DISCUSSIONIt is well-known that in

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.
In the amorphous alloy under near-threshold conditions, crack growth occurs by a shear decohesion process. The fatigue crack advances through the shear bands nucleated at the crack tip (as seen in Fig. 4). Since the metallic glass inside the shear bands does not work-harden[27], the bands offer an easy path for crack extension. This process results in the formation of faceted fracture surfaces (Figs 3 and 4). In thin stainless steel specimens the fracture surfaces also contain shear facets (Fig. 11) but the shear bands at the crack tip are crystallographic (Fig 12), as in many other crystalline materials[33-35). In the amorphous alloy, the density and distribution of the bands arc similar to those predicted using the Prandtl slip line field analysis for non-hardening materials[36].
An important aspect of near-threshold fatigue crack growth in amorphous NiSiBl2 is the correlation between crack growth rate and the size of fracture facets: when the R-ratio is raised from 0.1 to 0.5 at a constant applied AK level, both the facet size and the crack growth rate decrease (Figs 1 and 2). The facet size depends on the plastic zone size [37] and this in turn is controlled by the real (or effective) value of the stress intensity at the crack tip (ΔKeff). Therefore an increase in the facet size, at a constant applied AK level, means that the real value of stress intensity, i.e. the effective driving force for the crack extension, ΔKeff , increases when R decreases. Consequently, the deceleration of near-threshold growth rates with increasing R-ratio is associated with a reduction in ΔKeff. It should be noted that, at AK =5 MPa m where rates are almost independent of R-ratio, no significant difference in fracture morphologies could be detected. Thus at ΔK>5MPa m (until ΔK ≈75% Kc ) the driving force for crack extension remains virtually unaffected by R-ratio.
There arc two principal reasons why the effective crack driving force ΔKeff should differ from the applied ΔK. The differences could arise either from the premature closure of the crack faces during the load cycle or from local buckling of the material in the vicinity of the crack tip. Buckling becomes increasingly important with a decrease in the thickness of the specimen. The effect of both buckling and crack closure on fatigue crack growth, and hence their possible influence on A-ratio effects, will be discussed in the following sections.

Kết quả (Việt) 1:

Thảo luận
nó là nổi tiếng rằng trong các hợp kim tinh thể chẳng hạn như thép, nhôm-, Titan - và niken-cơ sở hợp kim [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 hiệu quả 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 cực kỳ mỏng nhưng nó là riêng cho hợp kim này.
trong hợp kim vô định hình các điều kiện gần ngưỡng, crack tăng trưởng xảy ra bằng cách cắt một decohesion quá trình. Sự mệt mỏi crack tiến bộ thông qua các ban nhạc cắt nucleated lúc đầu crack (như trong hình 4). Kể từ khi thủy tinh kim loại bên trong ban nhạc cắt không làm việc-cứng lại [27], các ban nhạc cung cấp một con đường dễ dàng để crack mở rộng. Quá trình này kết quả trong sự hình thành của mặt gãy bề mặt (Figs 3 và 4). Trong mẫu vật bằng thép không gỉ mỏng bề mặt gãy xương cũng chứa khía cạnh cắt (hình 11) nhưng ban nhạc cắt lúc đầu crack crystallographic (hình 12), như trong nhiều khác materials[33-35) tinh thể. Hợp kim vô định hình, mật độ và phân phối các hồ quang ban nhạc tương tự như dự đoán bằng cách sử dụng Prandtl trượt dòng lĩnh vực phân tích vật liệu cứng [36].
một khía cạnh quan trọng của tăng trưởng gần ngưỡng mệt mỏi crack trong vô định hình NiSiBl2 là sự tương quan giữa tốc độ tăng trưởng crack và kích thước của gãy xương khía cạnh: khi tỷ lệ R nâng lên từ 0.1 0,5 ở mức AK ứng dụng liên tục, cả hai khía cạnh kích thước và tốc độ tăng trưởng crack giảm (Figs 1 và 2). Khía cạnh kích thước phụ thuộc vào kích thước nhựa khu [37] và điều này lần lượt được điều khiển bởi giá trị thực tế (hoặc có hiệu quả) của cường độ căng thẳng lúc đầu crack (ΔKeff). Do đó tăng kích thước khía cạnh, tại một liên tục áp dụng cho cấp AK, có nghĩa là giá trị thực của cường độ căng thẳng, tức là có hiệu quả động lực cho phần mở rộng crack, ΔKeff, tăng khi R giảm. Do đó, giảm tốc độ tốc độ tăng trưởng gần ngưỡng với sự gia tăng tỷ lệ R được kết hợp với một sự giảm trong ΔKeff. Cần lưu ý rằng, ở AK = 5phút MPa nơi tỷ lệ là gần như độc lập của R-tỷ lệ, không có sự khác biệt đáng kể trong gãy xương morphologies có thể được phát hiện. Do đó lúc ΔK > 5MPa m (cho đến khi ΔK ≈75% Kc) các lái xe lực lượng cho crack mở rộng vẫn hầu như không bị ảnh hưởng bởi R-tỷ lệ.
có arc hai lý do chính tại sao hiệu quả crack lái xe lực lượng ΔKeff nên khác nhau từ ứng dụng ΔK. Sự khác biệt có thể phát sinh từ việc đóng cửa sớm của khuôn mặt crack trong chu kỳ tải hoặc từ sự oằn địa phương của vật liệu trong vùng lân cận đầu crack. Sự oằn trở nên ngày càng quan trọng với sự suy giảm độ dày của mẫu vật. Tác dụng của cả hai sự oằn và crack closure ngày mệt mỏi crack tăng trưởng, và do đó của họ có thể ảnh hưởng đến A-tỷ lệ tác dụng, sẽ được thảo luận trong các phần sau.

