Increasing the R-ratio at any given

Increasing the R-ratio at any given AK level does not change the basic faceted appearance of fracture surface, except at low values of AK when facets become smaller and growth rates decrease on raising the R-ratio from 0.1 to 0.5. The decrease in facet size with increasing R-ratio at small AK is shown in Fig. 6; however, it can be seen that at high AK levels (where crack growth rates are independent of R-ratio) no change in facet size could be found on increasing R.
The crack tip opening displacements (CTOD) at different stages of a fatigue cycle have been determined at two AK levels (2.5 and 5.0 MPa m) for both R =0.1 and 0.5. Figure 7 shows typical photographs of a crack for K= 5 MPa m and R = 0.1; the crack is fully open at K = K max and closed at K = (K + 0.2K). Applied load vs CTOD plots for the four combinations of AK and R-ratio are shown in Fig. 8. Each point on these curves represents the average value of CTOD (over a distance of 15 µm) for a given specimen. These curves indicate that the CTOD decreases linearly with applied load until a threshold in CTOD is reached. This corresponds to crack closure and the load at which closure takes occurs may be either above the minimum load of the fatigue cycle (indicated as Kmin on the figures) or equal to it, depending on the values of AK and R-ratio.
The crack growth curves for stainless steel specimens are shown in Fig. 9. At low AK levels, growth rates in this alloy also depend strongly on the R-ratio. However, contrary to the amorphous alloy, crack growth rates increase with R-ratio. The greatest increase (by a factor of #15) is observed at AK = 12 MPa m when the R-ratio is increased from 0.1 to 0.5. increasing the R-ratio also decreases AKTH from 11 MPa m for R=0.1 to 7 MPa m for R = 0.5. Above AK = 12 MPa m, the curves converge with increasing AK and the effect of R-ratio diminishes.
Figure 10 indicates the change in growth rate with R-ratio at AK = 13.3 MPa m. This AK was chosen because it produces a growth rate at R =0.1 similar to that (2 x 10-6 mm) which shows the maximum R-effect in the metallic glass. On increasing the R-ratio within the range 0.1-0.3, Crack growth rates in the steel increase by about an order of magnitude but then remain relatively unaffected by further increases in the value of R.
The fractographic features produced in stainless steel at AK = MPa m are shown in Fig. 11 for two values of R. The fracture surface consists of transgranular crystallographic facets in both cases. Figure 12 shows the profile of the fatigue crack on the specimen surface for R =0.1 at AK = 13 MPa m. This figure reveals the transgranular nature of crack extension and indicates that the plastic zone in the vicinity of the crack tip is considerably different from that of the amorphous alloy (see Fig. 4). In the steel, plastic deformation is more homogeneously distributed over a few grains near the crack front, although planar slip is clearly visible. It is this inhomogeneous slip distribution, typical of low stacking fault energy materials, that is responsible for the faceted crack morphology observed near threshold.
DISCUSSION
It is well-known that in crystalline alloys such as steels, aluminium-, titanium- and nickel-base alloys[2-4, 18, 19] an increase in R -ratio accelerates near threshold crack growth rates and decreases the value of ΔKTH. According to the experimental results in the previous section, in amorphous Ni78Sil0B12, near threshold crack growth rates for R = 0.5 are slower than those for R = 0.1. This effect of R-ratio becomes more pronounced when the applied AK is decreased and a twofold increase in the value of AKTH is observed when the R-ratio is raised from 0.1 to 0.5. Thus the R-ratio effect in amorphous Ni 78 Si 10B 12 shows a completely opposite trend to that commonly observed in bulk, crystalline alloys. However, fatigue crack measurements on these alloys were made using specimens which were at least several millimeters thick. To make an adequate comparison of the R-ratio effect between amorphous NiSiB and crystalline alloys the thickness factor should be eliminated. Since the metallic glass cannot be made in sections thicker than 57µm (because of the very high cooling rates required for solidification without crystallization) the R-ratio dependences of crack growth rate have been determined for a 52-µm thick stainless steel. Tests on these specimens unambiguously showed that the value of AKTH decreased by a factor of two and near threshold growth rates increased significantly when the R-ratio was increased from 0.1 to 0.5. These results arc in good agreement with those reported for standard bulk specimens of the same alloy[31, 32]. It is concluded that the inverse R-ratio effect observed in amorphous NiSiB specimens is not a general feature of extremely thin specimens but it is peculiar to this alloy.

