MECHANICKÉ VLASTNOSTI HOŘČÍKOVÝCH KOMPOZITŮ ZA VYŠSÍCH TEPLOT Pavel Lukáč Zuzanka Trojanová MFF UK, Ke Karlovu 5, 121 16 Praha 2, ČR, E-mail: lukac@met.mff.cuni.cz Abstrakt Mechanické vlastnosti kompozitů jsou silně ovlivněny teplotou deformace. Deformační napětí klesá s rostoucí teplotou. U teplot vyšších než 200 C křivky napětí-deformace vykazují nízké deformační zpevněni. Může dojít k dynamickému zotavení a dynamické rekrystalizaci matrice. Při přípravě kompozitů mohou vznikat termální napětí. Působením těchto termálních napětí mohou vnikat nové dislokace, které se mohou pohybovat. Dochází k tvorbě plastických zon, které ovlivňují deformační chování kompozitu. Abstract Mechanical properties of composites are significantly inluenced by the test temperature. The deformation stress decreases with increasing temperature. At temperatures above 200 C, the stress-strain curves exhibit a low work hardening. Dynamic recovery and/or dynamic recrystallization of the matrix can take place. Thermal stresses may be generated during the preparation of the composite. New dislocations can be created due to the thermal stresses. Newly formed dislocation may move and plastic zones are formed. The deformation behaviour of the composite is influenced by the plastic zones. 1. ÚVOD Kompozity obsahují dvě nebo více komponent, které mají různé fyzikální, mechanické a chemické vlastnosti. Obě komponenty v kompozitu zachovávají svojí fyzikální a chemickou identitu, takže kompozit má vlastnosti, které jsou jistou kombinací vlastností jednotlivých komponent. V dalším se omezíme na kompozity s kovovou matricí zpevněnou keramickými částicemi nebo krátkými keramickými vlákny. Požadavek na snížení hmotností strukturních komponent používaných v dopravě vedl k intenzivnímu výzkumu vlastností hořčíkových slitin a hořčíkových kompozitů. Zpevňující mechanizmy hořčíkových slitin pro použití za vyšších teplot shrnuli Luo a Pekguleryuz [1]. Komerční hořčíkové slitiny nejsou vhodná pro použitá za vyšších teplot [1,2] a proto se požívají hořčíkové kompozity, tj. kdy matrice je hořčíková slitina a zpevňující fáze jsou buď krátká keramická vlákna nebo keramické částice [3,4]. K výrobě kompozitů se používají různé metody. V poslední době se k výrobě kompozitů zpevněných vlákny velmi často používá metoda tlakového lití. Tavenina je pod tlakem vpravena do předehřáté předformy, která obsahuje krátká vlákna spojená pojidlem. Průměr vláken bývá mezi 3 µm až 100 µm a průměrná délka mezi 50 µm a 150 µm. Částice v kompozitu mohou být uspořádány více méně pravidelně a tak i vlastnosti kompozitu budou mít izotropní charakter. Naproti tomu kompozity s vlákny často mají planární rozdělení zpevňujících vláken. Z takto připravených kompozitů vyrobené vzorky mohou mít roviny vláken rovnoběžné s podélnou osou vzorku nebo kolmo k této ose. Vlastnosti kompozitů zpevněných vlákny tak budou vykazovat anizotropii. 1
Makroskopické vlastnosti se velmi často určují, odhadují, pomocí tzv. směšovacího pravidla. Tak hustotu kompozitu s c bude určená hustotou matrice s M a hustotou zpevňujících vláken či částic s f podle vztahu s c = (1 f)s M + fs f (1) 2
