In the amorphous alloy under near-t

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.
CRACK CLOSURE
The effect of R-ratio on near threshold crack growth rates in crystalline alloys has most commonly been ascribed to crack closure phenomena. The formation of corrosion deposits [17], fracture surface roughness[15, 16] and residual stresses—especially in thin specimens where the size of plastic zone is large relative to the sample thickness[4, 11,12], have all been suggested as mechanisms by which clousre occurs. The consequence of closure of the crack surfaces above the minimum load of the fatigue cycle is to decrease the stress intensity range (ΔK) experienced at the crack tip from the applied value ΔK to a lower value ΔKceff (where superscript c refers to closure), thus:
(2)
where Kcl is the value of stress intensity value at which two surfaces first come into contact.
The R-ratio dependence of near threshold growth rates in 52-µm thick stainless steel samples can qualitatively be explained using roughness-induced closure arguments. At low ΔK levels crack growth occurs in this alloy by shear displacements along active slip planes within the individual grains and this gives rise to rough, faceted surfaces. At low R-ratios where CTODs are comparable to the size of the fracture surface roughness, the irregular facets tend to contact each other before Amin is reached. If we assume that the surface roughness (characterized by the height and width of the asperities) is determined by the grain size of the material, it follows that is a constant. Thus the initial increase in growth rate in Fig. 10 may be attibuted to the increase in ΔKeff with R-ratio which occurs when Kcl > Kmin. At a critical R-ratio (R = 0.4) the minimum CTOD becomes equal to the amplitude of asperities so that Kcl = Kmin. Above this value, Kcl 0) then ΔKeff might decrease with increasing R-ratio. With these assumptions it may be possible to explain the inverse dependence of growth rates on R-ratio in the amorphous alloy. The role of crack closure in modifying the effective crack driving force can be assessed from load vs CTOD curves shown in Fig. 8(a) and 8(b). In these graphs closure loads are depicted by the load levels at which sudden changes in gradient occur. At ΔK = 2.5 MPa m and R = 0.1 the gradient of the load vs CTOD curve in Fig. 8 starts to increase sharply above Kmin which indicates that Kcl > Kmin. The values of Kcl, and Kceff can be expressed as
(3)
However, for
Similarly at ΔK = 5 MPa m where the R-ratio does not affect crack propagation rates and fracture morphologies, for R = 0.1
and at R= 0.5
The above analysis shows that in amorphous Ni7gSi,0B,2 crack closure occurs, and at low R-ratios reduces the value of ΔKceff at ΔK m 2.5 MPa m (where crack growth rates are faster at low R-ratios) as well as at ΔK = 5 MPa m (where growth rates are not affected by R). These results disprove the hypothesis that increases with R-ratio to reduce AKceff and therefore, this is not a tenable explanation of the inverse R-ratio dependence of crack growth rates. Closure is probably due to the premature contact of asperities on the fracture surfaces which occurs during the shear displacements required for crack extension (Fig. 7), as in the case of stainless steel. However, the lower values of ΔKeff necessary for the formation of small facets and the slower growth rates observed at high R-ratios imply that in this alloy there must be other factors that decrease the crack driving force at high R-ratios, despite the effect of crack closure.
BUCKLING
The transverse stresses at the boundary of an edge (or central) crack in uniaxially loaded specimens are compressive in nature. In thin sheets these compressive stresses can cause local buckling of the regions adjacent to the crack and can thus affect fracture and fatigue behaviour [32, 38-40].

Kết quả (Việt) 1:

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), cũng như ở nhiều khác materials[33-35) tinh thể. Trong hợp kim vô định hình, mật độ và phân phối của các ban nhạc hồ quang tương tự như dự đoán bằng cách sử dụng phiếu Prandtl 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 R-tỷ lệ tăng từ 0.1 lên 0,5 tại một liên tục áp dụng AK cấp, 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, 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 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 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.
