Gabriela Górny Grzegorz Grabowski Marian Rączka Paweł Rutkowski Ludosław Stobierski Wpływ udziału objętościowego na mikrostrukturę i właściwości mechaniczne kompozytu ziarnistego SiC- WPROWADZENIE Właściwości zaawansowanych materiałów ceramicznych umożliwiają ich użycie jako materiałów konstrukcyjnych w warunkach obciążeń mechanicznych tarcia i wysokiej temperatury. Jednym z możliwych zastosowań są ostrza do obróbki skrawaniem [1]. Wymagania stawiane takim materiałom obejmują mały współczynnik tarcia duże wartości przewodnictwa cieplnego modułu sprężystości twardości i wytrzymałości mechanicznej oraz jak najlepszą odporność na kruche pękanie. Jednym z kierunków rozwoju materiałów ceramicznych jest tworzenie tzw. kompozytów ziarnistych czyli materiałów polikrystalicznych w których w osnowie ziaren jednej fazy ceramicznej występują dyspersyjnie rozmieszczone cząstki innej fazy. Celem takiego postępowania jest uzyskanie większej wytrzymałości i odporności na kruche pękanie. Istotną zaletą tych materiałów jest możliwość ich otrzymywania konwencjonalnymi ceramicznymi metodami wytwarzania. Mechanizm powiększania odporności na kruche pękanie w kompozytach ziarnistych jest związany m.in. z powstawaniem naprężeń wewnętrznych wokół cząstek fazy rozproszonej co wpływa na sposób rozprzestrzeniania się spękań pod wpływem naprężeń zewnętrznych. Kontrolowane generowanie naprężeń wewnętrznych w kompozytach ziarnistych wynika z odpowiedniego doboru faz tak aby miały one różne wartości współczynników rozszerzalności cieplnej [2 3]. Przykładem takiego sposobu działania jest tworzenie kompozytów ziarnistych o osnowie z SiC zawierających cząstki np. borku tytanu [4 6]. Węglik krzemu ma specyficzną kombinację właściwości chemicznych mechanicznych i termicznych i dlatego ceramika z SiC jest jedną z najbardziej interesujących grup konstrukcyjnych tworzyw ceramicznych. W tabeli 1 przedstawiono podawane w literaturze właściwości faz składowych kompozytu SiC- [7 13]. Borek tytanu ma współczynnik rozszerzalności cieplnej większy od współczynnika rozszerzalności cieplnej węglika krzemu (tab. 1 co powoduje powstanie naprężeń wewnętrznych w kompozycie SiC- schładzanym po spiekaniu. W ziarnach fazy występują naprężenia rozciągające a w osnowie przewagę mają naprężenia ściskające [14]. W kompozytach SiC- obserwuje się zjawisko odchylania spękań przez cząstki [15 16] co świadczy o działaniu mechanizmu związanego z oddziaływaniem pól naprężeń wewnętrznych na stan naprężeń wokół wierzchołka spękania w materiale. W kompozycie SiC- obok mechanizmu odchylania spękań przypuszczalnie działają jeszcze dwa mechanizmy powiększające odporność na kruche pękanie: mostkowanie spękań i tworzenie mikrospękań wokół cząstek [17]. Właściwości mechaniczne kompozytów ziarnistych są zależne od właściwości faz składowych oraz od mikrostruktury materiału [18 20]. W kompozytach ziarnistych czynnikami mikrostrukturalnymi istotnymi dla ich właściwości mechanicznych są m.in. udział Dr inż. Gabriela Górny dr Grzegorz Grabowski dr inż. Marian Rączka (raczka@agh.edu.pl dr inż. Paweł Rutkowski prof. dr hab. inż. Ludosław Stobierski Akademia Górniczo-Hutnicza w Krakowie Katedra Ceramiki i Materiałów Ogniotrwałych Wydział Inżynierii Materiałowej i Ceramiki objętościowy fazy rozproszonej wielkość i kształt cząstek tej fazy a także sposób ich przestrzennego rozmieszczenia w osnowie kompozytu [21]. Analiza wpływu stopnia rozdrobnienia proszku SiC na mikrostrukturę i właściwości mechaniczne spiekanych pod ciśnieniem kompozytów SiC- dowiodła [22] że stopień dyspersji stosowanego proszku SiC wpływa na morfologię fazy w kompozytach a także na ich wytrzymałość na zginanie i odporność na