na obr. 2 [6]. Obrázek 3 uvádí chování kompozitu s matricí AZ91 zpevněnou vlákny Al 2 O 3, který byl podroben teplotnímu cyklování. Vzorek byl ohřát z pokojové teploty na nějakou vyšší teplotu a pak ochlazen na původní teplotu. Na vzorek nepůsobila žádná vnější síla. Zjistíme však, že přesto po ukončení teplotního cyklu dochází k prodloužení (nebo zkrácení) vzorku. Tato residuální deformace 0.04 1.E+06 vzorku dokazuje, že v AZ91-22vol.%Saffil 0.02 průběhu teplotního 1.E+05 cyklu dochází nejen k 0.00 1.E+04 elastické deformaci, RESIDUAL STRAIN -0.02 ale též k plastické 1.E+03 deformaci kompozitu. -0.04 N C2 Na stejném obrázku je 1.E+02-0.06 N C1 uveden též výskyt akustické emise (AE) -0.08 1.E+01 jako časová četnost RESIDUAL STRAIN l/l0 [%] -0.10 1.E+00 40 80 120 160 200 240 280 320 360 400 UPPER CYCLE TEMPERATURE T top [ C] Obr. 3. Zbytková deformace l/l 0 a počet překmitů AE vs. horní teplota cyklu T top pro AZ91+22vol.% Al 2 O 3. Zbytková deformace je vztažena k 30 C a počet překmitů AE by vyhodnocen pro ochlazovací část cyklu. emisních překmitů, (dn C1 /dt). AE se objevuje v určitých teplotních intervalech. U kompozitů na bázi hořčíkových slitin se AE objevuje pouze v průběhu chladícího cyklu [7]. Na obrázku 4 (obrázek 4a nižší a obrázek 4b vyšší horní teploty teplotních cyklů) je uvedena amplitudová závislost logaritmického dekrementu δ hořčíkového kompozitu s vlákny Al 2 O 3, který byl podroben teplotnímu cyklování s postupně se zvyšující horní teplotou cyklu. Logaritmický dekrement, jako charakteristika vnitřního tlumeni, byl měřen při pokojové teplotě po teplotním cyklování. Je vidět, že amplitudově závislá složka dekrementu roste s rostoucí horní teplotou cyklu. Kritická amplituda deformace, při které začíná růst dekrement klesá s rostoucí horní teplotou cyklu. AE COUNTS PER CYCLE 16 δ x 10 3 12 as rec. 160 C 200 C 8 240 C 280 C δ x 10 3 12 8 280 C 320 C 360 C 380 C 4 4 0 10 100 1000 ε x 10 6 0 10 100 1000 ε x 10 3 Obr.4a. Amplitudová závislost dekrementu měřená pro AZ91+14.6 vol.% Al 2 O 3. Obr. 4b. Amplitudová závislost dekrementu měřená pro AZ91+14.6 vol.% Al 2 O 3. 3
3. DISKUSE Je zcela jasné, že teplota významně ovlivňuje deformační chováni hořčíkových kompozitů. Experimentální výsledky rovněž jasně naznačují, že v průběhu teplotního cyklu (se změnou teploty) dochází k plastické deformaci a to bez působení vnější síly. Pozoruje se též akustická emise, která je závislá na mikrostrukturních změnách. V tomto případě můžeme vyloučit vznik a růst mikrotrhlinek vedoucích k degradaci vzorků. Plastická deformace vzorků v průběhu teplotního cyklování jednoznačně naznačuje, že dochází k pohybu dislokací. Rovněž vznik AE je podmíněn vznikem a/nebo pohybem dislokací. Podobné chování vykazuje řada kompozitů na bázi hořčíkových slitin. Kompozity mají matrici buď hořčík nebo některou hořčíkovou slitinu a jsou zpevněny vlákny Al 2 O 3 resp. částicemi SiC. Důležitá je skutečnost, že koeficienty teplotní roztažnosti hořčíku a jeho slitin jsou vyšší než koeficient teplotní roztažnosti vláken Al 2 O 3 resp. částic SiC. V důsledku rozdílu hodnot koeficientů teplotní roztažnosti dvou fází kompozitu vznikají při ochlazováni z vyšších teplot na pokojovou teplotu termální deformace a tudíž termální residuální napětí. Tato vnitřní termální napětí se vytvoří již při přípravě kompozitů. Protože koeficient teplotní roztažnosti matrice α M je výrazně vyšší než pro zpevňující vlákno α f, matrice je pod tahovým napětím. Při ohřevu kompozitu tahová napětí klesají (relativně velmi rychle) až k nule a tvoří se tlaková napětí. Pochopitelně při teplotním cyklování musí též docházet k vzniku