GRANICE MIĘDZYFAZOWE OSNOWA-CZĄSTKA WZMACNIAJĄCA W WYBRANYCH KOMPOZYTACH IN SITU I EX SITU

Transkrypt

1 47/18 ARCHIWUM ODLEWNICTWA Rok 2006, Rocznik 6, Nr 18 (1/2) ARCHIVES OF FOUNDRY Year 2006, Volume 6, N o 18 (1/2) PAN Katowice PL ISSN GRANICE MIĘDZYFAZOWE OSNOWA-CZĄSTKA WZMACNIAJĄCA W WYBRANYCH KOMPOZYTACH IN SITU I EX SITU E. FRAŚ, 1 A. JANAS 2, A. KOLBUS 3, E. OLEJNIK 4 Wydział Odlewnictwa AGH, Kraków, ul. Reymonta 23 STRESZCZENIE Podczas wytwarzania kompozytów MMCs wzmocnionych cząstkami pojawiają się problemy optymalizacyjne związane z charakterem granic międzyfazowych osnowa-cząstka wzmacniająca, np. przy syntezie węglika tytanu w kompozytach in situ Al/TiC, Al/TiB 2, Ni 3 Al/TiC powstają duże naprężenia wewnętrzne, wynikające z różnic w wielkości współczynników rozszerzalności termicznej i modułów sprężystości [1,2]. Naprężenia te mają istotny wpływ na właściwości mechaniczne kompozytów [3,4,5]. Dodatkowy problem, to reaktywność układu cząstka-osnowa co zaobserwowano w kompozycie ZA27/NiAl. Mikrostruktura i właściwości granicy rozdziału faz w kompozytach Al/TiC i Al/TiB 2 (wytworzonych metodą SHSB) [6] były przedmiotem badań przy zastosowaniu transmisyjnej mikroskopii elektronowej. Badano naprężenia wewnętrzne osnowy w pobliżu cząstek TiC i TiB 2. Wykorzystując mikroskopię skaningową i mikroanalizę rentgenowską określono niejednorodność składu chemicznego na granicy cząstka-osnowa dla kompozytów: Ni 3 Al/TiC (otrzymanego metodą SHSB), AlSi/SiC (otrzymanego metodą infiltracji samorzutnej) i ZA27/NiAl otrzymanego (metodą mieszania.) Key words: composite in situ, composite ex situ, particle TiC, SiC, TiB 2, SHSB. 1. WSTĘP Kompozyty MMCs traktuje się jako materiały zaawansowanej techniki dzięki ich wysokim właściwościom mechanicznym, wysokiemu stosunkowi wytrzymałości do gęstości oraz odporności na pękanie [7,8]. Materiały te łączą w sobie wysoką 1 prof.dr hab.inż.., 2 dr, 3 mgr inż., 4 mgr inż. 297