kruche pękanie. Ilościowa analiza mikrostruktury materiału polega na zastosowaniu procedur które prowadzą do wyznaczenia wartości liczbowych parametrów stereologicznych wybranych do opisu mikrostruktury [23 24]. Procedury te polegają na pomiarze wielkości charakteryzujących elementy mikrostruktury widoczne na dwuwymiarowym zgładzie materiału (np. pole powierzchni przekrojów cząstek wybranej fazy a następnie zastosowaniu odpowiednich reguł stereologicznych które umożliwiają obliczenie wartości parametrów stereologicznych opisujących mikrostrukturę materiału w trzech wymiarach (np. średniej średnicy cząstek. Celem pracy jest analiza wpływu udziału objętościowego fazy w kompozycie SiC- na mikrostrukturalną charakterystykę fazy rozproszonej i właściwości mechaniczne kompozytu SiC-. OTRZYMYWANIE MATERIAŁÓW W pracy otrzymano kompozyty SiC- o udziale objętościowym 5 10 15 i 20% fazy oraz jednofazowy spiek SiC jako materiał porównawczy do badań właściwości mechanicznych. Kompozyty SiC- i spiek SiC otrzymywano z proszku α-sic H.C. Starck UF- 25 o średnicy ziaren D(50% = 039 μm i D(90% = 070 μm oraz powierzchni właściwej równej 25 m 2 /g. Do wytwarzania kompozytów użyto proszku (Atlantic Equipment Engineers TI- 202 o średnicy ziaren D(50% = 55 μm który po mieleniu przez 15 Tabela 1. Wybrane właściwości węglika krzemu SiC i borku tytanu Table 1. Selected properties of silicon carbide SiC and titaniu boride Źródło Właściwości SiC literaturowe Gęstość g/cm 2 316 321 450 452 [7 11 13] Temperatura topnienia C 2540 2790 2980 [7 12] Współczynnik rozszerzalności cieplnej 10 6 /K Współczynnik przewodnictwa cieplnego W/m K 402 475 446 92 [7 9 11 13] 114 126 66 96 [7 11 13] Współczynnik tarcia 07 09 [11 13] Moduł Younga GPa 410 415 510 575 [7 8 11 13] Twardość Vickersa GPa 22 245 18 27 [11 12] Wytrzymałość na zginanie MPa 359 625 350 575 [7 11 13] Odporność na kruche pękanie MPa m 05 3 4 5 7 [10 13] 308 INŻYNIERIA MATERIAŁOWA ROK XXXV
godzin w młynie obrotowo-wibracyjnym (mielniki z SiC rozdrobniono do ziaren D(50% = 30 μm (Mastersizer 2000 wartości D ważone objętościowo. Jako aktywatory spiekania węglika krzemu użyto amorficzny proszek boru (Fluka i węgiel pochodzący z pirolizy żywicy fenolowo-formaldehydowej (Organika-Sarzyna S.A.. Przygotowano mieszaniny proszków do spiekania zawierające proszek SiC oraz 05% mas. boru i 7% mas. żywicy a także proszek w przypadku spieków kompozytowych (na poziomie 5 10 15 i 20% udziału objętościowego. Homogenizacja mieszaniny następowała w młynie obrotowo-wibracyjnym (mielniki z SiC i dodatek alkoholu izopropylowego. Po mieleniu mieszaninę proszków suszono i przecierano przez sito. Kompozyty SiC- i spiek SiC spiekano pod ciśnieniem w prasie do spiekania (Thermal Technology używając formy grafitowej. Spiekanie prowadzono w następujących warunkach: ciśnienie 25 MPa temperatura 2150 C czas spiekania 60 minut atmosfera argon. MIKROSTRUKTURA KOMPOZYTÓW Skład fazowy uzyskanych kompozytów SiC- określono na podstawie badań dyfrakcyjnych (rys. 1. Analiza dyfraktogramu wykazała obecność SiC i fazy grafitowej. Obrazy mikrostruktury kompozytów SiC- uzyskano podczas obserwacji powierzchni zgładów za pomocą mikroskopu skaningowego (NOVA NANO SEM 200. Użycie mikroanalizatora rentgenowskiego EDS pozwoliło na określenie składu pierwiastkowego obiektów widocznych na powierzchni zgładów co stanowiło podstawę do przyjęcia że najjaśniejsze obiekty widoczne na obrazach zgładów (rys. 2a 3a 4a 5a to cząstki borku tytanu. Widoczne na rysunkach 2a 5a niewielkie wydłużone ciemne obiekty położone zazwyczaj w pobliżu cząstek to wydzielenia węglowe (grafit natomiast ciemne obiekty przypominające wielkością i kształtem ziarna to