基于準點缺陷理論探索非晶合金蠕變機制1)

徐宗睿 郝奇 張浪渟 喬吉超

(西北工業大學力學與土木建筑學院,西安 710072)

引言

非晶合金(amorphous alloy)是一種兼具金屬與玻璃雙重特性的新型亞穩態金屬材料,具有高強度、高斷裂韌性、超塑性、優良軟磁特性以及耐腐蝕等一系列優異力學、物理和化學性能,在基礎科學和工程應用領域均具有廣闊發展前景[1-3].基于晶體周期化結構與相應結構缺陷信息,傳統金屬材料微觀結構決定宏觀力學性能的研究范式已被廣泛接受[4-5].而非晶合金并無晶界、位錯等典型結構缺陷,在外載荷作用下表現出獨特流變特性與能量耗散機制,其微觀結構特征、變形行為演化的物理圖像仍不清晰.近年來,大量研究表明非晶合金微觀結構是非均勻的且利用傳統分析方法難以表征[6-7].由此,非晶合金力學行為與其微觀結構非均勻性分布、演化形式的潛在聯系仍未得到有效解決.如何明晰非晶合金流動特性、變形機理進而合理自洽構建其微觀結構非均勻性與宏觀力學性能之間本征關聯始終是固體力學研究領域一大挑戰問題[6,8].

研究表明非晶合金力學行為與溫度、應力、應變速率和加載方式等因素緊密相關[9-10].非晶合金在高溫、低應變速率條件下發生黏性流動,表現為宏觀均勻塑性流變模式;而在低溫、高應變速率條件下則發生局域非均勻變形,變形高度集中于納米尺度剪切帶內[11].同時,非晶合金偏離平衡態并呈現一系列復雜而又獨特非線性、非平衡特征[12].長期以來有關其流變模式轉變[13]、彈塑性轉變[14]、韌脆轉變[15]及失穩斷裂模式轉變[16]的研究持續深入進行.目前,研究非晶合金高溫流變與塑性流動機制的傳統實驗手段主要包括拉伸[17]、壓縮[18]、應力松弛[19-20]、蠕變[14,21]與動力學弛豫[22-23].蠕變在固定溫度與恒定應力載荷下觀察應變隨時間演化,由于其可直接反映材料微觀結構在熱力耦合過程中真實演化進程而備受關注.此外,蠕變可通過長時間靜載引起非晶合金宏觀尺度變形,依托數值分析方法與分子動力學模擬處理其應變響應亦可精確反饋其動力學特征及能量狀態信息[24-25].基于此,蠕變手段近年來已得到普遍應用并被廣泛證明是定量研究非晶合金與時間相關結構弛豫、滯彈性與塑性變形、高溫流變等關鍵科學問題的有效手段之一[14,21,26].

基于平均場理論,Spaepen[27]提出以單原子躍遷為基礎的“自由體積”模型用來解釋非晶合金塑性流變行為,建立了自由體積數量、原子躍遷速率與宏觀剪切變形在非晶態物質流動過程中演化的物理圖像.Argon[28]在此基礎上結合肥皂泡筏實驗創造性地提出了“剪切轉變區”模型,該模型借鑒晶體流變學研究思路,認為非晶合金基本塑性流動單元是包含約100～ 600 個原子的原子團簇或集團.后經文獻[29-31]進一步修正與優化,剪切轉變理論可以合理預測并解釋非晶合金剪切高度局域化特征與宏觀變形行為,為揭示非晶合金塑性流變機制提供了新思路.然而,上述兩種模型均建立在平均場理論基礎上,僅考慮了剪切變形對流動軟化影響而忽略了非晶合金基本變形單元間相互作用.為此,從微觀結構演化角度出發,Perez[32]將非晶合金宏觀力學性能與微觀原子/分子運動結合起來并提出了準點缺陷理論,該理論引入微剪切疇形核、長大、收縮與融合過程,可從物理角度描述非晶合金經熱力耦合作用由滯彈性到屈服完整變形過程.

