کامپوزیت های آلومینایی تقویت شده

چکیده

اکسیداسیون مستقیم فلز برای تولید انواع مختلفی از کامپوزیتی های زمینه سرامیکی تقویت شده با الیاف، مورد استفاده قرار می گیرند. تقویت کنند های مورد استفاده برای این مواد، شامل الیاف سیلیکون کاربیدی و سایر الیاف اکسیدی می باشد. کامپوزیت های SiC_f/〖Al〗_2 O_3 به طور موفقیت آمیز آزمون های موتوری و آزمون های مربوطه را در دماهای بین 1000 تا 1400 ℃ گذرانده اند. جایگزینی الیاف سرامیکی Nicalon (CG) با الیاف Hi-Nicalon با اکسیژن کاهش یافته، موجب بهبود خواص این مواد می شود. این بهبود مخصوصاً در استحکام باقیمانده ی ایجاد می شود. الیاف پایه اکسیدی، دارای مزیت نزدیکی ضریب انبساط حرارتی با زمینه آلومینایی، می باشند. الیاف بر پایه ی اکسید آلومینیوم و مولایت به عنوان تقویت کننده، مورد ارزیابی قرار گرفته اند. کامپوزیت های اکسید- اکسید، دارای افت قابل توجهی هستند زیرا دماهای آزمایش به حدود 1000 ℃ می رسد. به طور عکس، کامپوزیت های تقویت شده با الیاف سیلیکون کاربید، تقریباً 80 % از استحکام و تافنس شکست خود در دمای محیط را در دماهای 1200 ℃ حفظ می کنند.

مقدمه

طبیعت دیرگداز و دانسیته ی پایین مواد سرامیکی، موجب می شود تا این مواد، گزینه های ایده آلی برای کاربردهای دما بالا مانند موتورهای توربین، کاربردها هوافضا، ادوات مورد استفاده در فرایندهای شیمیایی و مبدل های حرارتی باشند. این مسئله در طی دهه ی گذشته فهمیده شده است که تافنس شکست ذاتی سرامیک ها، می تواند به طول قابل توجهی با استفاده از الیاف پیوسته به عنوان فاز تقویت شده، بهبود یابد. از این رو، علاقه مندی در زمینه ی مواد تقویت کننده در این مواد، افزایش یافته است.
یک روش برای تولید کامپوزیت های سرامیکی تقویت شده با الیاف، روش اکسیداسیون مستقیم فلزات است. این روش ابتدا بوسیله ی شرکت Lanxide معرفی شد و بعدها به طور موفقیت آمیز برای تولید اجزای موتورهای توربین و اجزای هوافضایی مورد استفاده قرار گرفت. حقوق مربوط به تکنولوژی DIMOX، همانگونه که تعیین هویت شده است، در نهایت بوسیله ی شرکت کامپوزیت های سیستم قدرت (Power Systems Composites) دریافت شد.
فرایند اکسیداسیون مستقیم فلز با نام DIMOX، پتانسیل فایق آمدن بر بسیاری از محدودیت های مربوط به تکنولوژی های فرآوری متداول در صنعت سرامیک مانند زینترینگ و پرس گرم را دارای می باشد. عدم ایجاد شرینکیج ناشی از متراکم شوندگی به همراه عدم جابجایی یا تخریب الیاف در طی نفوذ زمینه، منجر به توانایی ایجاد شکل های شبه شبکه ای و شبکه ای شده ست. از این رو، هزینه های ناشی از ماشین کاری، مینیمم می شود. سایر ویژگی های جذاب این روش، شامل فرایند نفوذ پایین برای زمینه، پایداری حرارتی زمینه و قابلیت استفاده از یک گستره ی وسیع از معماری ها و انواع مختلف فیبر می باشد. تا به امروز، بیشترین تلاش ها به منظور تولید CMC های تقویت شده با فیبر از طریق روش اکسیداسیون مستقیم فلز، بر روی تولید زمینه ی آلومینیوم اکسید تمرکز داشته است. یک محدودیت در مورد این کامپوزیت ها، رسانایی گرمایی پایین آنهاست.
سهولت استفاده از این فرایندها، تسهیل تولید انواع مختلفی از زمینه های تقویت شده با انواع مختلفی از تقویت کننده ها، می باشد.
انواع مختلفی از سیستم ها، در گذشته توسعه و ساخته شده اند. این سیستم ها، عبارتند از کامپوزیت های دارای زمینه ی آلومینیوم اکسید، آلومینیوم نیترید و سیلیکون نیترید می باشد. تقویت کننده ی مورد استفاده در این کامپوزیت ها، عمدتاً الیاف بر پایه ی سیلیکون کاربید می باشند. الیاف بر پایه ی اکسید همچنین در طی سال ها مورد ارزیابی قرار گرفته اند. این مقاله به بررسی تلاش هایی پرداخته است که در زمینه ی تولید کامپوزیت های آلومینیوم اکسید تقویت شده با الیاف کربنی از طریق روش اکسیداسیون مستقیم فلزی، انجام شده است. همچنین در این فصل، این کامپوزیت ها، با کامپوزیت های تقویت شده با الیاف اکسیدی، مقایسه شده اند.

