.

152. Brotzen F.R. Emission of exoelectrons from metallic materials //Phys. Stat. sol. (b).- 1967.- N 22,- P. 9-30.

153. Шоршоров М.X., Жебынев Д.А., Алехин В.П., Шнырев Г.Д. О кинетике интенсивности экзоэлектронной эмиссии с алюминия, деформированного растяжением в вакууме//ФизХОМ. -1973. -N 4.-С.72-79.

154. Минц Р.И. Экзоэлектронная эмиссия как метод исследования поверхности твердого тела//Техника и методика измерения экзоэлектронной и акустической эмиссии,- Свердловск: УПИ,1973,-С.3-6.

155. Куров Н.И., Нагорных С.Н., Перевезенцев В.Н., Геренрот М.Е. О влиянии скорости деформирования на кинетику стимулированной электронной эмиссии металлов // ФММ.-1980.- Т.50.- Вып. 3.-С.638-641.

156. Алехин В.П., Помпе В., Ветциг К., Грабнер В., Эдельман И. Механические свойства и структурные закономерности деформации и разрушения аморфных сплавов на Fe-Nl-основе // Металловед. и терм, обработка металлов,- 1982.- N 5,- С. 33-36.

157. Андреев Л.А., Калашникова Е.А., ТомилинИ.А., Овчаров В.П. Экзоэлектронная эмиссия при отжиге аморфного сплава Co-Fe-Si-B в интервале температур 300 - 480°С //. Изв.Вузов. Черная металлургия,- 1982.- N 1,- С. 10-13.

•158. Sujak В. Termostimulated exoelectron emission from Fe81B13< 5Si13r 5C2 metallic glass //Acta Univ. Wratisl. Mat., fiz., astron.- 1986,- N 49.- P. 177-182.

159. Dus-Sitek M., Syjak B. Influence of structure on the kinetics of exoelectron emission from amorphous and crystalline ferromagnetics //Acta Univ.Wratisl. Mat., fiz., astron.- 1990. -N 61.- P. 97-103.

160. Gorecki C., Krupa R. Volume- and surface crystallization of the Fe70Ni10B20 metallic glass as studied and exoelectron emission techniques // Acta Univ. Wratisl. Mat.,fiz., astron.-1992,- N 62,- C. 57-61.

161. Болдырев В.И., Векслер А.С., Зубрицкий С.М.и др. Экзоэлектрон-

ная эмиссия в аморфных металлических ферромагнитных сплавах// Поверхность. Физ., хим., мех.- 1994.- N 7,- С. 20-23.

162. Преображенский М.Н., Бойденко B.C. Экзоэлектронная эмиссия при структурных превращениях аморфных ферромагнитных сплавов на основе кобальта //Тезисы докл. науч. -тех. конф. "Управление структурой и свойствами аморфных магнитомягких материалов.-Свердловск.: УПИ, 1988,- С. И.

163. Оgura Т., MasumotoT., Fukushima К. Fatique fracture of amorphous Pd-20 at.% Si alloy //Scr.Met.- 1975,- V. 9.- N 2.-P.109-113.

164. Тюриков С.Б.,Евплов А.й. Установка для динамических испытаний // Физические основы прочности и кластерная динамика.-Горький: ГПЙ, 1984.- С. 80-83.

165. Варганов Д. В., Ермолаева H.A., Журавлев В. А. и др. Исследование влияния легирующего элемента в сплавах Fe-X-P-C (х= Cr, Mo, Re) на кинетику перехода аморфное-кристаллическое-жидкое состояние методом РЭС // Металлоаморфные материалы.-Ижевск: УдГУ, 1988,- С. 27-34.

166. Колотыркин Я.М., Новаковский В.М., Заец И.И., Зайцев И.Д. Поверхностное противокоррозионное легирование черного металла карбидообразователя //Защита металла.-1984. -Т. 20.-N 1.-С.3-13.

167. ГельдП.В., Баум Б.А., Петрушевский М.Н. Расплавы ферросплавного производства.- М.: Металлургия, 1973.- 288 с.

168. Васильев В.Ю., Исаев Н. И., Шумилов В.Н., Сотникова Е.В. О свойствах поверхности аморфных сплавов железа //Защита металлов,- 1981.- N 6,- С. 732-738.

169. Васильев В.Ю., Мельникова Е.В., Шабанова И.Н. О влиянии термообработки на пассивируемость хром содержащих аморфных сплавов железа //Защита металлов.-1985. - Т.21.- N 1.- С.30-36.

170. Кунин Л.Л. Поверхностные явления в металлах.- М.: Металлургия,

1955. 304 с.