termálních napětí a to v blízkosti rozhraní mezi matricí a zpevňujícími vlákny (obecně mezi matricí a zpevňující fází). Velikost tohoto termálního napětí bude závislá na objemovém podílu zpevňující fáze a na teplotní změně T. Termální residuální napětí (nejvyšší hodnotu bude mít v blízkosti rozhraní mezi matricí a Al 2 O 3 ) je možné vyjádřit vztahem [8] Ef E M σ = f α T (6) TS ( E f + E ( 1 f )) f M kde α je rozdíl koeficientů teplotní roztažnosti matrice a zpevňující fáze a další veličiny v rovnici mají již uvedený význam.. Obecně termální napětí je možné vyjádřit jako tenzor napětí a pochopitelně velikost složek tenzoru termálních napětí bude závislá na poloze daného bodu matrice vůči rozhraní. Velikost termálního napětí prudce klesá se vzdálenosti od rozhraní. Při ochlazování resp. ohřívání, při určitých teplotních intervalech, mohou termální napětí nabývat hodnot meze kluzu matrice, případně dosáhnout ještě vyšších hodnot. Termální napětí mohou relaxovat tvorbou nových dislokací a jejich pohybem. V tomto případě se účinkem termálních napětí začne matrice deformovat. To znamená, že dojde ke kolektivnímu pohybu dislokací a tak i k mikrostrukturním změnám. Hustota ρ nově vzniklých dislokací v matrici kompozitu v důsledku změny teploty je daná vztahem [9] B f α T 1 ρ =, (7) b( 1 f ) t kde b je Burgersův vektor nově vzniklých dislokací, t je nejmenší rozměr zpevňující fáze a B je konstanta, jejíž velikost je závislá na tvaru zpevňující fáze. Ostatní veličiny mají již uvedený význam. Z rovnice (7) je zřejmé, že hustota dislokací bude vyšší pro větší změny teploty. Nově vzniklé dislokace se budou tvořit blízko rozhraní mezi matricí a vlákny. Hustota dislokací v blízkosti rozhraní bude vyšší než jinde v matrici, vzniknou tzv. plastické zóny. Dosazením hodnot veličin do rovnice (7) zjistíme, že hustota nově vzniklých dislokací by měla být řádu 10 13 m -2. Je vhodné uvést, že vyšší hustota dislokací v blízkosti vláken byla pozorována 4
též v kompozitech na bázi Al, resp. slitin Al transmisní elektronovou mikroskopii [9]. Rovněž naše, výše uvedené, experimentální výsledky potvrzují vznik a pohyb dislokací v průběhu teplotního cyklování. Kolektivní pohyb dislokací, v jehož důsledku dochází k plastické deformaci, je detekován měřením akustické emise. Dilatometrická měření potvrzuje reziduální deformaci. O reálnosti tohoto procesu se můžeme přesvědčit porovnáním vypočtených hodnot termálních napětí a hodnoty meze kluzu. Za veličiny v rovnici (2) dosadíme následující hodnoty: E M = 40 GPa pro čistý hořčík, E f = 300 GPa pro Al 2 0 3, f = 0.2 a α = 20x10-6 K -1. Uvážíme-li též teplotní závislost E M, pak dostaneme, že změna teploty o 1 K vyvolá termální napětí o hodnotě přibližně 0.5 MPa při nižších teplotách, resp. 0.4 MPa při teplotách vyšších. Mez kluzu polykrystalického hořčíku deformovaného v tlaku při pokojové teplotě je kolem 40 MPa. Mez kluzu pro Mg deformovaný v tahu pří pokojové teplotě má vyšší hodnotu, ale prudce klesá s rostoucí teplotou. Předpokládejme, že termální napětí po ochlazení z teploty výroby na pokojovou teplotu a po relaxaci bude mít pouze hodnotu 20 MPa. Potom je nutná změna teploty o přibližně 120 K, aby tlaková napětí v matrici dosáhla meze kluzu této matrice (v našem případě Mg). Dolní teplota teplotního cyklu kompozitu Mg Al 2 O 3 vláken byla 35 C. Takže přičtením 120 K k této dolní teplotě dostaneme 155 