تولید کامپوزیت

فرایند عمومی برای تولید کامپوزیت های آلومینیوم اکسیدی تقویت شده با الیاف از طریق روش اکسیداسیون مستقیم فلز، شامل شکل دهی اولیه، پوشش دهی سطح مشترک فیبر- زمینه، رشد زمینه و حذف آلومینیوم اضافی می باشد. یک نمودار از رویه ی فرایندهای مختلف در شکل 1 نشان داده شده است.
به طور نمونه وار، تولید صفحات کامپوزیتی با قرارددهی لایه هایی از بافته های فیبری در جهات 90 درجه انجام می شود. تکنولوژی های پیش شکل دهی پیشرفته مانند به هم تابیدن و یا بافتن سه بعدی، می تواند برای ایجاد اجزای سه بعدی با شکل پیچیده، مورد استفاده قرار گیرد. بعد از پیش شکل دهی، یک پوشش دوتایی از جنس BN/SiC بر روی الیاف اعمال می شود. این کار با روش نفوذ شیمیایی از فاز بخار (CVI) انجام می شود. لایه ی داخلی BN یک سطح مشترک ضعیف بین فیبر و زمینه، ایجاد می کند که این لایه موجب می شود تا تافنس کامپوزیت افزایش یابد و شکسته شدن کامپوزیت، به صورت ناگهانی نباشد. پوشش خارجی SiC از لایه ی BN محافظت می کند و همچنین فیبر را در برابر اکسیداسیون و واکنش با آلومینیوم مذاب، محافظت می کند. قطعه ی شکل دهی شده که از الیاف پوشش داده شده تشکیل شده اند، در تماس با آلیاژ آلومینیوم مذاب می باشد. در دماهایی در گستره ی 900 تا 1000 ℃، آلومینیوم با اکسیژن در هوای طبیعی واکنش می دهد و زمینه ی سه بعدی آلومینایی تشکیل می دهد که در داخل ساختار فیبری رشد می کند. یک شبکه ی با ارتباط داخلی که از کانال های فلزی میکروسکوپیک تشکیل شده است، دارای قطری برابر با چند میکرون است که در فاز زمینه واقع شده است. آلیاژ مذاب از طریق این میکروکانال ها به محل رشد نفوذ می کند و در این مکان ها، واکنش داده و به زمینه تبدیل می شود. یک لایه ی مانع گاز نفوذپذیر به یک یا چند سطح از ساختار اعمال می شود که در زمان رسیدن بخش در حال رشد به این لایه، این لایه وارد واکنش اکسیداسیون می شود. از این رو، با استفاده از این روش، امکان تولید ساختارهای شبکه ای و شبه شبکه ای مقدور می شود. آلومینیوم باقیمانده در داخل ساختار، دارای دمای ذوب پایینی است (حدود 600 ℃). این دما نسبت به دمایی که در موتورهای توربین مشاهده می شود (بالاتر از 1000 ℃) بسیار کمتر است. آلومینیوم مذاب دارای واکنش پذیری بسیار بالایی است و پتانسیل واکنش دادن با اجزای فلزی مجاور را دارد. از این رو، فلز آلومینیوم موجود در زمینه، بعد از رشد زمینه، خارج سازی می شود. این حذف با استفاده از فرایند با استفاده از فرایند فتیله ای شدن انجام می شود. این فرایند با استفاده از این حقیقت تسهیل می شود که آلومینیوم اضافی به طور غالب در ساختاری سه بعدی واقع شده است. حذف آلومینیوم اضافی منجر به تشکیل یک توزیعی از تخلخل های میکرویی می شود. این حذف فلز، دارای اثر معکوسی بر روی استحکام و تافنس کامپوزیت های تقویت شده با الیاف ندارد. میزان تخلخل کلی در این نمونه ها برابر با 5 تا 10 % است. کسر حجمی فیبر در گستره ی 0.30-0.35 می باشد.