wyrwania materiału które powstały podczas przygotowania zgładów. Komputerowo wspomagana ilościowa analiza morfologii cząstek fazy borkowej w otrzymanych kompozytach została przeprowadzona za pomocą programu Aphelion 3.1 (ADCIS który jest wyposażony w procedury służące do przetwarzania obrazów wieloodcieniowych i binarnych (m.in. operacje logiczne filtrowanie operacje morfologiczne binaryzacja i analizy obrazów (pomiar wybranych parametrów na obrazach binarnych. Analizę ilościową prowadzono na obrazach binarnych (rys. 1b 2b 3b 4b które przedstawiają cząstki (białe obiekty widoczne na powierzchni zgładów. Obrazy binarne uzyskano w wyniku binaryzacji przeprowadzonej na obrazach wieloodcieniowych przy odpowiednio dobranych progach binaryzacji [25]. Ilościowy opis cząstek fazy w kompozytach obejmował wyznaczenie następujących parametrów [21]: udziału objętościowego fazy V V mierzonego metodą powierzchniową średnicy równoważnej d 2 dla poszczególnych cząstek : d 2 = (4A p /p 1/2 gdzie A p powierzchnia cząstki średniej średnicy cząstek w trzech wymiarach D wyznaczanej metodą odwrotności średnic Sałtykowa; w obliczeniach wykorzystano wartości średnic równoważnych d 2 cząstek współczynnika kształtu F dla poszczególnych cząstek : F = L p /W p Współczynnik kształtu cząstki F to iloraz długości dłuższego boku L p do krótszego boku W p prostokąta o minimalnej powierzchni opisanego na przekroju cząstki widocznym na obrazie binarnym; miarą kształtu cząstek w kompozycie jest średni współczynnik kształtu F śr powierzchni względnej granic cząstek czyli powierzchni granic przypadającej na jednostkę objętości materiału wyznaczonej metodą siecznych powierzchni właściwej granic cząstek czyli powierzchni granic przypadającej na jednostkę objętości fazy : = /V V powierzchni pól wpływu A PW wokół poszczególnych cząstek Pole wpływu dla wybranej cząstki na binarnym obrazie kompozytu to zbiór punktów znajdujących się bliżej tej cząstki Rys. 1. Dyfraktogram kompozytu SiC- o V V = 010 Fig. 1. Diffraction pattern of SiC- composite with V V = 0.10 NR 4/2014 INŻYNIERIA MATERIAŁOWA 309
a b Rys. 2. Kompozyt SiC-5% obj. TiB2: a wieloodcieniowy obraz mikrostruktury; SEM b binarny obraz cząstek TiB2 z obrazu A Fig. 2. SiC-5 vol. % TiB2 composite: a multishade SEM image of polished cross-section microstructure b binary image of TiB2 particles from the image A a b Rys. 3. Kompozyt SiC-10% obj. TiB2: a wieloodcieniowy obraz mikrostruktury; SEM b binarny obraz cząstek TiB2 z obrazu A Fig. 3. SiC-10 vol. % TiB2 composite: a multishade SEM image of polished cross-section microstructure b binary image of TiB2 particles from the image A niż cząstek sąsiednich. Pola wpływu powstają w wyniku zastosowania przekształcenia morfologicznego SKIZ (skeleton by influence zone [25] na obrazie binarnym przedstawiającym cząstki TiB2 przykładowy obraz pól wpływu pokazano rysunku 3c. Linie widoczne na tym obrazie to granice rozdzielające pola wpływu sąsiednich cząstek. Miarą stopnia jednorodności rozmieszczenia cząstek TiB2 w kompozycie jest współczynnik zmienności powierzchni pól wpływu CV(APW = SD(APW/E(APW gdzie SD(APW odchylenie standardowe powierzchni pól wpływu APW E(APW średnia powierzchni pól wpływu APW [26] średnicy równoważnej d2(apw dla pół wpływu wokół poszczególnych cząstek TiB2: d2(apw = (4APW/p1/2 gdzie APW powierzchnia pola wpływu. Średnią średnicę równoważną d2śr(apw można traktować jako miarę średniej odległości pomiędzy sąsiednimi cząstkami TiB2 na powierzchni zgładu. 