171. Ниженко В.И., Флока Л.И. Поверхностное натяжение жидких металлов и сплавов,- М.: Металлургия, 1981.

172. Тодоров В.П. Графитизированные железоуглеродистые сплавы.-М.: Металлургия, 1981.

173. Рабинович В.А., Хавин З.Я. Краткий химический справочник.-М.: Химия, 1977. 376 с.

174. Кекало И. В., Скаков Ю. А., Расторгуев Л.Н., Тараничев В.Е. и др. Структурная релаксация в высококобальтовых аморфных сплавах // Проблемы исследования структуры аморфных сплавов. Тез. докл. Всес. науч. конф. - М. - 1984,- С. 66.

175. Мельникова.Е. В. Повышение коррозионной стойкости аморфных сплавов системы Fe-Cr-P-C в кислых средах термообработкой и рациональным легированием //Автореф.... канд. техн. наук-М.-1986. - 25 с.

176. Орлова Н.А., Баянкин В.Я. Влияние деформации на состояние поверхностных слоев аморфных сплавов // Металлы.-1995.- N 5.-С.149-154.

177. Баянкин В.Я., Васильев В.Ю., Кадикова А.Х. и др. О составе поверхности в напряженной зоне'аморфной ленты //Изв. АН СССР. Сер.физическая,- 1986,- Т.50,- N 9,- С. 1700-1703.

178. Аронин А.С., Иванов С.А., Якшин А.Э. Повышение температуры кристаллизации поверхностных слоев аморфной системы Fe-B-P // ФТТ (Ленинград)- 1991,- Т.33,- N 9,- С. 2527-2532.

179. Thomak P. Depth protile of cristallisation of Fe80B20 metallic glass //Mater. Sci. and Eng.- 1982.- V.97.- P. 369-372.

180. Шабанова И. H., Самойлович С.С., Журавлев В. А. Эффекты сегрегации в поверхностных слоях аморфных лент из сплавов на основе железа //ДАН СССР.-1984.-Т. 274. - N 3.- С. 591-593.

181. Васильев В.Ю., Шумилов В.Н., Исаев Н.И., Захаров А. И. О природе коррозионной стойкости аморфных сплавов //Аморфные металлические сплавы. Науч.труды МИСиС N 147.-1983,- С.105-111.

182. Riecke Е., Söhnen В., Gratke H.I. Einfluß von Mo2C und P auf die Wasserstoffdiffusion und Loslichkeit im Sustem Fe-Mo-C-P// Werkst, und Korros.- 1987,- V. 38.- N 6,- S. 310-316.

183. Naka M., Hashimoto K., Masumoto T. High corrosion resistence of cromium-bearing amorphous iron alloys in neutral and acidic solutions containing chlovide //Corrosion.- 1976.- V.32.-N 4.-P.146-152.

184. . Масумото Т., Хашимото Н.,Наке М. Коррозионные свойства аморф-

ных металлов //Быстрозакаленные металлы. Под ред. Б. Кантора. // If.: Металлургия, 1983- С. 412-424.

185. Masumoto Т., Hashimoto К. Chemical properties of amorphous allous // Ann Rev. Mater. Sei. - 1978,- V.8.- P. 215-233.

186. Исаев В.Н., Васильев В.Ю. и др. Электрохимические особенности коррозионной стойкости аморфных сплавов // Защита металлов.-1980.- Т. 14.- N 9,- С. 9-14.

187. Решетников С.М., Круткина Т.Г., Самойлович С.С., Орлова H.A. Коррозионно - электрохимические свойства кристаллического и аморфного сплавов Fe-Mo-P-C в кислых средах //Проблемы исследования структуры аморфных материалов.- Ижевск: УдГУ, 1993.-С.143-151.

188. Kawashima A., Asami К, Hashimoto К. Effect of molibdenum on the corrosion behavior of amorphous Fe-Mo-C alloys in IM HCl // Non-Cryst.- 1985.- N 1,- P. 69.

189. Кимура X., Масумото Т. Прочность, пластичность и вязкость -рассмотренные в рамках механики деформации и разрушения // Аморфные металлические сплавы. Под ред. Ф. Е. Люборского,- М.: Металлургия, 1987.- С.183-228.

190. Алехин В.П., Хоник В.А. Структура и физические закономерности деформации аморфных сплавов,- М.: Металлургия, 1992,- 248 с.

191. Leami Н.J., Chen H.S., Wang Т.Т. Plastic flow and fracture of metallic glass //Met. Trans. - 1972.- V.3.- N 3,- P. 699-708.

192. МильманЮ. В., Пан С. В., Рачек А. П. Влияние температуры и условий деформации на структуру и механические свойства металлоаморфных сплавов // Физика аморфных сплавов.- Ижевск.: УдГУ, 1984.- С. 37-44.