کامپوزیت های اکسید آلومینیومی تقویت شده با الیاف SiC

نقش سطح مشترک فیبر- زمینه

سطح مشترک فیبر- زمینه، یکی از نقش های کلیدی را در عملکرد یک CMC تقویت شده با الیاف، بازی می کند. یکی از الزامات مورد نیاز برای حصول CMC های مستحکم و با تافنس بالا، وجود یک سطح مشترک ضعیف در فیبر- زمینه می باشد تا بدین صورت، به الیاف اجازه داده شود تا به آسانی نسبت به زمینه، حرکت کند. استفاده از پوشش های کاهنده ی پیوند از جنس کربن یا نیترید بور، برای CMC ها با زمینه ی سیلیکون کاربید و شیشه سرامیک، گزارش داده شده است. برای کامپوزیت های تولید شده بوسیله ی روش اکسیداسیون مستقیم، لایه های نازک از جنس کربن یا BN به سرعت در طی فرایند متراکم شوندگی، اکسید می شوند. از این رو، یک پوشش دوتایی از جنس BN/SiC به منظور ایجاد سطح مشترک ضعیف در بین زمینه- فیبر، انتخاب شده است. اصل مورد استفاده برای انتخاب این پوشش ها، دوگانه است. این سطح مشترک موجب کاهش پیوند میان فیبر و زمینه می شود و همچنین فیبر را در طی فرایند متراکم شوندگی، در برابر اکسید شدن، محافظت می کند.
ضخامت های هر کدام از لایه های پوشش BN/SiC می تواند نقش محوری در خواص مکانیکی منتج شده برای این کامپوزیت ها، داشته باشد. عموماً ضخامت بهینه برای پوشش های SiC در گستره ی 2 تا 4 میکرون می باشد. ضخامت های بالاتر این پوشش می تواند منجر به بسته شدن سطح پیش شکل دهی گردد. این مسئله منجر به عدم انتقال اکسیژن یا فلز به بخش در حال رشد می شود. در حقیقت، این ضخامت بیش از حد منجر به ایجاد تخلخل می شود. ضخامت پایین SiC نیز منجر به کاهش استحکام کامپوزیت می شود. پوشش هایی که ضخامت اندکی دارند، ضرورتاً نمی توانند موجب جدا شدن فیبر از زمینه شوند. همچنین هیچ مزیتی در زمان افزایش ضخامت پوشش BN به میزان 0.5 میکرون، مشاهده نشده است. ضخامت های بالاتر از یک میکرون، موجب می شود تا کامپوزیت استعداد بیشتری برای شکسته شدن بین لایه ای داشته باشد. از این رو، ضخامت پوشش BN باید در گستره ی 0.2 تا 0.5 میکرون باشد.

ریزساختار کامپوزیت های آلومینای Nicalon دو بعدی

تصاویر با بزرگنمایی پایین و بالا، مربوط به سطح مقطع پولیش خورده ی کامپوزیت های SiC_f/〖Al〗_2 O_3 به ترتیب در شکل 2 و 3 آورده شده است. نفوذ یکنواخت زمینه هم در داخل و هم در میان بسته های فیبری وجود دارد که این مسئله در واقع تولید کامپوزیت های تقویت شده با الیاف از طریق روش اکسیداسیون فلزی می باشد. یک نکته که باید تذکر داده شود، این است که این فرایند، توانایی پر کردن فضاهای خالی تا 200 میکرون و همچنین شکاف های 1 میکرونی و زیر یک میکرون را دارا می باشد (شکل 3). یک مقدار اندک از تخلخل در داخل برخی از توده های فیبری مشهود است که این تخلخل ها به دلیل آب بندی گروه های منفرد فیبری در طی فرایند پوشش دهی CVI ایجاد شده اند. از این رو، هیچ دسترسی برای رشد زمینه در داخل این نواحی، وجود ندارد.
میکروکانال های با توزیع یکنواخت و ریز در بزرگنمایی های بالاتر قابل مشاهده می باشد. در شکل 3نتیجه ی حذف آلومینیوم اضافی بعد از فرایند اکسیداسیون مستقیم فلز، نشان داده شده است. پوشش های دوتایی BN/SiC یکنواخت در حوالی فیبر مشاهده می شود.
عدم تطابق در ضریب انبساط حرارتی (CTE) در میان الیاف Nicalon و زمینه ی اکسید آلومینایی وجود دارد. این عدم تطبیق منجر به توسعه ی تنش های کششی باقیمانده در زمینه و در زمان سرد کردن نمونه می شود. در کامپوزیت های بافته ی دو بعدی، نواحی نسبتاً بزرگ تری از زمینه ی تقویت نشده، در میان بخش های فیبری وجود دارد. از این رو، برای کامپوزیت های دو بعدی آلومینا/ Nicalon دو بعدی، این نواحی تقویت نشده، احتمالاً موجب ایجاد تنش های کششی باقیمانده می شود. در برخی موارد، تنش های باقیمانده به اندازه ی کافی بالاست که موجب ایجاد ترک در داخل زمینه می شود. حضور این ترک ها، در شکل 2 مشاهده می شود.