2 wytrzymałość i sztywność cząstek wzmacniających, zarówno ceramicznych, jak i cząstek faz międzymetalicznych z plastycznym materiałem osnowy. W kompozytach zarówno cząstka jak i osnowa zachowują swoje właściwości fizyczne i chemiczne, lecz razem tworzą kombinację właściwości mechanicznych niemożliwą do osiągnięcia oddzielnie. Dzieje się tak dzięki specyficznym właściwościom granicy rozdziału faz obu jej składników. Ważne są różne aspekty struktury granicy międzyfazowej rozumianej nie jako wyłącznie geometryczna powierzchnia kontaktu ceramiki z osnową, lecz pewien obszar w którym chemiczne, fizyczne i mechaniczne właściwości ulegają zmianom [9]. W wyniku procesu wytwarzania kompozytu mogą występować granice o różnym stopniu koherencji, zawierające różnego rodzaju defekty. Poza tym na granicy faz mogą pojawić się produkty reakcji ceramicznej cząstki z metaliczną osnową obniżające wytrzymałość kompozytu. Ze względu na relatywnie proste i tanie metody otrzymywania oraz izotropowe własności mechaniczne kompozyty o osnowie metalowej, umacniane cząstkami ceramicznymi: SiC, TiC, Al 2 O 3, czy TiB 2 są przedmiotem wielu prac [10,11,12]. Jakość wiązań na granicy międzyfazowej wywiera duży wpływ na właściwości wytworzonego materiału. Powszechnie akceptowany jest pogląd, że relatywnie słabe wiązania na granicy rozdziału są korzystne dla polepszenia odporności na pękanie osnowy kompozytu wzmacnianego ceramicznymi włóknami. Plastyczność metalicznej osnowy kompozytu również rośnie w przypadku relatywnie słabych wiązań [3,4]. 2. METODYKA I WYNIKI BADAŃ W prezentowanej pracy badano kompozyty otrzymane trzema metodami: a) syntezy SHSB tj. samorozprzestrzeniającą się egzotermiczną reakcję syntezy w brykiecie mieszaniny proszków metal-niemetal, umieszczonym w kąpieli ciekłego metalu. Tak syntetyzowano przedstawione w opracowaniu kompozyty: Al/TiC, Al/TiB 2, Ni 3 Al/TiC [11,12,13,14] b) infiltracji samorzutnej, która polega na takim zwiększeniu zwilżalności cząstek przez ciekły metal, że wskutek sił kapilarnych, kąpiel wypełnia pory preformy bez konieczności stosowania ciśnienia zewnętrznego. Tak syntetyzowano kompozyt AlSi/ SiC. c) mieszania polegającą na wymieszaniu cząstek fazy wzmacniającej z ciekłym metalem (proces vortex ) lub w stanie ciekło - stałym. Cząstkami fazy umacniającej są najczęściej ściśle dobrane, co do rozmiaru cząstki TiC, TiB 2, Al 2 O 3, TiN, B, SiC lub rozdrobnione cząstki syntetycznie otrzymanych aluminidów np. Ni 3 Al, NiAl, Fe 3 Al, FeAl, TiAl, Ti 3 Al. Tak syntetyzowano kompozyt ZA27/NiAl. 2.1 Kompozyt Al/TiC Kompozyt otrzymano metodą SHSB. Czyste aluminium, roztopiono i przegrzano do temperatury 1473 K, po czym na powierzchnię kąpieli wprowadzano brykiety (sprasowane bez stosowania lepiszcza pod ciśnieniem 600Mpa proszki Al, Ti oraz C). 298

3 Gotową suspensję odlewano do kokili. Badaniom poddano kompozyty o osnowie aluminium zawierające 8 % węglika tytanu. Udział cząstek węglika tytanu określono metodą metalografii ilościowej. Z badań metalograficznych ( np. rys 1) wynika, że cząstki węglika koncentrują się w przestrzeniach międzydendrytycznych aluminiowej osnowy. Rozmiar większości cząstek mieści się w granicach do 10 µm natomiast ich wymiar maksymalny osiąga 120 µm (rys.1) Do badań granic międzyfazowych wykorzystano mikroskop elektronowy wyposażony w detektor X-EDS. Na rysunku 3 pokazano strukturę dyslokacyjną w pobliżu granicy międzyfazowej węglik-aluminium, skąd wynika że największą koncentrację dyslokacji obserwuje się tuż przy granicach międzyfazowych. Uwzględniając fakt wzrostu cząstek w ciekłym aluminium można założyć, że powstałe dyslokacje są efektem naprężeń termicznych powstających podczas chłodzenia kompozytu w stanie stałym. Przeprowadzone badania wykazały również brak chemicznych stref przejściowych na granicach cząstka-osnowa co świadczy o tym że powstałe w ciekłym aluminium cząstki nie reagują z osnową. 10 µm 50µm Rys. 1. Mikrostruktura kompozytu Al/TiC Fig. 1. Microstructure of the Al/TiC composite Rys. 2. Skaningowy obraz kompozytu Al/TiB 2 Fig 2. Scanning picture of the Al/TiB 2 composite a) b) 100 nm 200 nm Rys. 3. Struktura dyslokacyjna kompozytu Al/TiC, a) na granicy rozdziału faz, b) wewnątrz cząstki TiC Fig. 3. Dislocation structure of Al/TiC composite, a) at the interphase boundary, b) inside of particle TiC 299