Kết quả (Việt) 1:

Tăng tỷ lệ R tại bất kỳ mức độ nhất định của AK không thay đổi sự xuất hiện mặt cơ bản của bề mặt gãy xương, ngoại trừ tại các giá trị thấp AK khi khía cạnh trở nên nhỏ hơn và tăng trưởng tỷ giá giảm nâng cao R-ratio 0.1 đến 0,5. Giảm trong khía cạnh kích thước với tăng R-tỷ lệ tại nhỏ AK Hiển thị trong hình 6; Tuy nhiên, nó có thể được nhìn thấy rằng ở mức cao AK (nơi crack tốc độ tăng trưởng là độc lập của R-tỷ lệ) không có thay đổi khía cạnh kích thước có thể được tìm thấy ngày càng tăng R.
đầu crack mở displacements (CTOD) tại khác nhau các giai đoạn của một chu kỳ mệt mỏi đã được xác định ở hai AK cấp (2,5 và 5.0 m MPa) cho cả hai R = 0,1 và 0,5. Hình 7 cho thấy các bức ảnh điển hình của một crack cho K = 5 MPa m và R = 0,1; crack là hoàn toàn mở tại K = K tối đa và đóng cửa lúc K = (K 0.2K). Tải ứng dụng vs CTOD lô cho các kết hợp bốn của AK và R-tỷ lệ được thể hiện trong hình 8. Mỗi điểm trên những đường cong đại diện cho giá trị trung bình của CTOD (trên một khoảng cách của 15 μm) cho một mẫu nhất định. Những đường cong chỉ ra rằng CTOD giảm tuyến tính theo tải ứng dụng cho đến khi đạt đến ngưỡng trong CTOD. Điều này tương ứng để crack đóng cửa và tải lúc đóng cửa mà mất xảy ra có thể là một trong hai ở trên tải trọng tối thiểu của mệt mỏi chu kỳ (được nêu như Kmin trên những con số) hoặc tương đương với nó, tùy thuộc vào giá trị của AK và R-tỷ lệ.
các đường cong tăng trưởng crack cho thép không gỉ mẫu vật được thể hiện trong hình 9. Ở mức thấp AK, tốc độ tăng trưởng trong hợp kim này cũng phụ thuộc mạnh vào tỷ lệ R. Tuy nhiên, trái ngược với hợp kim vô định hình, crack tăng trưởng tỷ giá tăng với R-tỷ lệ. Sự gia tăng lớn nhất (bởi một nhân tố của #15) được quan sát thấy tại AK = 12phút MPa khi R-tỷ lệ tăng lên 0.1 tới 0,5. tăng tỷ lệ R cũng giảm AKTH từ 11 MPa m r = 0.1 đến 7 MPa m r = 0,5. Trên AK = 12 MPa m, các đường cong hội tụ với tăng AK và làm giảm tác dụng của R-tỷ lệ.
Hình 10 cho thấy sự thay đổi trong tỷ lệ tăng trưởng với R-tỷ lệ tại AK = 13.3 MPa m. AK này được chọn vì nó tạo ra một tỷ lệ tăng trưởng tại R = 0,1 tương tự như đó (2 x 10-6 mm) mà cho thấy R hiệu quả tối đa trong thủy tinh kim loại. Về việc tăng tỷ lệ R trong khoảng 0,1-0,3, Mức tăng trưởng crack thép tăng về một thứ tự cường độ nhưng sau đó vẫn còn tương đối không bị ảnh hưởng bởi tăng thêm giá trị của R.
các tính năng fractographic sản xuất bằng thép không gỉ tại AK = MPa m được thể hiện trong hình 11 cho hai giá trị của R. Mặt gãy xương bao gồm transgranular crystallographic khía cạnh trong cả hai trường hợp. Hình 12 cho thấy hồ sơ của vết nứt mệt mỏi trên bề mặt mẫu vật cho R = 0,1 tại AK = 13phút MPa. Con số này cho thấy bản chất transgranular của crack mở rộng và chỉ ra rằng khu vực nhựa trong vùng lân cận đầu crack là đáng kể khác với hợp kim vô định hình (xem hình 4). Thép, biến dạng nhựa hơn homogeneously được phân phối trên một vài hạt gần crack trước, mặc dù hai chiều trượt là rõ ràng. Nó là này inhomogeneous phiếu phân phối, điển hình của thấp xếp lỗi năng lượng vật liệu, mà là chịu trách nhiệm về hình thái mặt crack quan sát gần ngưỡng.