خواص کامپوزیت های آلومینا/ Nicalon دو بعدی

خواص کامپوزیت های مورد بررسی در این بخش، کامپوزیت های آلومینا/ Nicalon دو بعدی است که شامل 35 % حجمی فیبر است. تمام نمونه ها به صورت صفحه بریده شدند که همگی دارای یک جهت گیری بودند. آزمون های دما بالا در اتسمفر هوا اعمال می شود.
خواص فیزیکی و گرمایی مربوط به کامپوزیت های آلومینا/ CG Nicalon در جدول 1 آورده شده است. استحکام 4 نقطه ای و تافنس شکست در دماهای مختلف در جدول 2 آورده شده است. تمام آزمون ها در هوا و بعد از نگهداری به مدت 15 دقیقه در دمای معین انجام شده است. استحکام خمشی مربوط به دمای اتاق برابر با 460 MPa تا دمای 1200 ℃ حفظ می شود. تافنس های شکست در دمای 1200 ℃ نیز به میزان 80 % حفظ می شود.
سطوح شکست نشاندهنده ی وجود مقادیر قابل توجهی خروج فیبر در دمای اتاق و دمای 1200 ℃ است (همانگونه که به ترتیب در شکل 4 و 5 نشان داده شده است). این خروج فیبر، شاخصی از تضعیف سطح مشترک فیبر- زمینه است. به طور نمونه وار تخریب پیوند می تواند در سطح مشترک BN/ فیبر ایجاد شود (شکل 4b). از این رو، تافنس سطحی فیبر می تواند نقش قابل توجهی در تعیین ویژگی های عدم اتصال در این کامپوزیت ها، داشته باشد.
نمونه های دارای اندازه ی 50×6×3 mm به طور گرمایی تحت شوک قرار می گیرند. این شوک از طریق کوئنچ از دمای 1000 یا 1200 ℃ به دمای اتاق (در آب) انجام می شود. استحکام های خمشی اندازه گیری شده قبل و بعد از شوک حرارتی در جدول 3 آورده شده است. رسانایی گرمایی نسبتاً پایین این کامپوزیت ها (جدول 1)، اثر نامطلوبی بر روی رفتار شوک حرارتی ندارد. شوک های حرارتی متوالی از دمای 1000 ℃ به دمای اتاق که به تعداد 5 سیکل انجام شده است، نشاندهنده ی تنها کاهش اندکی (15 % ) در استحکام این مواد می باشد.
همانگونه که هیچ موازی شدن فیبری در جهت ضخامت در کامپوزیت های تقویت شده با فیبر، مشاهده نشد، یک حالت ممکنه برای شکست، برش میان لایه های فیبری می باشد. از این رو، استحکام برشی بین لایه ای یکی از ویژگی های مهم می باشد. آزمون ها با استفاده از روش ASTM D2344-84 انجام شده است. متوسط استحکام برشی بین لایه ای که از 5 نمونه بدست آمده است، برابر با 62 MPa در دمای اتاق بوده است.
نتایج مربوط به استحکام کششی (شکل 6) نشان دهنده ی حفظ UTS برابر با 260 MPa تا دمای 1200 ℃ می باشد. این مسئله با داده های مربوط به استحکام خمشی، تطابق دارد (جدول 2).
یک نمودار تنش- کرنش نمونه وار (شکل 7) نشان دهنده ی وجود یک حد نسبی برابر با 600 MPa می باشد. تغییر در شیب مربوط به نمودار تنش- کرنش در این نقطه، شاخصی از میزان انتشار میکروترک ها و ایجاد این میکرو ترک ها. در دماهای بالا، این میکروترک ها می توانند مسیری برای عبور اکسیژن ایجاد کنند و منجر به تخریب پوشش و فیبر شوند. از این رو، آزمون های گسستگی با اعمال تنش های کششی بالاتر از 60 MPa اعمال شده است تا بدین صورت اثر کارایی کامپوزیت در این حد نسبی، تعیین گردد. این آزمون ها، شامل بارگذاری کششی بر روی نمونه ها و نگهداری آنها در دماهای بالا، می باشد. در برخی آزمون ها، سطح تنش به صورت دوره ای افزودن می شود تا زمانی که شکست رخ دهد (شکل 8). تمام نمونه های مورد بررسی، پیش از انجام آزمون، ماشین کاری شدند تا پوشش های اکسیدی ایجاد شده بر روی آنها برداشته شود. داده ها نشان می دهنده که این کامپوزیت های زمینه آلومینایی تقویت شده با الیاف Nicalon می توانند در برابر تنش های اعمال شده تا زمان هایی بیش از 1000 ساعت در دمای 1100 تا 1200 ℃ مقاومت کنند. عمر مفید بیش از 6500 ساعت برای این قطعات پیش بینی شده است.