4 2.2 Kompozyt Al/TiB 2 Badaniom poddano kompozyty o osnowie aluminium zawierające 5 % TiB 2. Materiał ten otrzymano również metodą SHSB [15]. Badania mikrostruktury otrzymanego kompozytu prowadzono za pomocą wysokorozdzielczego, transmisyjnego mikroskopu elektronowego JEM 3010, oraz mikroskopu skaningowego JSM Rentgenowską analizę fazową przeprowadzono na dyfraktometrze Philips PW1130 z lampą Cu Kα. Zanotowano znaczny rozrzut wielkości cząstek. TiB 2 od 10µm do kilkuset µm. (Rys.2). Badanie struktury kompozytu metodą cienkich folii przy pomocy mikroskopu elektronowego wykazały podobnie jak dla kompozytu Al /TiC większą koncentrację dyslokacji w pobliżu granicy osnowa-cząstka, niż wewnątrz osnowy (Rys. 4). Obecne w kompozycie umocnienie TiB 2 jest źródłem naprężeń wynikających z różnic współczynników rozszerzalności cieplnej osnowy i cząstek. Naprężenia te mogą być częściowo uwalniane między innymi poprzez tworzenie się w osnowie dyslokacji. Jak już wspomniano strukturę granicy rozdziału faz badano przy pomocy mikroskopii wysokorozdzielczej Badania te wykazały brak produktów reakcji oraz stref przejściowych na granicach rozdziału osnowa aluminiowa-węglik TiB 2. a) b) 0,2µm 0,2µm Rys. 4. Struktura dyslokacyjna kompozytu Al/TiB 2,: a) przy granicy rozdziału faz, b) wewnątrz aluminiowej osnowy Fig. 4. Dislocation structure of Al/TiB 2 composite: a) at interphase boundary, b) inside of the aluminium matrix 2.3 Kompozyt Ni 3 Al/TiC Kompozyt Ni 3 Al/TiC, o udziale objętościowym 10 % TiC, otrzymano metodą SHSB. Mikrostrukturę tego kompozytu przedstawia rys.5. Obszary granic osnowa-cząstka poddano badaniom skaningowym i mikroanalizie rentgenowskiej. Cząstki fazy wzmacniającej rozmieszczone są w osnowie w przestrzeniach międzydendrytycznych, a ich rozmiary mieszczą się w granicach do około 10 µm. W wybranych obszarach na granicy faz wykonano analizę punktową, która nie wykazała innych faz poza osnową i umocnieniem TiC. 300

5 Rys. 5. Skaningowy obraz kompozytu Ni 3 Al / TiC. Pow. 500x Fig. 5. Scanning picture of the Ni 3 Al / TiC composite. Magn. 500x Rys. 6. Obraz elektronowy topograficzny powierzchni kompozytu AlSi /SiC. Pow.500x Fig. 6. Topographic SEM picture of the surface of AlSi /SiC composite. Magn.500x 2.4 Kompozyt AlSi /SiC Kompozyt o osnowie stopu Al-Si z cząstkami węglika krzemu otrzymano metodą infiltracji samorzutnej z wykorzystaniem procesu infiltracji ciekłego stopu AlSi do odpowiednio przepuszczalnego materiału SiC. W celu poprawy zwilżalności umocnienia SiC do stopu bazowego wprowadzono 3 wt % Mg. Próbki poddano badaniom mikrostruktury z wykorzystaniem mikroskopu skaningowego (Rys.6.), oraz wykonano mikroanalizę rentgenowską na granicy międzyfazowej cząstka-osnowa. Cząstki fazy wzmacniającej rozmieszczone są w osnowie równomiernie a ich rozmiary mieszczą się w granicach od 20 do 70 µm. W kompozycie AlSi /SiC w wybranych obszarach na granicy faz, wykonano analizę punktową. Nie wykazała ona innych faz poza osnową i umocnieniem SiC. Rys. 7.Skaningowy obraz granicy cząstkaosnowa kompozytu AlSi /SiC.Pow.1000x Fig. 7. Scanning picture of the interface of AlSi /SiC composite. Magn.1000x Rys. 8. Skaningowy obraz granicy cząstkaosnowa kompozytu AlSi /SiC. Pow.2500x Fig 8. Scanning picture of the interface of AlSi /SiC composite. Magn.2500x 301