CRACK đóng cửa
tác dụng của R-tỷ lệ trên gần ngưỡng crack tốc độ tăng trưởng trong các hợp kim tinh thể phổ biến nhất được gán cho crack hiện tượng đóng cửa. Sự hình thành của tiền gửi ăn mòn [17], gãy xương bề mặt gồ ghề [15, 16] và nhấn mạnh dư — đặc biệt là trong mỏng mẫu vật nơi kích thước của khu vực nhựa là lớn tương đối so với độ dày mẫu [4, 11,12], có tất cả được đề xuất là cơ chế bởi clousre đó xảy ra. Các hậu quả của việc đóng cửa của các bề mặt vết nứt trên tải chu kỳ mệt mỏi, tối thiểu là để giảm căng thẳng cường độ phạm vi (ΔK) có kinh nghiệm tại đầu crack từ ứng dụng giá trị ΔK cho một thấp giá trị ΔKceff (nơi superscript c đề cập đến đóng cửa), do đó:
(2)
nơi Kcl là giá trị của giá trị cường độ căng thẳng tại đó hai bề mặt đầu tiên đi vào liên hệ.
Sự R-tỷ lệ phụ thuộc của gần mức tăng trưởng ngưỡng 52-μm thép không gỉ dày mẫu chất lượng có thể được giải thích bằng cách sử dụng gây ra gồ ghề đóng cửa đối số. Ở cấp độ thấp ΔK crack tăng trưởng xảy ra trong hợp kim này bởi displacements cắt dọc theo máy bay hoạt động trượt trong các hạt cá nhân và điều này cho phép tăng đến bề mặt thô, mặt. Thấp R-tỷ lệ nơi CTODs được so sánh với kích thước của gãy xương bề mặt gồ ghề, các khía cạnh bất thường có xu hướng để liên lạc với nhau trước khi Amin được đạt tới. Nếu ta giả sử rằng bề mặt gồ ghề (đặc trưng bởi các chiều cao và chiều rộng của các asperities) được xác định bởi kích thước hạt của vật liệu, nó có nghĩa là sau một hằng số. Do đó tăng ban đầu ở tốc độ tăng trưởng trong hình. 10 có thể là attibuted để tăng ΔKeff với R-tỷ lệ xảy ra khi Kcl > Kmin. R-tỷ lệ quan trọng (R = 0.4) tối thiểu CTOD trở thành bằng với biên độ của asperities vì vậy đó Kcl = Kmin. Ở trên giá trị này, Kcl < Kmin, rất ΔKc eff = ΔK và do đó crack tăng trưởng tỷ giá trở thành hầu như không bị ảnh hưởng bởi tiếp tục tăng trong R-tỷ lệ, trong aggreement với hình 10. Nó cũng có thể rằng các chế độ II loại cắt displacements mà đi kèm với gần ngưỡng crack phát triển trong hợp kim này tạo điều kiện cho số liên lạc asperity và do đó thúc đẩy crack đóng cửa [16].
rõ ràng là không thể giải thích sự phụ thuộc R-tỷ lệ nghịch đảo của mức tăng trưởng crack vô định hình Ni78Si10B12 của mô hình này. Vào tài khoản cho ΔKeff nhỏ lúc cao R-tỷ lệ, giá trị của Kcl nên phụ thuộc vào R-tỷ lệ, tức là nếu Kc, tăng với Kmax và nếu tỷ lệ tăng trong Kcl, vượt quá của Kmax (dKcl /dKmax > 0) sau đó ΔKeff có thể giảm với sự gia tăng tỷ lệ R. Với những giả định nó có thể để giải thích sự phụ thuộc nghịch đảo của tốc độ tăng trưởng trên R-tỷ lệ trong hợp kim vô định hình. Vai trò của crack đóng cửa trong sửa đổi các crack hiệu quả lái xe lực lượng có thể được đánh giá từ tải vs CTOD đường cong Hiển thị trong hình 8(a) và 8(b). Trong các đồ thị đóng cửa tải được mô tả bởi mức tải mà tại đó các thay đổi đột ngột trong gradient xảy ra. Ở ΔK = 2.5 MPa m và R = 0,1 gradien của đường cong CTOD vs tải trong hình 8 bắt đầu tăng mạnh trên Kmin mà chỉ ra rằng Kcl > Kmin. Các giá trị của Kcl, và Kceff có thể được biểu thị dưới dạng