310 W tabeli 2 zestawiono wartości parametrów stereologicznych wyznaczonych dla kompozytów SiC-TiB2 o rosnącym udziale objętościowym fazy TiB2. Na rysunku 6 przedstawiono zależności średniej średnicy cząstek D(TiB2 powierzchni względnej SV(TiB2 powierzchni właściwej SV(VTiB2 i średnicy równoważnej d2(apw od udziału objętościowego fazy TiB2 w kompozytach. WŁAŚCIWOŚCI MATERIAŁÓW Badania właściwości mechanicznych otrzymanych kompozytów SiC-TiB2 oraz spieku SiC obejmowały wyznaczenie: gęstości ρ mierzonej metodą hydrostatyczną modułu Younga mierzonego metodą ultradźwiękową na płytkach o wymiarach 59 51 4 mm za pomocą aparatu ultradźwiękowego UZP-1 (INCO-Veritas z przetwornikami do fal podłużnych o częstotliwości 10 MHz twardości Vickersa mierzonej twardościomierzem Future Tech FM 700 (nacisk 10 N wytrzymałości na zginanie mierzonej metodą trójpunktowego zginania belek o wymiarach 50 3 4 mm za pomocą maszyny INŻYNIERIA MATERIAŁOWA ROK XXXV
a a b b Rys. 5. Kompozyt SiC-20% obj. TiB2: a wieloodcieniowy obraz mikrostruktury; SEM b binarny obraz cząstek TiB2 z obrazu A Fig. 5. SiC-20 vol. % TiB2 composite: a multishade SEM image of polished cross-section microstructure b binary image of TiB2 particles from the image A c wytrzymałościowej Zwick Roll 2.5 (rozstaw podpór 40 mm szybkość przemieszczania stempla obciążającego 1 mm/min odporności na kruche pękanie mierzonej metodą trójpunktowego zginania belek o wymiarach 50 3 4 mm z wyciętym karbem za pomocą maszyny wytrzymałościowej Zwick Roll 2.5 (nacięcie o głębokości 15 mm rozstaw podpór 20 mm szybkość przemieszczania stempla obciążającego 01 mm/min. Na rysunku 7 przedstawiono wartości modułu Younga twardości Vikersa wytrzymałości na zginanie i odporności na kruche pękanie dla badanych materiałów w zależności od udziału objętościowego fazy TiB2 w kompozycie. ANALIZA WYNIKÓW BADAŃ Rys. 4. Kompozyt SiC-15% obj. TiB2: a wieloodcieniowy obraz mikrostruktury; SEM b binarny obraz cząstek TiB2 z obrazu A c obraz pól wpływu wokół cząstek TiB2 z obrazu B Fig. 4. SiC-15 vol. % TiB2 composite: a multishade SEM image of polished cross-section microstructure b binary image of TiB2 particles from the image A c image of influence zones around TiB2 particles from image B NR 4/2014 Wyniki ilościowej charakterystyki mikrostruktury i badań właściwości mechanicznych pozwoliły na określenie związków występujących między udziałem objętościowym fazy TiB2 w kompozytach a ich budową i właściwościami mechanicznymi. Mikrostruktura kompozytu Zmierzone na zgładach udziały objętościowe fazy TiB2 w kompozytach są bliskie wartościom założonym podczas otrzymywania INŻYNIERIA MATERIAŁOWA 311
Tabela 2. Wyniki ilościowej analizy mikrostruktury kompozytów SiC- Table 2. Results of quantitative analysis of the microstructure of the SiC- composites Założona zawartość fazy % obj. V V % D µm F śr 1/µm 1/µm CV(A PW 50 63 179 147 0119 1903 063 833 100 103 205 155 0198 1920 057 708 150 143 239 150 0229 1600 060 737 200 190 282 148 0289 1525 060 695 d 2śr (A PW µm a b c d Rys. 6. Wartości parametrów stereologicznych dla kompozytów SiC- : a średnia średnica cząstek borku tytanu D b średnia średnica równoważna pól wpływu d 2 (A PW c powierzchnia względna cząstek borku tytanu d powierzchnia właściwa cząstek borku tytanu Fig. 6. Values of stereological parameters for the SiC- composites: a mean diameter of titanium boride particles D b mean equivalent diameter of influence zones d 2 (A PW c area of titanium boride particles per unit volume of material d area of titanium boride particles per unit volume of phase kompozytów (tab. 2. Wartości średniego współczynnika kształtu cząstek we wszystkich otrzymanych kompozytach SiC- są zbliżone (F śr 15 co wskazuje na to że kompozyty są podobne pod względem kształtu cząstek. Wszystkie otrzymane kompozyty SiC- mają współczynniki zmienności pól wpływów CV(A PW wokół cząstek na