6 W mikrostrukturze kompozytu ujawniono nieliczne mikropęknięcia na granicach cząstek oraz mikroporowatości w ich otoczeniu (Rys.8). 2.5 Kompozyt ZA-27 / NiAl Badaniom poddano kompozyt o osnowie stopu ZA-27 (69 wt % Zn; 28 wt % Al; 2,5 wt% Cu) z 5 % udziałem cząstek aluminidu NiAl. Przygotowano stop bazowy ZA- 27 oraz wytworzono metodą odlewania próżniowego stop o składzie odpowiadającym stechiometrii związku NiAl. Cząstki NiAl otrzymano poprzez zmielenie stopu i wyselekcjonowanie drogą analizy sitowej, a następnie wprowadzono je do ciekłego stopu ZA-27 metodą mieszania. Na pobranych próbkach przeprowadzono badania mikrostruktury z wykorzystaniem mikroskopu skaningowego (Rys.9) oraz wykonano mikroanalizę rentgenowską składu chemicznego w wybranych obszarach na granicy międzyfazowej cząstka-osnowa (Rys.10.) Wykonane badania metalograficzne wykazały że rozmiary cząstek zawierają się w przedziale od 70 do 160 µm. W mikrostrukturze próbek kompozytu na granicach osnowa-cząstka wzmacniająca pojawiły się fazy przejściowe, będące wynikiem reaktywności układu faza wzmacniająca-stop osnowy. Rys. 9. Elektronowy obraz topograficzny powierzchni kompozytu ZA-27/NiAl Fig. 9. SEM micrograph of the surface of ZA-27/NiAl composite Rys. 10. Elektronowy obraz granicy cząstkaosnowa kompozytu ZA-27/NiAl Fig. 10. SEM micrograph of the interface of ZA-27 / NiAl composite WNIOSKI 1. W kompozytach otrzymanych metodą in situ, tj Al /TiC, Al/TiB 2, oraz Ni 3 Al/TiC cząstki węglików są niewielkie (rzędu 10µm), a ich rozłożenie w osnowie nierównomierne. 2. Kompozyty Al/TiC oraz Al/TiB 2 wykazały się wysokim stopniem zdefektowania dyslokacjami aluminiowej osnowy. W materiałach tych stwierdzono znaczny wzrost 302