قابلیت مقاومت این کامپوزیت ها در سطوح بالاتر از حد نسبی، به دلیل مکانیزم های مقاومت داخلی در برابر اکسیداسیون، ایجاد می شود. اکسیداسیون جزئی مربوط به لایه ی BN/SiC منجر به تشکیل شیشه می شود که این مسئله موجب بسته شدن میکروترک های کوچک می شود (شکل 9) و بنابراین، موجب حفظ یکپارچگی کامپوزیت می شود. به هر حال، وقتی میکروترک ها به اندازه ی کافی بزرگ باشند، تخریب کامپوزیت به عنوان نتیجه ای از اکسیداسیون فیبر یا پوشش، ایجاد می شود. این تخریب منجر به شکست ترد کامپوزیت با حداقل کشش در فیبر می شود همانگونه که در سطح شکست یک نمونه ی شکسته شده در دمای 1100 ℃ مشاهده می شود (شکل 10). در این آزمون، تنش های اعمال شده به اندازه کافی بالاست و می تواند میکروترک ها را باز کند.
به منظور شبیه سازی بهتر شرایط موتور توربین، یک سیکل دمایی در طی اعمال دمای بالا تحت تنش های کششی اعمال شده، اعمال می شود. هر سیکل گرمایی شامل نگهداری نمونه در دمای 1100 ℃ به مدت 1 ساعت در هوا و سرد کردن نمونه تا دمای 600 ℃ در مدت زمان 45 دقیقه می باشد. بعد از نگه داشتن نمونه به مدت 1 ساعت در دمای 600 ℃، دما دوباره در مدت 45 دقیقه، به 1100 ℃ افزایش می یابد. یک نمودار کرنش نسبت به زمان برای این آزمون در شکل 11 آورده شده است. بعد از چند سیکل گرمایی اولیه با اعمال تنش کششی برابر با 12 MPa، تنش به 50 MPa افزایش می یابد. بعد از 115 سیکل در تنش 50 MPa، سطح تنش به 70 MPa افزایش می یابد. شکست نمونه بعد از انجام 22 سیکل در تنش 70 MPa رخ می دهد. برای تمام نمونه ها، آزمون با انجام 142 سیکل و زمان 500 ساعت انجام می شود. ازدیاد طول مربوط به ناحیه ی 70MPa، در شکل 11 نشان داده شده است. این شکل نشاندهنده ی نوسان کرنش نمونه در هر سیکل حرارتی است. افزایش در کرنش مشاهدده شده با افزایش تعداد سیکل برای یک تنش معین، به دلیل افزایش پیوسته در ترک های زمینه، ایجاد می شود. یک آزمون ثانویه تحت شرایط سیکل گرمایی مشابه اجرا شده است با این تفاوت که تنش اعمال شده ثابت و براببر با 50 MPa بوده است. آزمون در زمان 1000 ساعت و با 282 سیکل انجام شد تا بدین صورت نمونه به طور کامل تخریب گردد.
آزمون های خستگی کششی- کششی با سیکل پایین با استفاده از شکل موج ذوزنقه ای و یک نرخ تنش 0.1 انجام می شود (شکل 12 و 13). نمودار S-N در دمای 1100 ℃ و در محیط هوا، نشان داده است که یک حد مقاومت برابر با 100 MPa وجود دارد. استحکام کششی LCF در دمای 1100 ℃ برابر با 212 MPa می باشد که 88% از این مقاومت در دمای 1100 ℃ حفظ می شود. سطوح شکست این نمونه ها بعد از تست LCF دارای کشیدگی فیبر است (شکل 14) که این مسئله نیز نشاندهنده ی پیوستگی میان فیبر و پوشش در طی آزمون خستگی (1000 سیکل در دمای 1100 ℃). علاوه بر این، آزمون های خستگی کششی- کششی همچنین به عنوان تابعی از دما انجام می شوند. این کار با استفاده از سطح تنش ماکزیمم برابر با 120 MPa انجام می شود. نتایج در شکل 13 نشان داده شده است. هیچ اثر زیان آوری در دماهای متوسط 600 تا 800 ℃ مشاهده نشده است.