基于前期研究,本文將以具有顯著 β 弛豫行為的La56.16Ce14.04Ni19.8Al10非晶合金作為模型體系,通過開展高溫蠕變實驗,系統研究非晶合金在不同溫度及應力狀態蠕變柔量、準穩態蠕變速率、特征弛豫時間、蠕變應力指數與蠕變機制演化.尤其重要的是,本文將深入分析非晶合金變形過程中由彈性向黏彈性與黏塑性逐步轉變過程,并基于準點缺陷理論嘗試從非晶合金微觀結構非均勻角度出發揭示非晶合金蠕變的潛在物理機制.本研究致力于明晰熱力耦合激勵下非晶合金宏觀性能演變與微觀結構響應,并為進一步增進對非晶合金變形機理,尤其是對非晶合金蠕變機理的認識提供必要理論指導與數據支撐.

1 實驗方法

本研究選取具有顯著 β 弛豫行為的La56.16-Ce14.04Ni19.8Al10非晶合金作為模型體系開展寬溫度應力窗口蠕變實驗.實驗樣品為采用單輥甩帶法制備的非晶合金薄帶,其尺寸約為7.00 mm (長度) ×0.60 mm (寬度) × 0.04 mm (厚度).使用TA Q800 型動態力學分析儀單軸拉伸模式,采用3 MPa～250 MPa 間不同加載應力,分別在315 K,330 K,350 K 和370 K 進行蠕變實驗.每組實驗蠕變時間均為1 × 105s 且實驗開始前樣品均在測試溫度等溫處理5 min 以達到溫度平衡.

2 實驗結果與討論

2.1 LaCe 基非晶合金蠕變行為

圖1 為不同加載應力條件下La56.16Ce14.04Ni19.8-Al10非晶合金蠕變曲線(測試溫度分別為315 K 和370 K).為直觀表征溫度或應力潛在影響,加載后引起瞬時彈性變形被移除,僅保留非彈性變形數據.本實驗溫度窗口內可清晰觀察到非晶合金蠕變過程存在兩個顯著演化階段,即應變速率隨時間推移迅速減小的初始蠕變階段與應變隨時間線性增加、應變速率幾乎恒定的(準)穩態蠕變階段.研究表明,傳統金屬材料穩態蠕變源于內部位錯生成硬化與消失軟化平衡過程[33],而非晶合金(準)穩態蠕變機制則與非晶體系內部應力誘導自由體積再生與原子躍遷誘導自由體積湮滅達到動態平衡有關[34].同時注意到,隨時間延長,LaCe 基非晶合金蠕變變形逐漸增大,且這種影響呈現明顯溫度及應力依賴性,即隨溫度升高或應力增加,蠕變變形更加顯著.低溫低應力狀態下,LaCe 基非晶合金具有較好抗蠕變性能,較高彈性模量,彈性變形主導蠕變進程.當溫度逐漸升高,非晶合金強度降低,抗蠕變性能急劇下降,體系在應力作用下迅速經歷彈塑性轉變,黏彈性(黏塑性)變形進一步主導蠕變變形.

圖1 不同溫度與應力條件下La56.16Ce14.04Ni19.8Al10 非晶合金蠕變曲線Fig.1 Creep curves of La56.16Ce14.04Ni19.8Al10 amorphous alloys at various temperature and stress

2.2 基于柔量的LaCe 基非晶合金蠕變機制分析

非晶合金彈塑性轉變和流變模式轉變等一系列力學行為均與實驗溫度、外部應力和加載方式等因素緊密相關[9].基于上述實驗結果,溫度和應力對LaCe 基非晶合金蠕變行為影響程度非常顯著.然而,由于熱力耦合激勵下各影響因素潛在影響機理尚不明晰,深入研究非晶合金相關蠕變機制轉變須全面且充分考慮多因素相互影響并一定程度實現變量解耦.接下來,嘗試從不同角度深入探究應力與溫度對非晶合金蠕變行為影響,進而揭示非晶合金蠕變機制經熱力耦合演化情況.