(3)
Tuy nhiên, cho
tương tự như vậy tại ΔK = 5 m MPa nơi R-tỷ lệ không ảnh hưởng đến crack tuyên truyền tỷ giá và gãy xương morphologies, r = 0,1
và tại R = 0,5
phân tích ở trên cho thấy rằng trong vô định hình Ni7gSi, 0B, 2 crack đóng cửa xảy ra, và tại thấp R-tỷ lệ giảm giá trị của ΔKceff tại ΔK m 2.5phút MPa (nơi crack tốc độ tăng trưởng nhanh hơn lúc thấp R-tỷ lệ) cũng như tại ΔK = 5 MPa m (nơi tốc độ tăng trưởng sẽ không bị ảnh hưởng bởi R). Những kết quả này bác bỏ giả thuyết rằng tăng với R-tỷ lệ để giảm AKceff và do đó, đây không phải là một lời giải thích tenable của sự phụ thuộc R-tỷ lệ nghịch đảo của crack tốc độ tăng trưởng. Đóng cửa có thể do số liên lạc sớm các asperities trên các bề mặt gãy xương xảy ra trong displacements cắt cần thiết để crack mở rộng (hình 7), như trường hợp thép không gỉ. Tuy nhiên, Các giá trị thấp hơn của ΔKeff cần thiết cho sự hình thành của các khía cạnh nhỏ và các mức tăng trưởng chậm hơn quan sát tại cao R-tỷ lệ ngụ ý rằng trong hợp kim này phải có các yếu tố khác giảm vết nứt lái xe lực lượng cao R-tỷ lệ, mặc dù hiệu quả của crack đóng cửa.
BUCKLING
Những căng thẳng ngang tại nứt ranh giới của một cạnh (hoặc trung tâm) uniaxially nạp mẫu vật được nén trong tự nhiên. Trong tấm mỏng những nén áp lực có thể gây ra sự oằn địa phương trong vùng lân cận để crack và có thể do đó ảnh hưởng đến gãy xương và mệt mỏi hành vi [32, 38-40].

Kết quả (Việt) 2:

Trong hợp kim vô định hình trong điều kiện gần ngưỡng, tăng trưởng nứt xảy ra theo một quy trình decohesion cắt. 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 crack 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.
CRACK ĐÓNG CỬA
Ảnh hưởng của R-tỷ lệ về tốc độ tăng trưởng gần ngưỡng nứt trong các hợp kim tinh thể có phổ biến nhất được gán cho những hiện tượng nứt đóng cửa. Sự hình thành của tiền gửi ăn mòn [17], gãy bề mặt gồ ghề [15, 16] và căng thẳng, đặc biệt là còn sót lại trong mẫu vật mỏng mà kích thước của khu nhựa là lớn so với các mẫu có độ dày [4, 11,12], có tất cả được đề nghị là cơ chế mà các clousre xảy ra. Hậu quả của việc đóng cửa của các bề mặt vết nứt trên tải trọng tối thiểu của chu kỳ mệt mỏi là để giảm phạm vi cường độ căng thẳng (ΔK) kinh nghiệm ở mũi vết nứt từ ΔK giá trị áp dụng cho một giá trị thấp hơn ΔKceff (nơi superscript c đề cập đến đóng cửa), như sau:
(2)
nơi KCl là giá trị của giá trị cường độ căng thẳng mà hai bề mặt tiếp xúc đầu tiên.