خواص کامپوزیت های آلومینایی تقویت شده با الیاف Hi-Nicalon دو بعدی

استحکام کششی باقیمانده بعد از در معرض قرار دادن نمونه در دمایی بین 800 تا 1100 ℃ به مدت 1000 ساعت در هوا، در شکل 15 برای کامپوزیت های آلومینایی تقویت شده با الیاف CG Nicalon، نشان داده شده است. یک کاهش اساسی در UTS بعد از قرارگیری نمونه در دمای 1100 ℃ مشاهده شده است. افت درصدی برای استحکام ای اندازه گیری شده در دمای اتاق نسبت به مقادیر اندازه گیری شده در دمای 1100 ℃ بیشتر است. به هر حال، جایگزینی CG با الیاف Hi-Nicalon منجر به بهبود در حفظ استحکام در دمای 1100 ℃ برای دوره های زمانی 500 و 1000 ساعت می شود (شکل 16). الیاف Hi-Nicalon دارای مقادیر اکسیژن کمتری نسبت به گرید CG هستند. مقدار اکسیژن افزایش یافته در CG Nicalon با زمینه ی میکروترک دار کامپوزیت های آلومینا/ Nicalon ترکیب می شود و منجر به تخریب بیشتر در خواص مکانیکی ماده می شود. بر اساس این آزمون است که یک شیفت در زمینه ی جایگزینی CG Nicalon با الیاف Hi-Nicalon انجام شده است.
نمودارهای تنش- کرنش کششی برای کامپوزیت های آلومینایی با Nicalon دو بعدی در شکل 17 نشان داده شده است. سطوح خستگی برای این کامپوزیت ها، مشابه سطوح خستگی مربوط به کامپوزیت های آلومینایی با تقویت کننده ی Nicalon است.
کشیده شدن الیاف با از بین رفتن اتصال میان سطح مشترک فیبر- BN ضروری است (شکل 18a، 18b). توسعه ی دیگر در زمینه ی سیستم های کامپوزیتی آلومینایی/ Hi-Nicalon به طور قابل توجهی با ورود الیاف سیلیکون کاربید به داخل زمینه ی این کامپوزیت ها، ایجاد شده است. این کامپوزیت ها با فرایند نفوذ مذاب تولید شده اند. این کامپوزیت ها، از پوشش های دوتایی BN/SiC بهره می برند.
کامپوزیت های تولیدی با این روش، دارای تراکم بالاتر، رسانایی گرمایی بالاتر و عدم ترک در داخل زمینه می باشند. علاوه بر این، حضور سیلیکون باقیمانده در زمینه ی کامپوزیت های تولیدی با روش نفوذ، دارای دمای ذوب بالاتری (1410 ℃) نسبت به آلومینا (623 ℃) هستند. از این رو، هیچ نیازی برای اعمال فرایند حذف فلز در این کامپوزیت ها، نیست. از نقطه نظر تولید، کاهش یکی از مراحل تولید، می تواند موجب کاهش هزینه های مربوط به تولید و بهبود بازده تولید شود. زمینه ی آلومینایی تولید شده از طریق روش اکسیداسیون مستقیم فلز، یک تطابق مناسب تر برای تقویت این مواد با الیاف، ایجاد می کند.
نتایج آزمون موتور توربین
چندتا از اجزای موتور که از جنس کامپوزیت های آلومینایی/ Nicalon هستند، بوسیله ی برخی از تولید کنندگان، ایجاد و تحت آزمایش موتور قرار گرفتند. برخی از این اجزای تولیدی، در شکل 19 نشان داده شده است. تنها ماشین کاری مورد نیاز برای این اجزا بر روی لبه ها و سوراخ ها، انجام شده است. ریزساختار نمونه وار برای سطح مقطع یکی از این اجزا (شکل 20) نشان می دهد که ریزساختار در صفحات مسطح، متراکم است.
اجزای احتراق آزمایشی برای Williams International ساخته شد تا از آنها در آزمون موتورهای مصرفی، استفاده شود. این اجزا تحت برنامه ای ساخته شده اند که بوسیله ی AREA و نیروی دریایی آمریکا، مورد حمایت مالی بود. این اجزای بخش احتراق، دارای قطری برابر با 25 cm هستند. نمونه های استحکام خمشی از یکی از اجزای احتراق، ماشین کاری شده اند و این نمونه ها با نمونه ی مسطح آزمایشی Williams International مقایسه شد. استحکام خمشی سه نقطه ای برای 8 نمونه برابر با 350 MPa می باشد، در حالی که استحکام 4 نقطه ای بدست آمده از صفحات مسطح، برابر با 370 MPa بود. مشابهت در استحکام، این مسئله را تأیید کرد که با استفاده از روش اکسیداسیون مستقیم فلز، قطعات پیچیده به خوبی قطعات مسطح تولید می شوند.
دو گروه از اجزای احتراق به طور موفقیت آمیز برای 10 ساعت مورد آزمایش قرار گرفتند. آزمون های موتور شامل کار در دماهایی بین 1175 تا 1400 ℃ می باشد که در هر آزمون، 5 سرمایش وجود دارد. این اجزا پیک دمایی تا 1500 ℃ را تحمل می کنند.
آتشدان های مورد استفاده برای کاربردهای موتوری، به طور موفقیت آمیز توانسته اند 78 ساعت را در آزمون موتور تاب بیآورند. آزمون ریگ (Rig tests) که بیان کننده ی عملیات های بعد از احتراق واقعی است، درگیر دماهای سیکلی بالاتری است. این دماها بین 1000 تا 1300 ℃ می باشد. این آزمون ها در 150 سیکل بعد از احتراق انجام می شود و بعد از این سیکل ها، هیچ آسیب قابل توجهی در اجزا، مشاهده نمی شود.