poziomie 06 czyli pod względem jednorodności rozmieszczenia cząstek w osnowie nie ma między nimi wyraźnej różnicy. Pięcioprocentowe przyrosty udziału objętościowego fazy w kompozytach wywołują kilkunastoprocentowe (od 15 do 18% zwiększenie średniej średnicy cząstek tej fazy D (rys. 6a a przeliczone na zmiany objętości cząstek wzrosty te są już kilkudziesięcioprocentowe (od 40 do 60%. Wpływ zwiększenia udziału objętościowego fazy na wielkość cząstek tej fazy odnotowano już w przypadku kompozytów SiC- ale obserwacje te dotyczyły kompozytów spiekanych z udziałem fazy ciekłej [10]. Wzrost wielkości cząstek związany ze zwiększeniem udziału objętościowego tej fazy w kompozycie może być wywołany dwoma zjawiskami: spiekania sąsiednich ziaren gdyż w przypadku spiekania kompozytu o większym udziale objętościowym większe jest prawdopodobieństwo zetknięcia się i łączenia ziaren proszku w większe cząstki 312 INŻYNIERIA MATERIAŁOWA ROK XXXV
a b c d Rys. 7. Właściwości mechaniczne spieku SiC i kompozytów SiC- : a moduł Younga b twardość Vickersa c wytrzymałość na zginanie d odporność na kruche pękanie Fig. 7. Mechanical properties of the SiC sinter and the SiC- composites: a Young modulus b Vickers hardness c flexural strength d fracture toughness dojrzewania Ostwalda charakterystycznego dla układów zdyspergowanych w których podczas wygrzewania w odpowiednio wysokiej temperaturze cząstki większe rosną kosztem cząstek mniejszych [27]. Na działanie takiego mechanizmu wskazuje zaobserwowany wpływ stopnia rozdrobnienia proszku SiC na wielkość cząstek w omawianych kompozytach [22]. W kompozycie o danej zawartości fazy wytworzonym z drobnoziarnistego proszku SiC wielkość cząstek i odległości pomiędzy cząstkami są większe niż w kompozycie otrzymanym z proszku SiC o większych ziarnach. Taki efekt można wyjaśnić przyjmując że w trakcie spiekania dochodzi do rozrostu cząstek drogą dyfuzji po powierzchniach i granicach ziaren SiC. Wraz ze wzrostem udziału objętościowego fazy obserwuje się tendencję do zmniejszania odległości pomiędzy cząstkami o czym świadczą wartości średnic równoważnych pól wpływu d 2śr (A PW dla poszczególnych kompozytów (rys. 6b. Podobny efekt zmniejszenia odległości między cząstkami wraz ze wzrostem udziału objętościowego fazy borkowej opisano w pracy [28]. Zwiększenie udziału objętościowego fazy w kompozycie powoduje wzrost rozwinięcia powierzchni granic cząstek wyrażonego przez wartość powierzchni względnej czyli powierzchni cząstek przypadającej na jednostkę objętości kompozytu (rys. 6c. Z drugiej strony większy udział objętościowy fazy powoduje zmniejszanie się powierzchni właściwej cząstek fazy rozproszonej czyli powierzchni cząstek przypadającej na jednostkę objętości tej fazy w kompozycie (rys. 6d. Właściwości materiałów Przyjęte warunki spiekania kompozytu SiC- i spieku SiC umożliwiły otrzymanie materiałów których gęstość względna we wszystkich przypadkach przekracza 99% (991 995%. Moduł Younga otrzymanego spieku SiC wynosi 440 GPa (rys. 7a. Na podstawie danych literaturowych wiadomo że moduł Younga borku tytanu mieści się w przedziale 510 575 GPa (tab. 1. Wszystkie otrzymane kompozyty mają średni moduł Younga mniejszy niż spiek SiC mimo obecności w kompozytach SiC- fazy borkowej o module Younga większym niż moduł spieku SiC: w przypadku kompozytów zawierających 5 i 10% obj. wartość modułu Younga jest mniejsza o około 40 GPa w przypadku kompozytów zawierających 15 i 20% obj. wartość modułu Younga jest mniejsza o najwyżej10 GPa. Twardość wszystkich otrzymanych kompozytów pozostaje na poziomie około 20 GPa i jest mniejsza niż twardość spieku SiC. Borek tytanu ma twardość Vickersa 18 27 GPa (tab. 1 zbliżoną do twardości spieku SiC 23 GPa (rys. 7b. Wszystkie otrzymane kompozyty maja średnią wytrzymałość na zginanie większą niż spiek SiC. Zwiększanie udziału objętościowego fazy w kompozycie (w zakresie od 5 do 20% powoduje NR 4/2014 INŻYNIERIA MATERIAŁOWA 313