thảo luận
nó là nổi tiếng trong các hợp kim tinh thể chẳng hạn như thép, nhôm-, hợp kim Titan và niken cơ sở [2-4, 18, 19] sự gia tăng trong R-tỷ lệ tăng tốc gần ngưỡng crack tốc độ tăng trưởng và làm giảm giá trị của ΔKTH. Theo các kết quả thử nghiệm trong phần trước, trong Ni78Sil0B12 vô định hình, gần ngưỡng tốc độ tăng trưởng crack cho R = 0,5 là chậm hơn so với R = 0,1. Này có hiệu lực của R-tỷ lệ trở nên rõ nét hơn khi ứng dụng AK giảm và tăng gấp đôi giá trị của AKTH được quan sát thấy khi R-tỷ lệ tăng từ 0.1 lên 0,5. Do đó trong vô định hình Ni 78 Si 10B 12 cho thấy một xu hướng hoàn toàn ngược lại để mà thường được quan sát thấy trong các hợp kim phần, tinh thể R-tỷ lệ tác dụng. Tuy nhiên, mệt mỏi crack đo trên các hợp kim của chúng đã được thực hiện bằng cách sử dụng mẫu vật được ít nhiều mm dày. Để thực hiện một so sánh đầy đủ của các hiệu ứng R-tỷ lệ giữa vô định hình NiSiB và tinh thể hợp kim yếu tố dày nên được loại bỏ. Kể từ khi thủy tinh kim loại không thể được thực hiện trong phần dày hơn 57µm (vì làm mát giá rất cao, yêu cầu cho solidification mà không kết tinh) dependences R-tỷ lệ của crack tốc độ tăng trưởng đã được xác định cho 52-μm dày thép không gỉ. Thử nghiệm trên mẫu vật những rõ ràng cho thấy rằng giá trị của AKTH giảm bởi một nhân tố của hai và gần ngưỡng tốc độ tăng trưởng tăng lên đáng kể khi R-tỷ lệ được tăng lên 0.1 đến 0,5. Hồ quang kết quả trong các thỏa thuận tốt với những người báo cáo cho số lượng lớn tiêu chuẩn mẫu vật của hợp kim tương tự [31, 32]. Nó kết luận rằng có hiệu lực R-tỷ lệ nghịch đảo quan sát thấy trong vô định hình NiSiB mẫu vật không phải là một tính năng chung của mẫu vật khá mỏng nhưng nó là riêng cho hợp kim này.

Kết quả (Việt) 2:

Tăng R-tỷ lệ ở mọi cấp độ AK cho không thay đổi sự xuất hiện mặt cơ bản của bề mặt gãy, ngoại trừ giá trị thấp của AK khi mặt trở nên nhỏ hơn và tốc độ tăng trưởng giảm về tăng R-tỷ lệ 0,1-0,5. Việc giảm kích thước mặt với sự gia tăng tỷ lệ R-lúc nhỏ AK được thể hiện trong hình. 6; Tuy nhiên, có thể thấy rằng ở nồng độ cao AK (nơi có tỷ lệ tăng trưởng nứt độc lập của R-tỷ lệ) không thay đổi kích thước khía cạnh có thể được tìm thấy trên tăng R.
Các chuyển vị mở vết nứt tip (CTOD) ở các giai đoạn khác nhau của chu kỳ mệt mỏi đã được xác định ở hai cấp AK (2,5 và 5,0 MPa m) cho cả R = 0,1 và 0,5. Hình 7 cho thấy hình ảnh điển hình của một vết nứt cho K = 5 MPa m và R = 0,1; crack hoàn toàn đến K = K max và đóng cửa ở mức K = (K + 0.2K). Tải ứng dụng vs lô CTOD cho bốn sự kết hợp của AK và R-tỷ lệ được thể hiện trong hình. 8 Mỗi điểm trên những đường cong đại diện cho giá trị trung bình của CTOD (trên một khoảng cách 15 mm) cho một mẫu nhất định. Những đường cong cho thấy CTOD giảm tuyến tính với tải ứng dụng cho đến khi một ngưỡng CTOD đạt được. Điều này tương ứng để crack đóng cửa và tải trọng mà tại đó đóng cửa có thể xảy ra được, hoặc trên tải trọng tối thiểu của chu kỳ mệt mỏi (thể hiện là Kmin trên các số liệu) hoặc giá trị nhỏ hơn, tùy thuộc vào giá trị của AK và R-tỷ lệ.