首先,引入蠕變柔量(creep compliance),其定義為材料蠕變過程中任意時刻t對應應變與應力之比值,即

圖2 為不同溫度及應力狀態La56.16Ce14.04Ni19.8Al10非晶合金蠕變柔量隨時間演化(測試溫度分別為315 K 和370 K).作為典型非線性變形過程,非晶合金蠕變柔量仍隨溫度或應力顯著變化.在恒定應力下,以 σ=25 MPa,蠕變結束時刻即t=1 × 105s 時為例,其終態蠕變柔量Jend由315 K 的2.22 × 10?10Pa?1迅速增大到370 K 的1.21 × 10?9Pa?1.另一方面,若恒定蠕變溫度,可以看到非晶合金蠕變柔量隨應力增大呈現先降后升趨勢,且這一趨勢隨溫度升高更加顯著.圖3 則更清晰直觀地描述了終態蠕變柔量Jend隨溫度及應力演變情況.需要注意的是,其他含稀土元素非晶合金體系的蠕變柔量演化特征與之有所不同,此前對La60Ni15Al25非晶合金蠕變行為的研究中發現,在與本實驗相似的溫度區間內(340 K 至400 K),其蠕變柔量隨應力不斷增大始終顯著上升,且并未呈現圖2 所見明顯轉折[14].對于本文模型體系La56.16Ce14.04Ni19.8Al10而言,在溫度較低時,應力增加尚且不足以導致其出現更加顯著蠕變變形,即應變增幅低于應力增幅,導致蠕變柔量隨應力增加呈現下降趨勢.而當溫度較高時,應力對蠕變過程影響加劇,隨外加載荷不斷增加,非晶合金蠕變行為加劇,應變增幅持續抬升并最終顯著高于應力增幅,導致蠕變柔量升高.可見,應力作用效果將在高溫區域體現得更加明顯.這一結論也可由另一重要物理量準穩態蠕變速率演變情況加以說明.材料的準穩態蠕變速率定義為相應蠕變-時間曲線上t=8 × 104s 時刻蠕變應變增量對時間之導數.如圖4所示,準穩態蠕變速率由低溫低應力狀態下僅1.0 ×10?8s?1陡增至高溫高應力狀態下約2.1 × 10?7s?1,增幅超過2000%,同時峰值向應力更低方向遷移.

圖2 不同溫度與應力條件La56.16Ce14.04Ni19.8Al10 非晶合金蠕變柔量演化Fig.2 Variation of creep compliance of La56.16Ce14.04Ni19.8Al10 amorphous alloys at various temperature and stress

圖3 t=105 s 時刻,終態蠕變柔量 Jend 隨溫度及應力演化Fig.3 Variation of Jend with various temperatures and stress during creep tests at the moment of t=105 s

圖4 隨溫度及應力演化Fig.4 Variation of with various temperatures and stress

為獲得更多精確描述非晶合金蠕變行為動力學信息,研究了不同溫度及應力模型合金特征弛豫時間分布情況.圖5 為不同溫度和應力狀態La56.16Ce14.04Ni19.8Al10非晶合金蠕變過程特征弛豫時間分布強度譜.弛豫時間 τ 廣泛分布于101s 至105s范圍內,且其分布形式在不同應力及溫度狀態下存在較大差異,表明非晶合金蠕變行為是涉及不同時間尺度變形單元結構演化的復雜過程.圖5(a)展示了加載應力為12.5 MPa,La56.16Ce14.04Ni19.8Al10非晶合金特征弛豫時間分布隨溫度分布情況.隨溫度升高,弛豫時間分布發生展寬,由近乎離散分布逐步轉變為連續分布.而對于較高應力(100 MPa),弛豫時間在不同溫度下遵循相似分布方式,在弛豫譜800 s,5000 s 與20000 s 依次呈現規模由小漸大的三級弛豫峰.通過對比,可以發現低應力狀態下LaCe 基非晶合金弛豫時間分布對溫度依賴性更強,表明此狀態下非晶合金蠕變機制主要由熱激活主導.而在高應力狀態下,溫度影響甚微,應力進一步主導非晶合金蠕變進程.這一結論也可由恒定溫度弛豫時間隨應力演化特征所證實:在圖5(c)與圖5(d)中,確定弛豫時間分布形式的閾值應力由低溫330 K 時50 MPa降低至高溫370 K 時約25 MPa,外加載荷一旦超過閾值,弛豫時間均將遵循高度相似分布特征.同時注意到,超過50000 s 較長弛豫時間對應于體系蠕變過程黏塑性響應,3000 s 左右較短弛豫時間對應于體系黏彈性響應,而不足10 s 最短弛豫時間則對應于體系瞬時彈性響應.于是,進一步觀察到模型合金受控于溫度與應力的蠕變變形模式轉變過程.低溫低應力時,較短弛豫時間規模相當可觀,此時黏彈性變形在非晶合金整體蠕變變形中起主導作用.而隨溫度或應力增加,弛豫時間譜較短一側分布逐漸稀疏,較長一側分布強度則顯著抬升,表明非晶合金蠕變變形逐漸由黏塑性變形主導.

