IMG(8 289 (2)

Tablica 13.1

Charakterystyka krystalograficzna faz powstających podczas rekrystalizacji kilku szkieł metalicznych

Elap rekrystalizacji wg rys. 13.5	| PdSi20	FeP13C7	CoSil5B10
	RSC	RPC	HZ
I	a = 0,3921 nm	a = 0,2861 mm	a = 0,2496 nm c = 0,4041 nm
	RSC	RPC	HZ
II	a *= 0,389 nm	a = 0,287 nm	a = 0,251 nm c = 0,407 nm
III	złożona struktura krystaliczna nieznanego typu
	Pd	Fe	Co
IV	PdjSi	FejC Fe,P	CojSi Co3B

albo stosunkiem temperatur początku krystalizacji T_x i krzepnięcia T_K:

^Ts = ^Tx/T_K.    (|jj

Oba te kryteria są mało dokładne, bowiem wartości zarówno 7^ jak i r₂zaką« szybkości zmian temperatury.

Analizując te kryteria stwierdzono, że T_s zawarte jest w przedziale wartości:0,k dla najmniej trwałego szkła (AuSil9) i 0,83 dla najtrwalszego termicznie sttt (PtNi24P20).

Stabilność termiczna szkieł jest duża w razie wysokich temperatur począth krystalizacji T_x i niskich temperatur krzepnięcia T_K. Powiększenie trwałości eto | zapewnia więc obniżenie temperatury topnienia przez wzrost liczby składniłótl stopowych.

13.3. PLASTYCZNOŚĆ SZKIEŁ METALICZNYCH

Szkła metaliczne ogólnie odznaczają się dobrą plastycznością i, co najważnkjsc brakiem umocnienia. Mimo znacznej ilości materiału doświadczalnego, nie oprao> wano dotychczas ogólnej teorii odkształcenia, a różne hipotezy, często kontrowersyjne, tłumaczą tylko zachowanie się konkretnych stopów.

Odkształcenie plastyczne szkieł metalicznych ma charakter niejednorodny poślizgu, prowadzącego do powstawania przełomu w płaszczyźnie poślizgu. Stwier dzono, iż pasmom poślizgu wewnątrz materiału odpowiadają na jego powietzcłm uskoki o wysokości ok. 0,2 jjm. Stwierdzono również, iż poślizg zlokalizował) j (niejednorodny) szkieł jest łatwiejszy niż odkształcenie jednorodne.

133. Plastyczność szkieł metalicznych

289

Powstawanie pasm poślizgu szkieł można by wyjaśnić teorią dyslokacji, ale wobec braku symetrii translacyjnej struktury szkła nie można zaobserwować tych dyslokacji. Z tego powodu zamiast wątpliwej przydatności pojęcia dyslokacji, wprowadzono poiecie nieciągłości struktury i niewysycenia wiązań w gęsto wypełnionej nie uporządkowanej strukturze szkła.

Jedna z hipotez przyjmuje model odkształcenia jako poślizg (względne przesunięcie) dwóch „stałych” płaszczyzn rozdzielonych cienką warstewką „cieczy”. Heterogeniczne zarodkowanie takiego poślizgu związane jest z jego lokalnym charakterem, wywołanym gwałtownym zmniejszeniem się lepkości materiału z powodu wzrostu objętości w strefie tworzącego się mikropęknięcia. Dalsze odkształcenie powodujące ścinanie na krawędzi rosnącego pęknięcia nie zmienia gęstości, a tym samym lepkość materiału w paśmie poślizgu w dalszym ciągu jest mała.

Nowszy pogląd zakłada możliwość heterogenicznego zarodkowania poślizgu tylko w miejscach nieregularności powierzchni lub koncentracji objętości nadmiarowej. Rozwój poślizgu jest najprawdopodobniejszy dzięki wtórnemu zarodkowaniu poślizgu w obszarze frontu poślizgu. Objętość nadmiarowa powstała wskutek poślizgu może się przemieszczać tylko pod wpływem działania pewnych naprężeń ścinających. Granicę między materiałem odkształconym i nieodkształconym można traktować jako specjalny rodzaj dyslokacji, o zmiennym module i kierunku wektora przemieszczenia (tzw. dyslokacje Somigliany).

Obserwowany zlokalizowany poślizg można więc tłumaczyć występowaniem

—    heterogenicznego mechanizmu jego zarodkowania,

—    szerokiego frontu poślizgu albo działaniem

—    koncentracji objętości nadmiarowej w paśmie poślizgu, wywołanej działaniem pola naprężeń dyslokacji Somigliany.

Powstawanie pęknięć przy rozciąganiu jest wywołane lokalnym wzrostem objętości nadmiarowej przemieszczającej się pod działaniem gradientu naprężenia hydrostatycznego na froncie zarodkującego pęknięcia. Jeżeli promień krzywizny frontu zmniejsza się, to gradient naprężenia hydrostatycznego powiększa się, skutkiem czego rozwój pęknięcia jest procesem niestabilnym, tworzącym żyłkowatą powierzchnię przełomu.

Podsumowując przytoczone poglądy dotyczące mechanizmu odkształcenia plastycznego szkieł metalicznych, trzeba stwierdzić, iż brak w ich strukturze translacyjnej symetrii wyklucza prosty mechanizm poślizgu dyslokacyjnego, powodując odrębność procesów odkształcenia i dekohezji. Mechanizm odkształcenia zależy głównie od temperatury: w niskich temperaturach ma charakter niejednorodny, lokalnego ścinania pasm materiału, natomiast w pobliżu temperatury zeszklenia ma charakter jednorodnego płynięcia.

W pierwszym przypadku tworzą się wąskie strefy pasm ścinania nachylone do kierunku rozciągania pod kątem 45 -h 54°. Konsekwencją jest dekohezja w strefie poślizgu i przełom z powodu przerwania ciągłości lokalnie odkształconego materiału. Stopy wykazujące pasma ścinania odznaczają się dużą riągliwością nawet