193. Глезер A.M., Молотилов Б.В., Утевская 0.JI. Механические свойства аморфных сплавов//Металлофизика.-1983. -Т. 5. -N 1.-С. 29-45.

194. Davis К.A., Kavesh S. Deformation and fracture of an amorphous metallic alloy at high pressure '//J. Mat. Sci.-1975. - V. 10,«

N 3.- P. 453-459.

195. Самойлович С.С., Ермолаева H.A., Круткина Т.Г., Палей Ю.М. Влияние статического, циклического и ударноволнового нагруже-ния на свойства аморфных металлических сплавов //Физико-химическая механика материалов. - 1989,- N 2.- С. 119-121.

196. Davis L.A. Fracture of Ni-Fe base metallic glasses // J.Mat. Sci. -1975,- V. 10.- N 9,- P. 1557-1564.

197. Logan I., Ashby M.F. Mechanical properties of two metallic // Acta met. - 1974,- V. 22.- P. 1047-1051.

198. БаянкинВ.Я., Орлова H.A., Самойлович С. С. Изменение состава поверхностных слоев аморфного сплава Fe-Mo-P-C в условиях ползучести //ФизХОМ,- 1996.-N 3,- С.127-131. ,

199. Баянкин В.Я., Шабанова И.Н. Особенности формирования состава поверхности аморфных сплавов системы Fe-Cr-P-C при нагружении //Физика неупорядоченных систем. Вып.8.-Устинов.: УдГУ, 1986.-С.76-81.

200. Баянкин В.Я., Шабанова И.Н. Температурная зависимость сегрегации металлоидов в аморфных сплавах Fe-Cr-P-CZ/ФизХОМ.-1996.

-N 2.- С. 110-116'.

201. Минеев A.B., Будберг П.В., Алисова С.П. Особенности деформации аморфного титанового сплава в условиях последовательного нагружения // ФизХОМ.- 1993,- N4.- С. 142-146.

202. Тихонов A.C., Зеленский В.А. Повышенная пластичность аморфных металлических материалов // Аморфные металлические материалы. -М.: Наука, 1984. - С. 101-104.

203. Глезер A.M., Молотилов Б.В., Утевская О.Я. Механические свойства и механизмы пластической деформации аморфных металлов// Аморфные металлические сплавы. Науч. труды МЙСиС N 147,- М.: Металлургия, 1983.- С.90-96.

204. ОрлоЕаН.А., Самойлович С.С., Круткина Т.Г., Баянкин В.Я. Циклическая усталость аморфных сплавов системы Fe-Mo-P-C // ФММ.- 1995,- Т. 80,- Вып. 6.- С. 119-124.

205. Альтшуллер Л.В. Применение ударных волн в физике высоких давлений // УФН. - 1965,- Вып. 2,- С. 197.

206. Лариков Л.Н., Мазанко В.Ф., Фальченко В.М. Исследование процесса переноса атомов в металлах в условиях скоростной пластической деформации //Влияние дефектов на свойства твердых тел, - Куйбышев.: КПИ, 1981.- С. 5-11.

207. Исхаков P.C., Кузовников A.A., Карпенко М.М., Зырянов М.Л. Изменение структуры аморфных сплавов при ударно-волновом наг-ружении // ФТТ,- 1986,- Т. 28,- Вып. 2. - С. 590-592.

208. Васильев В.Ю., Чечеткин А.Ю., Мельникова Е.В. и др. Электрохимическое и эллипсометрическое исследование пассивации аморфных сплавов //Защита металлов,- 1986.-Т.22.- N 3.-С. 360-367.

209. Орлова H.A., Самойлович С. С.,Баянкин В.Я. Импульсные нагружения аморфных сплавов на основе железа//ФизХ0М.-1996.-С.42-48.

210. Гальченко Ю.Л., Алехин В.П., Булычев С.И.,Шоршоров М.Х. Влияние изохронного отжига на кинетическую микротвердость аморф-

ного сплава на железо-никелевой основе// Структура и свойства аморфных сплавов. - Устинов:УдГУ, 1985.- С. 70-73.

211. Куянов А.П., Королева Л. А., Борисов В.Т. Исследование влияния пластической деформации на структуру и механические свойства аморфных сплавов // Физикохимия аморфных (стеклообразных) металлических сплавов. Тезисы докл. Всес. совещ.-М.,1982- С.67.

212. Шабанова И.Н. Применение метода рентгеноэлектронной спектроскопии для определения степени аморфности поверхностных слоев сплавов Fe-Cr-P-C //Изв. АН СССР. Сер. Физическая.-1982.-Т.46. - N 4.- С. 784-787.

о