圖5 不同溫度及應力下La56.16Ce14.04Ni19.8Al10 非晶合金特征弛豫時間分布強度譜Fig.5 Characteristic relaxation time distribution of La56.16Ce14.04Ni19.8Al10 amorphous alloys at various stresses and temperature

結合蠕變柔量J,準穩態蠕變速率與弛豫時間 τ 演變特征,初步揭示了溫度與應力對La56.16Ce14.04Ni19.8Al10非晶合金蠕變機制潛在影響.接下來,嘗試探尋衡量相關影響強度的更多定量判據.對于金屬材料,其準穩態蠕變速率隨溫度演化遵循Arrhenius 關系[33]

當溫度T或應力 σ 恒定時,得到

式中,A為材料常數,n為蠕變應力指數,Qapp為名義蠕變激活能,kB為玻爾茲曼常數.圖6 為不同溫度時LaCe 基非晶合金蠕變過程準穩態蠕變速率隨應力演化情況,與應力 σ 呈現明顯非線性關系.對式 (3)兩邊取對數,曲線斜率即為蠕變應力指數n.可見,不同溫度時應力指數均大致服從三段分布特征,應力指數隨應力增加而明顯增大.一般地,在蠕變型本構方程中,應力指數n直接反映了應力對體系蠕變行為的影響程度,其數值大小更是應力影響權重的直接體現.應力指數越大,則應力因素對蠕變行為影響越強,應力作用效果越明顯.在本研究中,應力指數由低溫低應力狀態低于0.5 增加到高溫高應力狀態超過2.3,隨溫度升高或應力增加,應力逐漸占據主導,并進一步主導蠕變進程.另一方面,根據式(4),應力恒定時,準穩態蠕變速率與溫度T之間符合Arrhenius 關系,根據曲線斜率即可求得名義蠕變激活能.如圖7 所示,顯然,與1/T并不能通過簡單線性關系描述.由于式 (4)建立在σn為定值基礎上,即認為應力與應力指數均為溫度不變量.315 K 至370 K 溫度區間內,應力指數隨溫度與應力作顯著變化,因此,將所得曲線分階段計算蠕變激活能更加合理.研究結果表明,LaCe 基非晶合金名義蠕變激活能Qapp與應力指數呈現相似溫度應力演化特征.應力較低時,蠕變激活能隨溫度變化更加明顯,其數值由低溫0.10 eV 左右迅速增大到高溫0.55 eV(該數值與其 β 弛豫激活能基本一致[26]).而應力較高時,蠕變激活能對溫度變化并不敏感,數值基本維持在0.30 eV 左右,溫度僅為影響其蠕變行為次要因素,類似變化趨勢在其他非晶合金蠕變行為研究中已有相關報道[25,35].

圖6 與應力相關性,斜率為應力指數Fig.6 Stress dependence of and the slope denotes the value of stress index

圖7 與溫度相關性,斜率為蠕變激活能Fig.7 Temperature dependence of and the slope denotes the apparent activation energy obtained by Arrhenius equation