wzrost wytrzymałości (rys. 7c. Największą wytrzymałość na zginanie (σzg = 554 MPa ma kompozyt o VV(TiB2 = 20%. Wszystkie otrzymane kompozyty maja średnią odporność na kruche pękanie KIc większą niż spiek SiC. Zwiększenie udziału objętościowego fazy TiB2 w kompozycie powoduje wzrost odporności na kruche pękanie (rys. 7d. Największą odporność na kruche pękanie (KIc = 53 MPa m05 ma kompozyt o VV(TiB2 = 20%. Zmiany właściwości mechanicznych kompozytu SiC-TiB2 wywołane rosnącym udziałem fazy TiB2 są związane ze stanem naprężeń cieplnych jakie powstają w tym materiale podczas jego studzenia po spiekaniu. Na rysunku 8 przedstawiono uzyskany w sposób opisany w pracy [14] obraz rozkładu cieplnych naprężeń rozciągających i ściskających powstających w kompozycie SiC-TiB2. Na podstawie wyników modelowania rozkładu naprężeń cieplnych za pomocą metody elementów skończonych stwierdzono że w kompozycie SiC-TiB2 cząstki borku tytanu znajdują się w stanie naprężeń rozciągających których wartości zależą od kształtu tych cząstek. W osnowie działają przede wszystkim naprężenia ściskające które w pobliżu cząstek fazy borkowej zmieniają się w naprężenia rozciągające. Wielkość obszarów rozciąganych zależy od wielkości i kształtu cząstek TiB2 oraz ich wzajemnego położenia. Uzyskany obraz stanu naprężeń jest zgodny z przewidywaniami teoretyczny- a mi dla kompozytu w którym osnowa ma mniejszy współczynnik rozszerzalności cieplnej niż wtrącenia [29]. Zwiększenie udziału objętościowego fazy TiB2 powoduje zmniejszenie odległości pomiędzy cząstkami TiB2 co prowadzi do nakładania się pól naprężeń generowanych przez sąsiednie cząstki. W obszarach pomiędzy ziarnami TiB2 występuje złożony stan naprężeń rozciąganie w kierunku prostopadłym do powierzchni ziaren wtrąceń borkowych i ściskanie w kierunku stycznym do tej powierzchni. Taki rozkład naprężeń tłumaczy zjawiska odchylania i fragmentacji pęknięć które propagując przez materiał wybierają kierunek zgodny z minimum energii potrzebnej na utworzenie nowych powierzchni [30]. Na rysunku 9a przedstawiono mikrostrukturę kompozytu SiC-TiB2 z widocznym spękaniem które powstało na skutek wciskania wgłębnika Vickersa. W centralnej części obrazu widać cząstkę TiB2 która wywołuje odchylenie kierunku propagacji spękania. W pewnej odległości od tej cząstki spękanie ulega fragmentacji. Na rysunku 9b strzałka pokazuje kierunek rozwoju spękania natomiast prostopadła do niej linia kreskowa określa kierunek działania naprężeń rozciągających które powodują widoczną w tym miejscu fragmentację spękania. Zaobserwowane zjawiska są dowodem na działanie w kompozycie SiC-TiB2 mechanizmów powodujących wzrost odporności na kruche pękanie. b Rys. 8. Wyniki symulacji rozkładu naprężeń cieplnych dla kompozytu SiC-TiB2 o VV(TiB2 = 020: a rozkład maksymalnych naprężeń głównych rozciąganie (czarny największa wartość; biały najmniejsza wartość b rozkład minimalnych naprężeń głównych ściskanie (czarny największa wartość; biały najmniejsza wartość Fig. 8. The result of simulation of the thermal stress distribution of the SiC-TiB2 composite with VV(TiB2 = 0.20: a distribution of the maximum principal stresses tensile stresses (black the greatest value white the smallest value b distribution of the minimum principal stresses compressive stresses (black the greatest value white the smallest value a b Rys. 9. Droga propagacji spękania w kompozycie SiC-TiB2 o VV(TiB2 = 020: a fragmentacja i odchylenie kierunku propagacji spękania b fragmentacja spękania zaznaczony strzałką kierunek propagacji spękania i kreskową linią kierunek działania naprężeń rozciągających (obrazy z mikroskopu świetlnego Fig. 9. Crack propagation path in the SiC-TiB2 composite with VV(TiB2 = 0.20: a crack fragmentation and deviation of the direction of crack propagation b crack fragmentation indicated by arrow the direction of crack propagation and by the dashed line the direction of the tensile stresses (light microscope image 314 INŻYNIERIA MATERIAŁOWA ROK XXXV