کامپوزیت های آلومینایی تقویت شده با الیاف اکسیدی

الیاف اکسیدی مختلفی به عنوان تقویت کننده برای تولید کامپوزیت های آلومینایی تقویت شده با الیاف اکسیدی، مورد استفاده قرار گرفته اند (از طریق فرایند اکسیداسیون مستقیم فلز). یک لیست از الیاف اکسیدی مورد ارزیابی قرار گرفته، در جدول 4 آورده شده است. در حالی که تمام سیستم های کامپوزیتی تولید شده، از لحاظ ریزساختار مورد ارزیابی قرار گرفتند، خواص مکانیکی کامپوزیت های تقویت شده با الیاف PRD-166، Altex، Almax، Nextel 610 و Nextel 720 مورد ارزیابی قرار گرفت. در میان سیستم های اکسید/ اکسید تولید شده تا امروز، یک تلاش قابل توجه بر روی توسعه ی کامپوزیت هایی انجام شده است که بوسیله ی الیاف آلومینای خالص (Nextel 610) تولید شده اند.

ریزساختار کامپوزیت های اکسید/ اکسید

یک تصویر بزرگ نمایی شده از یک سطح مقطع پولیش خورده از کامپوزیت آلومینا/ Nextel 610 در شکل 21 نشان داده شده است. نفوذ یکنواخت زمینه در داخل و بین بسته های فیبری مشاهده شده است. این مسئله مشابه حالتی است که برای کامپوزیت های آلومینا/ Nicalo دو بعدی، مشاهده می شود. برهمکنش پوشش های سطح مشترک با میکروترک های ایجاد شده بر روی یک کامپوزیت آلومینا/ Almax در شکل 22 نشان داده شده است. انحراف ترک در سطح مشترک فیبر- BN اتفاق می افتد که این مسئله به طور نمونه وار برای تمام کامپوزیت های اکسید/ اکسید مورد ارزیابی قرار گرفته است (شکل 18b).