C, což je velmi dobrá shoda s teplotou 160 C, která odpovídá počátku AE v tomto kompozitu. Je zřejmé, že se vzrůstající teplotou se snižuje mez kluzu dané matrice a tudíž vznik a pohyb dislokací bude snadnější a více homogenní. Současně vzroste pravděpodobnost anihilace dislokací, což způsobí pokles aktivity AE ještě před dosažením horní teploty teplotního cyklu. A toto se pozoruje experimentálně, jak je zřejmé z obr.. Jak již bylo uvedeno, vnitřní termální napětí mohu relaxovat vznikem nových dislokací. Nejvyšší hustota nově vzniklých dislokací bude na rozhraní mezi matricí a zpevňujícími vlákny. Kolem vláken (částic) vzniknou tak tzv. plastické zóny, kde hustota dislokací bude vyšší než jinde v matrici. Poloměr plastických zón bude záviset od meze kluzu matrice a možno jej vyjádřit vztahem [10] 12 / 4 αe rplz = r M f. T, (8) ( 5 4νσ ) y kde σ y je mez kluzu matrice, ν je Poissonovo číslo, r f je poloměr vlákna a ostatní veličiny mají již uvedený význam. Dá se ukázat, že objemový podíl plastických zón bude dán vztahem f plz 4 αe = f M ( 5 4νσ ) y. T 1 (9) Objemový podíl plastických zón roste se zvyšující se teplotou. Jestliže objemový podíl vzroste nad určitou hodnotu, plastické zóny se začnou překrývat. Protože dislokační smyčky vzniklé v blízkosti rozhraní matrice-vlákno budou mít opačná znaménka na protilehlých stranách vlákna, mohou se při pohybu vzájemně anihilovat. Je jasné, že anihilací se snižuje hustota dislokací a zvyšuje koncentrace bodových poruch, což ovlivní mikrostrukturu a mechanické a fyzikální vlastnosti daného kompozitu. Dosazením odpovídajícich hodnot za veličiny vystupující v rovnici (9), dostaneme, že prakticky celý objem matrice kompozitu Mg 26 obj.% Al 2 O 3 bude pokryt plastickými zóny, když rozdíl v teplotě T bude přibližně 180 C. Z rovnice (9) je dále jasné, že překrývání plastických zón je ovlivněno objemovým podílem vláken. 5
Výše popsané procesy ovlivní i vnitřní tlumení. Amplitudovou závislost logaritmického dekrementu uvedenou na obr. můžeme popsat vztahem δ = δ 0 + δ H (ε) (10) kde δ 0 je amplitudově nezávislá složka (při nízkých amplitudách) a δ H závisí na deformační amplitudě ε. Složka δ H je způsobená vibrací dislokací a za zjednodušených předpokladů platí [11] C1 δ H = exp 2 / ε kde 3 FB L C1 = ρ a 2 6 beλ ( C ε) F C 2 = B be λ (11) (12) E je nerelaxovaný modul a ρ je hustota dislokací, které jsou zakotveny mezi silnými kotvícími body o vzdálenostech L. Podél dislokačních segmentů leží příměsové atomy (nebo jejich malé shluky), jejichž průměrná vzdálenost je λ a síla vazby mezi dislokací a cizími atomy je F B. Když vnější amplituda ε (a jí příslušející vnější síla) dosáhne kritické hodnoty, dislokace se uvolní ze slabých kotvících bodů a začne vibrovat mezi silnými kotvícími body, což se projeví vzrůstem logaritmického dekrementu. Když je kompozit podroben změnám teploty, koncentrace příměsových atomů se nemění, ale zvýši se hustota dislokací, protože vznikají nové dislokace (rovnice (7)). To ale znamená, že průměrná vzdálenost slabých kotvících bodů λ se efektivně prodlouží. Veličina C 2 bude menší a δ H vzroste, což se pozoruje. Je zřejmé, že i vnější deformační amplituda (napětí) nutná k odtržení dislokací od slabých kotvících bodů poklesne (λ je delší), což je opět s experimentem. Za vyšších teplot se dislokace mohou pohybovat i v nebazálních skluzových systémech. Pokud se jedná o