WNIOSKI Przeprowadzona ilościowa analiza mikrostruktury otrzymanych kompozytów oraz ich właściwości mechaniczne stanowią podstawę do sformułowania wniosków dotyczących wpływu udziału objętościowego fazy w kompozytach SiC- na mikrostrukturalną charakterystykę fazy zdyspergowanej oraz na właściwości mechaniczne kompozytów. Kształt cząstek oraz stopień jednorodności ich rozmieszczenia w osnowie otrzymanych kompozytów są podobne. Zmiana udziału objętościowego fazy w kompozycie nie powoduje zmiany wartości tych parametrów stereologicznych. Wzrostowi udziału objętościowego fazy w kompozycie towarzyszy stopniowe zwiększenie wielkości cząstek tej fazy i zmniejszanie odległości między nimi. Zwiększenie udziału objętościowego fazy w kompozycie powoduje zwiększenie powierzchni względnej granic cząstek ale prowadzi równocześnie do zmniejszenia powierzchni właściwej tych granic czyli wielkości powierzchni granic w przeliczeniu na jednostkę udziału objętościowego co oznacza zmniejszanie stopnia dyspersji fazy rozproszonej. Twardość i moduł Younga kompozytów SiC- są nieznacznie mniejsze od twardości i modułu Younga spieku SiC. Wyniki pomiarów wykazały że te właściwości mechaniczne kompozytów nie są zależne od udziału fazy w badanym zakresie 5 20% jej udziału objętościowego. Zwiększanie udziału objętościowego fazy w kompozycie w zakresie 5 do 20% powoduje wzrost jego wytrzymałości na zginanie i odporności na kruche pękanie. Wszystkie otrzymane kompozyty mają większe średnie wartości wytrzymałości na zginanie i odporności na kruche pękanie niż porównawczy spiek SiC. Wzrost wytrzymałości na zginanie i odporności na kruche pękanie obserwowany w badanych kompozytach SiC- jest efektem zmian zachodzących w mikrostrukturze tych materiałów tj.: zwiększenia udziału objętościowego fazy wzrostu wielkości cząstek zmniejszania odległości między cząstkami większego rozwinięcia powierzchni granic cząstek. Zmiany mikrostrukturalne powodują zmiany stanu naprężeń wewnętrznych w kompozycie i w ten sposób wpływają na przebieg procesów powodujących wzrost odporności na kruche pękanie kompozytu. PODZIĘKOWANIE Badania zrealizowano w ramach projektu UDA-PO- IG.01.03-12-024/08-00 w Programie Operacyjnym Innowacyjna Gospodarka współfinansowanym przez Unię Europejską ze środków Europejskiego Funduszu Rozwoju Regionalnego. LITERATURA [1] Wysiecki M.: Nowoczesne materiały narzędziowe stosowane w obróbce skrawaniem. Wydawnictwo Naukowo-Techniczne Warszawa (1997. [2] Davidge R. W. Green T. J.: The strength of two-phase ceramic/glass materials. J. Mater. Sci. 3 (1968 629 634. [3] Yasuda K. K. Sekigguchi Y. Tatami J. Matsuo Y.: Derivation of crack path in particle-dispersed ceramic composites with finite element method. Proc. of the 2 nd Int. Symp. on the Science of Engineering Ceramics CSJ Series Publication of the Ceramic Society of Japan Trans Tech Publication Switzerland (1999 577 580. [4] Jiang D. L. She J. H.: Silicon carbide based ceramics: a review. Key Engineering Materials 108-110 (1995 67 84. [5] McMurty C. H. Boecker W. D. G. Seshadri S. G. Zanghi J. S. Garnier J.: Microstructure and materials properties of SiC- particulate