Sự phụ thuộc R-tỷ lệ tăng trưởng trong ngưỡng gần 52 mm mẫu thép không gỉ dày chất lượng có thể được giải thích bằng cách sử dụng thô ráp gây ra đóng cửa đối số. Tại ΔK thấp mức độ nứt tăng trưởng xảy ra trong hợp kim này bằng cách chuyển vị cắt dọc theo mặt phẳng trượt hoạt động trong các loại ngũ cốc cá nhân và điều này làm phát sinh khó khăn, bề mặt mặt. Tại R-tỷ lệ thấp, nơi CTODs được so sánh với kích thước của bề mặt gồ ghề gãy xương, các khía cạnh không thường xuyên có xu hướng liên lạc với nhau trước khi Amin là đạt. Nếu chúng ta giả định rằng độ nhám bề mặt (đặc trưng bởi chiều cao và chiều rộng của asperities) được xác định bởi kích thước hạt của vật liệu, nó sau đó là một hằng số. Vì vậy, sự gia tăng đầu tiên trong tốc độ tăng trưởng trong hình. 10 có thể được attibuted để tăng ΔKeff với R-tỷ lệ xảy ra khi KCl> Kmin. Tại một tỷ lệ quan trọng-R (R = 0,4) các CTOD tối thiểu trở nên bằng biên độ của asperities để KCl = Kmin. Trên giá trị này, KClRõ ràng nó không phải là có thể giải thích nghịch đảo R-tỷ lệ phụ thuộc của tốc độ tăng trưởng crack trong vô định hình Ni78Si10B12 bởi mô hình này. Để giải thích cho ΔKeff nhỏ ở R-tỷ lệ cao, giá trị của KCl nên phụ thuộc vào R-tỷ lệ, nghĩa là nếu Kc, tăng với Kmax và nếu tỷ lệ tăng trong dung dịch KCl, vượt trội so với Kmax (dKcl / dKmax> 0) sau đó ΔKeff có thể giảm với sự gia tăng tỷ lệ R-. Với những giả định nó có thể có thể giải thích sự phụ thuộc nghịch đảo của tốc độ tăng trưởng trên R-tỷ lệ trong hợp kim vô định hình. Vai trò của các vết nứt đóng cửa trong việc sửa đổi các vết nứt động lực hiệu quả có thể được đánh giá từ tải vs đường cong CTOD hình. 8 (a) và 8 (b). Trong các đồ thị tải đóng cửa được mô tả bởi các mức tải mà tại đó sự thay đổi đột ngột về độ dốc xảy ra. Tại ΔK = 2,5 MPa m và R = 0,1 độ chênh lệch của tải vs CTOD đường cong trong hình. 8 bắt đầu tăng mạnh trên Kmin mà chỉ ra rằng KCl> Kmin. Các giá trị của KCl, và Kceff có thể được thể hiện như
(3)
Tuy nhiên, cho
Tương tự như vậy ở ΔK = 5 MPa m mà R-tỷ lệ không ảnh hưởng đến tỷ lệ lan truyền vết nứt và gãy xương hình thái học, cho R = 0,1
và R = 0,5
ở trên Phân tích cho thấy rằng trong vô định hình Ni7gSi, 0B, 2 vết nứt đóng cửa xảy ra, và R-tỷ lệ thấp làm giảm giá trị của ΔKceff tại ΔK m 2,5 MPa m (trong đó tốc độ tăng trưởng nhanh hơn vết nứt tại R-tỷ lệ thấp) cũng như tại ΔK = 5 MPa m (trong đó tốc độ tăng trưởng không bị ảnh hưởng bởi R). Những kết quả này bác bỏ giả thuyết cho rằng tăng với R-tỷ lệ giảm AKceff và do đó, đây không phải là một lời giải thích biện hộ của nghịch đảo R-tỷ lệ phụ thuộc của tốc độ tăng trưởng crack. Đóng cửa có lẽ là do sự tiếp xúc sớm của asperities trên bề mặt đứt gãy xảy ra trong quá trình chuyển vị cắt cần thiết để mở rộng vết nứt (Hình 7)., Như trong trường hợp của thép không gỉ. Tuy nhiên, giá trị thấp hơn của ΔKeff cần thiết cho sự hình thành của các mặt nhỏ và tốc độ tăng trưởng chậm hơn quan sát thấy ở R-tỷ lệ cao có nghĩa là trong hợp kim này phải có các yếu tố khác làm giảm các vết nứt động lực tại R-tỷ lệ cao, mặc dù hiệu quả crack đóng cửa.
oằn
Các ngang nhấn mạnh tại ranh giới của một cạnh (hoặc trung tâm) vết nứt trong các mẫu uniaxially nạp được nén trong tự nhiên. Trong tấm mỏng nén những căng thẳng có thể gây mất ổn định cục bộ của các khu vực tiếp giáp với các vết nứt và do đó có thể ảnh hưởng đến gãy xương và mệt mỏi hành vi [32, 38-40].