傳統金屬材料蠕變物理機制主要通過蠕變擴散和蠕變位錯兩類行為解釋[33].低應力狀態,體系內位錯運動停滯或緩慢進行,金屬原子受擴散因素影響連續移動而發生蠕變;高應力狀態,蠕變變形則逐漸由內部結構缺陷如位錯的滑移或攀移主導.同時,溫度場通過產生熱應力亦使應力場排布發生變化.因此,高溫高應力材料蠕變行為是一包含熱振動、單原子擴散與位錯增殖等效應的復雜耦合過程.對于非晶合金,由于其內部缺乏晶界、位錯等傳統結構缺陷,承載其塑性變形基本運動是能夠適應剪切變形一系列原子團簇的局域重排.本文應力指數n與名義蠕變激活能Qapp隨溫度或應力演化趨勢反映了非晶合金流變行為典型非線性響應,這可能是非晶合金內單原子擴散與協同性剪切變形之間的非線性耦合結果.應力較低時,非晶合金蠕變機制對應于熱激活單粒子流動,溫度在這一過程中起主導作用;應力較高時,非晶合金蠕變機制則對應于應力誘導局部剪切變形增強與溫度誘導原子擴散等更為復雜過程,應力在這一過程中起主導作用.因此,觀察到上述蠕變柔量、特征弛豫時間以及蠕變應力指數獨特的隨應力演變特征.同時,隨溫度應力逐步升高以及加載時間延長,非晶合金擴散效應加劇,原子團簇局部剪切重排速率加快,準穩態蠕變速率增大,蠕變變形漸次由黏塑性變形主導.

2.3 LaCe 基非晶合金蠕變過程微觀結構演化

非晶合金具有獨特物理和力學性能,研究表明其微觀結構是非均勻的,并且利用傳統分析方法難以表征.對其宏觀變形機制的研究需要充分考慮內部變形單元間相互作用,基于非晶固體微觀結構演化而提出的準點缺陷理論緊密結合了非晶固體微觀結構本質.接下來,借助準點缺陷理論對La56.16Ce14.04-Ni19.8Al10非晶合金蠕變行為繼續深入分析并嘗試探尋上述表觀現象背后潛藏的物理機制.

基于準點缺陷理論,非晶固體中存在納米尺度密度、焓和熵的起伏波動,稱之為準點缺陷.需要指出,與傳統晶體點缺陷、晶界、位錯等結構缺陷不同,非晶固體中的缺陷很難通過傳統實驗方法被直接探測或表征,往往僅表現為外場加載(溫度場和應力場等)下的非均勻動力學響應,如互不相同的特征弛豫時間與局部激活能壘分布等.基于此,該理論認為當溫度低于玻璃轉變溫度時,非晶固體處于構型被凍結狀態,即等構型態,此時準點缺陷濃度Cd為一定值;當溫度高于玻璃轉變溫度時,準點缺陷濃度隨溫度升高增長.同時,非晶固體分子/原子運動具有分級關聯,即最易發生運動的結構單元先運動,隨后引發一系列更加復雜的運動[36].在非晶體系中,通常認為 α 弛豫對應大規模分子/原子協同運動,而小規模運動的 β 弛豫為 α 弛豫前驅運動.用于衡量分級運動關聯強弱程度的參量由關聯因子χ表征,其數值介于0 至1 之間,χ值越小,則代表體系內各分級運動關聯性越強.

在準點缺陷理論框架下,對于LaCe 基非晶合金,其前驅運動為熱激活 β 弛豫過程.結構單元躍遷特征時間 τβ與溫度T之間符合Arrhenius 關系[37]

式中,Eβ為 β 弛豫激活能.在應力場作用下,非晶固體結構單元的激活服從[37]

式中,σ0為材料屈服極限.非晶固體分子/原子移動性由 τmol表征,其定義為體系結構單元完成所有運動的平均特征時間

式中,t0為時間尺度參數,χ為關聯因子且其數值與非晶固體準點缺陷濃度Cd線性相關.

假設非晶固體單位體積內具有N0個準點缺陷位點,包含t時刻n(t) 個未激活位點以及N0?n(t) 個已激活位點.各位點基本運動過程中勢阱能級變化與外加應力正相關.無應力施加時,兩勢阱處于熱力學平衡狀態,能壘差異為 ?U.t=0 時刻未激活位點數目n(0) 與已激活位點數目N0?n(0) 可分別表示為[32]

應力場作用下,t=∞ 時刻,平衡狀態下各點位數目可表示為[32]

結合各位點激活路徑動力學特征,即式 (5)中 τβ演化信息,可將位點數目與時間關系描述如下

在熱力耦合激勵下,微剪切疇依次經歷萌生、擴展以及不可逆融合過程.非晶合金產生大量不可回復塑性變形.變形過程中總柔量演化可描述為

式中,Jel為瞬時彈性柔量且數值上等于模型合金未弛豫彈性模量之倒數,τβ為β 弛豫過程特征時間,τvel為黏彈性變形過程特征時間,τvp為黏塑性變形過程特征時間.上式共包含四個分量,其中第一項對應于初始瞬時彈性對總柔量貢獻,后三項則分別對應于 β 弛豫、黏彈性與黏塑性過程對總柔量貢獻.