7 naprężeń sieciowych w najbliższym otoczeniu granic rozdziału osnowa-cząstka, natomiast brak jest reakcji chemicznych między tymi fazami. 3. W kompozytach otrzymanych metodą ex situ obserwuje się reaktywność osnowy z fazą wzmacniającą. 4. W kompozycie AlSi/SiC, otrzymanym metodą infiltracji samorzutnej cząstki węglika SiC są równomiernie rozłożone w osnowie i nie zachodzi proces oddziaływania pomiędzy ciekłym stopem AlSi a umocnieniem SiC. 5. W kompozycie ZA27/NiAl między umocnieniem NiAl a ciekłą osnową zachodzi dyfuzyjna wymiana masy, czego wynikiem jest utworzenie się wokół cząstek otoczki fazy przejściowej, ściśle związanej z obydwoma fazami. 6. Wzrost temperatury procesu wytwarzania kompozytu ZA27/NiAl prowadzi do zwiększenia mikroporowatości w osnowie oraz mikropęknięć w obrębie umocnienia NiAl. Wykonano w ramach pracy nr LITERATURA [1] F.S.Ohuchi, M.Kohyama, Journal of the American Ceramic Society, 74, (1991), p [2] X.G.Ning, H.G.Xu, H.Q.Ye, J.Zhu, K.Y.Hu, Y.X.Lu, J.Bi, Phil. Magazine, A, 63, (1991), p [3] T.Christman, A.Needleman, S.Suresh, Acta Metallurgica Materialia, 37 (1989), p [4]Y.L.Klipfel, M.T.He, R.H.Mc Meeking, A.G.Evans, Acta Metallurgica Materialia, 38, (1990), p.1063 [5] V.Tvergaard, Acta Metallurgica Materialia, 38, (1990), p [6] A.Janas: Podstawy wytwarzania kompozytu Al-TiC i ocena jego wybranych właściwości mechanicznych, praca doktorska, AGH, Kraków [7] M.Manoharan, J.J.Lewandowski, Acta Metallurgica Materialia, 38, (1990), p [8] J.K.Kim, Y.W.Mai: Engineered interfaces in fiber reinforced composites, Elsewier, Amsterdam,1998, 2. [9] D.C.Dunand, A.Mortensen, Acta Metallurgica Materialia, 39, (1991), p. 127 [10] J.Sobczak: Metalowe Materiały Kompozytowe, Instytut Odlewnictwa, Kraków [11] E.Fraś, A.Janas, A.Kolbus, H.Lopez: Metoda SHSB syntezy kompozytów in situ Al-TiC, IV Seminarium PTMK Kompozyty 2000 Teoria i Praktyka,Jaszowiec 2000, s.201. [12] A.Kostka, J.Lelatko, M.Gigla, A.Janas, H.Morawiec: Badanie granicy rozdziału faz w kompozycie Al-TiB 2 metodą mikroskopii elektronowej, Wyd. Politechniki Częstochowskiej Kompozyty, rocz. 2, 2000, nr 5, s.297. [13] E.Fraś, S.Wierzbiński, A.Janas, H.F.Lopez: SHSB Processing and Properties of Al/TiC in situ Composites, Archives of Metallurgy, vol.46, (2001), No.4, p

8 [14] E.Fraś, A.Janas, P.Kurtyka, S.Wierzbiński: Composites based on Intermetallic Phase Ni 3 Al Reinforced of TiC and TiB 2 Particles, International Conference Advanced Metallic Materials, Smolenice, Slovakia, 5-7 November 2003, p.83. [15] E.Fraś, A.Janas, A.Kolbus: Odlewany kompozyt aluminiowy in situ umacniany cząstkami borków tytanu,, Wyd. Politechniki Częstochowskiej, Kompozyty rocz.1, 2001, nr. 1, s.23. [16] E.Fraś, A.Kolbus, A.Janas: Shaping the Structure of ZA-27 Composite Reinforced by Particles of Nickel Aluminides NiAl, II Cast Composites Conference 98, Polanica Zdrój, Poland, 4-6 June, 1998, p.37. MATRIX PARTICLE INTERPHASE BOUNDARIES OF THE SELECTED IN SITU AND EX SITU COMPOSITES MMCs SUMMARY During fabrication of particulate-reinforced MMCs some problems may arise as regards the optimisation of matrix-particle interphase boundaries, e.g. during the synthesis of titanium carbide in Al/TiC, Al/TiB 2, and Ni 3 Al/TiC composites "in situ" high internal stresses are formed as a result of differences in the coefficients of thermal expansion and moduli of elasticity [1,2]. The stresses exert an important effect on the mechanical properties of composites [3,4,5]. The additional problem is a reactivity of the matrix-particle system, observed in the ZA27/NiAl composite. The microstructure and properties at the interphase boundaries in Al/TiC and Al/TiB 2 composites (fabricated by the SHSB process) [6] were the object of research using transmission electron microscopy. The internal stresses in the matrix in the vicinity of TiC and TiB 2 particles were examined. Applying scanning electron microscopy and X-ray microanalysis, the non-homogeneity of chemical composition at the matrix-particle interphase boundary was determined for the following composites: Ni 3 Al/TiC (fabricated by SHSB), AlSi/SiC (fabricated by spontaneous infiltration), and ZA27/NiAl (fabricated by stirring.) Recenzował: Prof. Stanisław Rzadkosz 304