deformační mechanizmy, tak u hořčíkových kompozitů se kromě dislokačního skluzu v bazálních a nebazálních skluzových systémech mohou vyskytnout dvojčatění a pokluz po hranicích zrn. Za vyšších teplot může dojít též k rekrystalizaci hořčíku a nelze vyloučit pokluz po hranicích zrn nebo difuzní creep. Jak jsme uvedli, při teplotním cyklování bez působení vnějšího napětí, vznikají v matrici kompozitů vnitřní termální napětí, která mohou relaxovat za vzniku nových dislokací. Nově vzniklé dislokace se mohou pohybovat a tak změnou mikrostruktury ovlivnit mechanické a fyzikální vlastnosti kompozitů a může dojít k residuální deformaci. Probíhající mechanizmy závisí komplexně na vlastnostech matrice a zpevňující fáze, na teplotní závislosti vnitřních termálních napětí a na teplotní závislosti meze kluzu matrice. Je jasné, že to vše se bude měnit v závislosti na složení kompozitu, na tvaru a distribuci zpevňující fáze a též na rychlosti ochlazování a ohřevu v průběhu teplotního cyklování. Významnou roli hraje též rozhraní mezi matricí a zpevňující fázi. 4. ZÁVĚR K tomu, abychom mohli vyrobit kompozit s požadovanými vlastnostmi je nutno podrobněji zkoumat, jak požadované vlastnosti ovlivní výroba kompozitu, složení matrice a složení zpevňující fáze a jejích fyzikální a mechanické vlastnosti, tvar, objemový podíl a geometrické uspořádání zpevňující fáze, tepelně-mechanické zpracování, teplota použití, struktura rozhraní a v neposlední řadě znát, jak tyto vlivy sčítat. 6
Poděkování. Autoři děkují Grantové agentuře České republiky za finanční podporu v rámci grantů č. 106/03/0843 (vnitřní tlumení) a 106/03/0901 (mechanické vlasntosti a AE). LITERATURA [1] LUO, A., PEKGULERYUZ, M. O. Cast magnesium alloys for elevated temperature applications. Journal of Materials Science, 1994, Vol. 29, No. 20, pp. 5259-5271. [2] POLMEAR, I. J. Magnesium alloys and applications. Materials Science and Technology, 1994, Vol. 10, No. 1, pp. 1-16. [3] KAINER, K. U. Cast magnesium alloy reinforced by short fibres. In: Magnesium Alloys and Their Applications, DGM, Oberursel: DGM, 1992, pp. 415-422. [4] OAKLEY, R., COCHRANE, R.F., STEVENS, R. Recent developments in magnesium matrix composites. Key Engineering Materials, 1995, Vols 104-107, pp. 387-416. [5] MORDIKE, B.L., LUKÁČ, P. Interfaces in magnesium-based composites. Surface amd Interface Analysis, 2001, Vol. 31, pp. 682-691. [6] LUKÁČ, P., TROJANOVÁ, Z., DROZD, Z. Deformation behaviour of AZ91 alloy and composite. Key Engineering Materials, 2000, Vol. 188, No. 1, pp.121-128. [7] LUKÁČ, P., CHMELÍK, F. Použití akustické emise ke studiu vlivu teplotního cyklování na změny mikrostruktury hořčíkových kompozitů. Československý čaasopis pro fyziku, 2002, roč. 52, č. 5, s. 273-280. [8] CHAWLA K. K. Metal matrix composites. In: Materials Science and Technology, Vol. 13, Weinheim: VCH, 1991, pp. 121-182. [9] ARSENAULT, J.R., SHI, N. Dislocation generation due to differences between the coefficients of thermal expansion. Materials Science and Engineering, 1986, Vol. 81, No. 1, pp. 175-187. [10] DUNAND, D., MORTENSEN, A. Thermal mismatch dislocations produced by large particles in a strain-hardening matrix. Materials Science and Engineering, 1991, Vol. 135A, No. 1, pp. 179-184. [11] GRANATO, A. V., LÜCKE, K. Theory of mechanical damping due to dislocations. Journal of Applied Physics, 1956, Vol. 27, No. 6, pp. 583-593. 7