Kết quả (Việt) 2:

THẢO LUẬN
Nó được biết đến là trong các hợp kim tinh thể như thép, aluminium-, titanium- và hợp kim nickel-cơ sở [2-4, 18, ​​19] tăng R -Tỷ lệ tăng tốc tốc độ tăng trưởng nứt gần ngưỡng 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.
Trong hợp kim vô định hình trong điều kiện gần ngưỡng, crack tăng trưởng xảy ra bởi một quá trình cắt decohesion . Các vết nứt mệt mỏi tiến bộ thông qua các ban nhạc có nhân cắt ở đầu vết nứt (như trong hình. 4). Kể từ khi thủy tinh kim loại bên trong dải hình không hoạt động, cứng [27], các ban nhạc cung cấp một con đường dễ dàng để mở rộng vết nứt. Quá trình này kết quả trong việc hình thành bề mặt gãy xương sắc cạnh (hình 3 và 4). Bằng thép không gỉ mỏng mẫu vật bề mặt gãy xương cũng có mặt cắt (Hình 11). Nhưng các băng cắt ở đầu vết nứt là tinh thể (Hình 12), cũng như nhiều vật liệu tinh thể khác [33-35). Trong hợp kim vô định hình, mật độ và phân phối của ban nhạc hồ quang tương tự như những dự đoán bằng cách sử dụng Prandtl trượt phân tích lĩnh vực đường cho vật liệu không cứng [36].
Một khía cạnh quan trọng của gần ngưỡng tăng trưởng mệt mỏi vết nứt trong vô định hình NiSiBl2 là sự tương quan giữa nứt tốc độ tăng trưởng và kích thước của mặt gãy xương: khi R-tỷ lệ được nâng lên 0,1-0,5 ở mức AK ứng dụng liên tục, cả hai kích thước mặt và giảm tốc độ tăng trưởng nứt (hình 1 và 2). Kích thước mặt phụ thuộc vào kích thước vùng nhựa [37] và điều này lần lượt được điều khiển bởi giá trị thực (hay hiệu quả) của cường độ căng thẳng ở đầu crack (ΔKeff). Do đó sự gia tăng kích thước khía cạnh, ở một mức độ AK ứng dụng liên tục, có nghĩa là giá trị thực của cường độ căng thẳng, tức là động lực hiệu quả để mở rộng vết nứt, ΔKeff, tăng lên khi R giảm. Do đó, sự giảm tốc của tốc độ tăng trưởng gần ngưỡng với sự gia tăng tỷ lệ R-có liên quan với việc giảm ΔKeff. Cần lưu ý rằng, AK = 5 MPa m nơi có tỷ lệ gần như độc lập với R-tỷ lệ, không có sự khác biệt về hình thái gãy xương có thể được phát hiện. Vì thế, tại ΔK> 5Mpa m (cho đến khi ΔK ≈75% Kc) là động lực để mở rộng vết nứt vẫn hầu như không bị ảnh hưởng bởi R-tỷ lệ.
Có hồ quang hai lý do chính tại sao lực lượng ΔKeff vết nứt hiệu quả lái xe nên phân biệt với ΔK áp dụng. Sự khác biệt có thể phát sinh hoặc từ việc đóng cửa sớm trong những gương mặt vết nứt trong chu kỳ tải hoặc mất ổn định cục bộ của vật liệu trong vùng lân cận của đầu crack. Oằn trở nên ngày càng quan trọng với việc giảm độ dày của mẫu vật. Hiệu quả của cả oằn và nứt đóng cửa tăng trưởng mệt mỏi crack, và do đó ảnh hưởng của chúng đối với hiệu ứng A-tỷ lệ, sẽ được thảo luận trong các phần sau.