前已述及,準點缺陷對應于非晶固體內部一系列密度、焓、熵的波動起伏.結合非晶固體微觀結構非均勻性物理本質,不同準點缺陷尺寸、密度及能量分布各異,特征時間往往跨越十幾個數量級.對非晶固體一系列動力學弛豫及高溫流變行為的精確描述須合理且充分考慮特征時間分布情況.在該理論框架下,β 弛豫特征時間遵循Gumbel 分布,其基本分布形式為[37]

式中,Wi為特征時間 τi所對應概率權重,為特征時間均值,B為分布寬度參數,通過改變B取值即可實現對Gumbel 分布調控.如圖8 所示,為清晰起見,使用X替代 l n(τi/) .可見,隨分布寬度B取值增大,特征弛豫時間逐漸趨于集中分布,而其獨特非對稱且“左密右疏”分布特征也客觀反映了非晶合金 β 弛豫動力學非均勻本質[38].考慮 β 弛豫特征時間分布,式(5)與式 (18)可分別進一步表示為

進而,總柔量表達式表述為

圖8 Gumbel 分布示意圖Fig.8 Graphic illustration of Gumbel contribution

這里嘗試利用準點缺陷理論從微觀結構演化角度揭示LaCe 基非晶合金獨特的受控于溫度、應力與加載時間等因素的變形模式及蠕變機制轉變物理本質.基于前期研究,La56.16Ce14.04Ni19.8Al10非晶合金 β 弛豫激活能約為0.76 eV[26],結合式(21)與式 (23),將弛豫激活能信息與特征弛豫時間分布信息代入,關聯因子χ取值為0.39[39],分布寬度B取值為0.50,于是便可相繼獲得描述LaCe 基非晶合金動力學弛豫與高溫蠕變行為理論曲線.如圖9(a)所示,考慮到當前模型合金晶化溫度較低(約418 K[26]),在α 弛豫發生前便已局域晶化,進而導致實驗數據偏離理論曲線.如剔除這一影響因素,可見準點缺陷理論可準確描述LaCe 基非晶合金 β 弛豫過程并合理預測隨后對應于更高溫度的 α 弛豫過程.同時,如圖9(b)～圖9(d)所示,引入 β 弛豫過程相關動力學信息,基于前述柔量表達式的非晶合金蠕變行為理論曲線在低溫段(315 K)和蠕變前期階段(＜ 20000 s)與實驗數據基本吻合,而隨實驗溫度升高或加載時間延長,物理時效對非晶合金蠕變行為作用效果尤為顯著.此時,可以發現非晶合金蠕變過程受到抑制,蠕變柔量演變略微偏離理論預測.然而,其偏離程度存在一定限度,通過準點缺陷理論仍可構建非晶合金高溫流變行為與其動態力學弛豫行為之間本征關聯.依式 (23)解耦各變形分量,便可獲得不同溫度及應力狀態時瞬時彈性、黏彈性、黏塑性等各柔量分量對于總蠕變柔量貢獻程度.圖10 即為蠕變實驗結束時刻(t=1 × 105s)各柔量分量隨溫度及應力變化情況.顯然,彈性蠕變柔量Jel與黏彈性蠕變柔量Jvel隨溫度應力變化并不顯著,其數值較小且僅略微波動.相反,黏塑性蠕變柔量Jvp變化則更為顯著,其數值較大且呈跨數量級變化.此外,與前兩者演變情況有所不同,Jvp隨應力的演變趨勢在不同溫度情況下存在較大差異.低溫狀態下(330 K),Jvp隨應力增大小幅下降;而在高溫情況下(370 K),Jvp則隨應力增大顯著上升.黏塑性柔量分量Jvp的相關演變趨勢直觀反映了非晶合金蠕變變形模式轉變進程,隨外界溫度或應力增大,黏塑性變形逐漸主導非晶合金蠕變過程.前述弛豫時間譜中曾發現隨溫度或應力增加,弛豫時間將趨于向更長方向演變,而Jvp的獨特演化特征則為這一受控于溫度與應力的變形模式轉變過程提供了更多定量解釋.