Các crack đường cong tăng trưởng cho các mẫu thép không gỉ được thể hiện trong hình. 9 Ở cấp AK thấp, tốc độ tăng trưởng trong hợp kim này cũng phụ thuộc rất nhiều vào R-tỷ lệ. Tuy nhiên, trái với hợp kim vô định hình, tốc độ tăng trưởng nứt tăng với tỷ lệ R-. Sự gia tăng lớn nhất (theo hệ số # 15) được quan sát thấy ở AK = 12 MPa m khi R-tỷ lệ được tăng lên 0,1-0,5. tăng tỷ lệ R-cũng giảm AKTH từ 11 MPa m cho R = 0,1-7 MPa m cho R = 0,5. Trên AK = 12 MPa m, các đường cong hội tụ với sự gia tăng AK và ảnh hưởng của R-tỷ lệ giảm dần.
Hình 10 cho thấy sự thay đổi trong tốc độ tăng trưởng với tỷ lệ tại R-AK = 13,3 MPa m. AK này được chọn vì nó tạo ra một tốc độ tăng trưởng tại R = 0.1 tương tự như (2 x 10-6 mm) trong đó cho thấy R-hiệu quả tối đa trong thủy tinh kim loại. Vào việc tăng tỷ lệ R-trong khoảng 0,1-0,3, Crack tốc độ tăng trưởng trong thép tăng lên khoảng một bậc nhưng sau đó vẫn còn tương đối không bị ảnh hưởng bởi sự tăng thêm về giá trị của R.
Các tính năng fractographic sản xuất bằng thép không gỉ tại AK = MPa m được thể hiện trong hình. 11 cho hai giá trị của R. Bề mặt gãy xương bao gồm các khía cạnh tinh transgranular trong cả hai trường hợp. Hình 12 cho thấy hồ sơ cá nhân của vết nứt mệt mỏi trên bề mặt mẫu cho R = 0,1 AK = 13 MPa m. Con số này cho thấy bản chất transgranular mở rộng vết nứt và chỉ ra rằng vùng nhựa trong vùng lân cận của vết nứt đầu là khác nhau đáng kể so với các hợp kim vô định hình (xem hình. 4). Trong thép, biến dạng dẻo được phân phối đồng nhất hơn trong một vài hạt gần phía trước crack, mặc dù trượt phẳng là rõ ràng. Đó là phân phối này trượt không đồng nhất, đặc trưng của vật liệu năng lượng khuyết tật xếp thấp, đó là chịu trách nhiệm về mặt hình thái vết nứt quan sát gần ngưỡng.
THẢO LUẬN
Nó được biết đến là trong các hợp kim tinh thể như thép, aluminium-, titanium- và nickel-cơ sở hợp kim [2-4, 18, ​​19] tăng R -Tỷ lệ tăng tốc độ gần tốc độ tăng trưởng ngưỡng vết nứt và làm giảm giá trị của ΔKTH. Theo kết quả thử nghiệm trong phần trước, trong vô định hình Ni78Sil0B12, tỷ lệ tăng trưởng nứt gần ngưỡng cho R = 0,5 là chậm hơn so với R = 0,1. Tác dụng này của R-tỷ lệ trở nên rõ rệt hơn khi AK áp dụng là giảm và tăng gấp đôi về giá trị của AKTH được quan sát thấy khi R-tỷ lệ được nâng lên 0,1-0,5. Do đó, hiệu quả R-tỷ lệ trong vô định hình Ni 78 Si 10B 12 cho thấy một xu hướng hoàn toàn trái ngược với thường thấy với số lượng lớn, hợp kim tinh thể. Tuy nhiên, các phép đo mệt mỏi vết nứt trên các hợp kim đã được thực hiện bằng cách sử dụng các mẫu đó ít nhất dày vài mm. Để làm một so sánh đầy đủ về tác dụng R-tỷ lệ giữa NiSiB và tinh thể hợp kim vô định hình các yếu tố độ dày nên loại bỏ. Kể từ khi thủy tinh kim loại không thể được thực hiện trong các phần dày hơn 57μm (vì giá lạnh rất cao cần thiết để kiên cố mà không kết tinh) là sự phụ thuộc R-tỷ lệ tăng trưởng vết nứt đã được xác định cho một 52 mm bằng thép không rỉ dày. Kiểm tra các mẫu vật một cách rõ ràng cho thấy rằng giá trị của AKTH giảm theo hệ số hai và tốc độ tăng trưởng gần ngưỡng tăng lên đáng kể khi R-tỷ lệ tăng 0,1-0,5. Những kết quả hồ quang hợp tốt với những báo cáo cho mẫu vật với số lượng lớn tiêu chuẩn của các hợp kim tương tự [31, 32]. Có thể kết luận rằng nghịch đảo có hiệu lực R-tỷ lệ quan sát thấy trong các mẫu NiSiB vô định hình không phải là một tính năng chung của mẫu rất mỏng nhưng nó là đặc thù của hợp kim này.