composites. Am. Ceram. Soc. Bull. 66 (1987 325 329. [6] Taya M. Hayashi S. Kobayashi A. S. Yoon H. S.: Toughening of a particulate reinforced ceramic-matrix composite by thermal residual stress. J. Am. Ceram. Soc. 73 (1990 1382 1391. [7] McMurty C. H. Boecker W. D. G. Seshadri S. G. Zanghi J. S. Garnier J.: Microstructure and materials properties of SiC- particulate composites. Am. Ceram. Soc. Bull. 66 (1987 325 329. [8] Cho K. S. Kim Y. W. Choi H. J. Lee J. G.: SiC-TiC and SiC- composites densified by liguid-phase sintering. J. Mater. Sci. 31 (1996 6223 6228. [9] Li Z. Bradt R. C.: Thermal expansion of the hexagonal (6H polytype of silicon nitride. J. Am. Ceram. Soc. 69 (1986 863 866. [10] Blanc C. Thevenot Goeuriot D.: Microstructural and mechanical characterization of SiC-submicron composites. J. of the European Ceram. Soc. 19 (1999 561 569. [11] Munro R. G.: Material properties of titanium diboride. J. Res. Natl. Inst. Stand. Technol. 105 (2000 709 720. [12] Mroz C.: Titanium diboride. Am. Ceram. Soc. Bull. 75 (1995 158 159. [13] Munro R. G.: Material properties of a sintered alpha-sic. J. of Physical and Chemical Reference Data 26 (1997 1195 1203. [14] Grabowski G.: Wpływ mikrostruktury na rozkład naprężeń cieplnych i odporność na kruche pękanie w kompozytach SiC-. Materiały ceramiczne 63 (2011 454 458. [15] Tani T.: Processing microstructure and properties of in-situ reinforced SiC matrix composites. Composites: Part A 30 (1999 419 423. [16] Ohya Y. Hoffmann M. Petzow G.: Sintering of in-situ synthesized SiC- composites with improved fracture toughness. J. Am. Ceram. Soc. 75 (1992 2479 2483. [17] Kuo D.-H. Kriven W. M.: Mechanical behaviour and microstructure of SiC and SiC/ ceramics. J. of the European Ceram. Soc. 18 (1998 51 57. [18] Bucevac D. Krstic V.: Microstructure-mechanical properties relations in SiC- composite. Materials Chemistry and Physics 133 (2012 197 204. [19] Pampuch R.: Materiały ceramiczne: zarys nauki o materiałach nieorganiczno-niemetalicznych. Państwowe Wydawnictwo Naukowe Warszawa (1988. [20] Chermant J.-L.: Characterization of the microstructure of ceramics by image analysis. Ceramics International 12 (1986 67 80. [21] Warren R. Sarin V. K.: Particulate ceramic-matrix composites. Ceramicmatrix composites. Wyd. Warren R. Blackie and Son Ltd. Glasgow and London (1992. [22] Górny G. Rączka M. Rutkowski P. Stobierski L.: Wpływ rozdrobnienia proszku fazy osnowy na mikrostrukturę i właściwości mechaniczne kompozytu ziarnistego SiC-. Inżynieria Materiałowa 35 (2014 245 251. [23] Ryś J.: Stereologia materiałów. Fotobit Design Kraków (1995. [24] Kurzydłowski K. J. Ralph B.: The quantitative description of the microstructure of materials. CRC Press New York (1995. [25] Wojnar L.: Image analysis. Application in Materials Engineering. CrC Press New York (1999. [26] Rożniatowski K.: Metody charakteryzowania niejednorodności rozmieszczenia elementów strukturalnych w materiałach wielofazowych. Prace Naukowe Politechniki Warszawskiej Inżynieria Materiałowa Oficyna Wydawnicza Politechniki Warszawskiej Warszawa 22 (2008. [27] Yet-Ming Ch. Birnie D. B. III Kingery W. D.: Physical ceramics. Principles for ceramic science and engineering. John Wiley & Sons New York (1997. [28] Cho K. S. Choi H. J. Lee J. G. Kim Y. W.: In situ enhancement of toughness of SiC- composites. J. Mater. Sci. 33 (1998 211 214. [29] Liu D. Winn J.: Microstresses in particulate-reinforced brittle composites. J. Mater. Sci. 36 (2001 3487 3495. [30] Grabowski G. Stobierski L.: Wpływ naprężeń cieplnych na właściwości mechaniczne ziarnistych kompozytów ceramicznych. Ceramika 91 (2005 627 634. NR 4/2014 INŻYNIERIA MATERIAŁOWA 315