圖9 準點缺陷理論描述LaCe 基非晶合金的(a)動態弛豫行為與(b)～(d)高溫蠕變行為,其中紅色實線為理論預測曲線,黑色實線為實驗數據曲線Fig.9 Description of (a) dynamic relaxation behavior and (b)～(d) high temperature creep behavior of LaCe-based amorphous alloy in the framework of QPD theory.The red line represents the theoretical prediction curve and the black line represents the experimental results

圖10 蠕變結束時刻,彈性蠕變柔量、黏彈性蠕變柔量與黏塑性蠕變柔量的溫度及應力相關性Fig.10 Temperature and stress dependence of the elastic,viscoelastic and viscoplastic components of the compliance at the end of creep experiments

準點缺陷對應于非晶合金內部一系列納米尺度密度與能量起伏.經熱力耦合作用,準點缺陷首先被激活,發生局域性原子重排并在最大剪切面形成微剪切疇.由于非晶合金固有微觀結構非均勻性,不同準點缺陷位點激活難易程度不同,原子移動速率以及初始微剪切疇體積也不盡相同.在外界應力持續作用下,微剪切疇發生增殖擴展,體積逐漸增大.同時,該過程與擴散作用緊密相關,屬于典型熱激活過程,此時溫度起主導作用.溫度越高,微剪切疇增殖速度越快.然而,由于空間有限以及周圍彈性基體限制,微剪切疇不可無限增殖長大.隨應力和溫度升高以及加載時間延長,微剪切疇尺寸達到臨界值.相鄰微剪切疇邊界接觸并發生不可逆相互融合,可以認為這就是非晶合金塑性變形的物理本源.即低應力只會引起微剪切疇形核長大,其彼此相互獨立且范圍很小,數量與施加應力成正比.去除應力后,微剪切疇逐漸收縮并回到初始狀態.因此,非晶合金在該階段變形與時間相關,屬于典型黏彈性變形行為;另一方面,在高溫和高應力狀態,微剪切疇將經歷不可逆融合過程,此階段變形不可回復,且由黏塑性變形主導.伴隨應力繼續增大或溫度持續升高,體系黏度顯著下降,黏塑性分量占比進一步增多,進而導致非晶合金蠕變行為呈現越來越顯著非線性特征.

3 結論

本文以La56.16Ce14.04Ni19.8Al10非晶合金為研究載體,通過開展不同溫度及應力下拉伸蠕變實驗,綜合考查蠕變柔量、特征弛豫時間、準穩態蠕變速率及蠕變應力指數演化規律,明晰了非晶合金在熱力耦合激勵過程中的蠕變機制.基于準點缺陷理論,揭示了非晶合金彈塑性轉變與其微觀結構演化之間關聯,主要結論如下.

(1) LaCe 基非晶合金蠕變行為表現出溫度與應力強依賴性,終態蠕變柔量與準穩態蠕變速率均隨溫度升高或應力增加顯著提高,蠕變過程呈現越來越顯著非線性特征.

(2) 蠕變應力指數不斷升高,且在高溫區域增幅更加明顯,表明隨應力增加(溫度升高),應力逐漸主導蠕變進程.應力較低時,非晶合金蠕變機制對應于熱激活單粒子流動.應力較高時,非晶合金蠕變機制則對應于應力誘導局部剪切變形增強與溫度誘導原子擴散等復雜耦合過程.

(3) 基于準點缺陷理論獲得的柔量型解析表達式可精確描述并合理預測LaCe 基非晶合金高溫蠕變行為,非晶合金蠕變變形過程所涉及彈塑性轉變源于準點缺陷的激活、微剪切疇經熱力耦合激勵的形核長大、擴展與不可逆融合.研究結果表明,非晶合金動力學弛豫行為與高溫流變行為的物理圖像均可在準點缺陷理論框架下系統討論,這為進一步構建非晶合金弛豫行為、變形機理與其微觀結構演化潛在關聯提供了新的出發點和切入口.