خواص مکانیکی مربوط به کامپوزیت های اکسید/ اکسید

تمام آزمون های مربوط به خواص مکانیکی، بر روی نمونه هایی انجام می شود که از سطح و بوسیله ی ماشین کاری، جداسازی شده اند. هیچ پوشش خارجی اعمال نشده است. آزمون های دما بالا در هوا انجام شده است. استحکام خمشی 4 نقطه ای بوسیله ی MIL-STD-1942A اندازه گیری شده است در حالی که روش ایجاد شکاف Chevron برای بدست آوردن تافنس شکست کامپوزیت ها، مورد استفاده قرار می گیرد. نمودارهای تنش- کرنش با استفاده از نمونه های مشابه با استخوان سگ و کشش سنج های کلیپ گیج، بدست آمده اند.
تغییر در استحکام خمشی 4 نقطه ای به عنوان تابعی از دما برای کامپوزیت های تقویت شده با Almax، Nextel 610 و Nextel 720 در شکل 23 نشان داده شده است. هر نقطه ی داده ای مربوط به متوسط گیری از سه آزمون است. تمام این کامپوزیت های اکسید اکسید دارای افت در استحکام هستند که با افزایش دمای آزمایش، رخ داده است. تقریباً 50 % از استحکام این مواد در دمای اتاق، در دمای 1000 ℃ افت پیدا می کند. در عوض، یک کامپوزیت آلومینایی/ Nicalon استاندارد دارای الیاف مشابه، دارای مینیمم اتلاف استحکام در دماهای بالا می باشد (شکل 23). کامپوزیت های آلومینایی اولیه که با استفاده از الیاف PRD-166 و Altex تقویت شده اند، همچنین با افزایش دما، یک رویه ی کاهشی در استحکام خمشی را متحمل شده اند، مشابه با کامپوزیت های اکسید/ اکسید، بحث شده در بخش قبلی.
نمونه های کامپوزیتی تقویت شده با Almax و Nextel 610 به مدت 100 ساعت در معرض دمای 1000 ℃ قرار گرفتند و سپس بر روی آنها آزمون استحکام خمشی 4 نقطه ای انجام گرفت. حداقل 80 % از استحکام اولیه ی کامپوزیت ها در دمای اتاق، بعد از عملیات حرارتی، حفظ می گردد (جدول 5). از این رو، خواص مکانیکی مورد ارزیابی در دماهای بالا، به طور قابل توجهی در کامپوزیت های اکسید/ اکسید، تخریب می شوند.
خواص کششی مربوط به کامپوزیت های تقویت شده با الیاف Almax، Nextel 610 و Nextel 720 در جدول 6 آورده شده است. رویه ی مربوط به افزایش و کاهش استحکام برای این کامپوزیت ها، مشابه با استحکام خمشی 4 نقطه ای در دمای اتاق است (جدول 4). نمودارهای تنش- کرنش مربوط به سیستم های کامپوزیتی اکسید/ اکسید سه تایی، در شکل 24 نشان داده شده است. کامپوزیت های تقویت شده با الیاف Almax و Nextel 720 همچنین دارای یک کاهش در استحکام کششی نهایی (UTS) هستند.
یک افت 40 % در استحکام کششی، برای کامپوزیت های آلومینا/ Nextel 720 مشاهده شده است (جدول 6). یک کاهش مشابه در داده های مربوط به استحکام خمشی 4 نقطه ای مشاهده شده است (شکل 23). نمودارهای تنش- کرنش در دو دما در شکل 25 مقایسه شده است. بر اساس کرنش شکست (0.09 %) در دمای 1000 ℃، این ممکن نیست که کامپوزیت های آلومینا/ Nextel 720 به عنوان یک ماده ی ساختاری دما بالا در کاربردهای موتور توربین، مورد استفاده قرار گیرد.
تافنس شکست برای کامپوزیت های تقویت شده با الیاف آلومینایی، اندازه گیری شده است. یک رویه ی کاهشی در تافنس، با افزایش دما، مشاهده شده است (مشابه با داده های مربوط به استحکام). کامپوزیت های آلومینا/ Nextel 610 ، در دمای 1000 ℃، یک کاهش در تافنس شکست متحمل می شوند (از 17 MPa به 9MPa).
از این رو، برای تمام کامپوزیت های اکسید/ اکسید مورد بررسی، یک رویه ی مشابه در تغییر خواص مکانیکی به عنوان تابعی از دما، مشاهده شده است. یک افت قابل توجه در استحکام خمشی، استحکام کششی و تافنس شکست مربوط به کامپوزیت ها، در بازه ی دمایی 25 تا 1000 ℃ مشاهده شده است.

آنالیز شکست برای کامپوزیت های اکسید/ اکسید

اگر چه یک افت 55% در استحکام خمشی برای کامپوزیت های آلومینا/ Almax در بازه ی دمایی 25 تا 1000 ℃ مشاهده شده است، هیچ تفاوت قابل توجهی در میزان کشیده شدن الیاف در این دو دما، مشاهده نشده است (شکل 26 و 27). جدایش زمینه- فیبر در تمام دماهای آزمایش، مشاهده شده است که این مسئله شاخصی است از این مسئله که پوشش BN یک سطح مشترک ضعیف است. این جدایش در سطح مشترک فیبر- BN اتفاق می افتد (شکل 28).
ارزیابی های دیگر بر روی سطوح شکست مربوط به فیبرهای منفرد که بعد از انجام آزمون های استحکام خمشی، انجام شده است، نشاندهنده ی وجود تغییرات مجزا در مرفولوژی شکست مربوط به فیبرها (از حالت بین دانه ای به حالت داخل دانه ای) بعد از حرارت دهی، بوده است (شکل 29). شکست داخل دانه ای فیبر بر این دلالت دارد که فازهای مرزدانه ای با دمای ذوب پایین، تشکیل شده اند. این مسئله موجب افت قابل توجه در استحکام کامپوزیت شده است.

خلاصه

اکسیداسیون مستقیم فلز، یک فرایند ساده است که بوسیله ی آن، امکان تولید کامپوزیت های آلومینایی تقویت شده با الیاف، وجود دارد. بیشتر تلاش های کنونی بر روی تقویت این ماده با استفاده از الیاف سیلیکون کاربید، تمرکز دارد. این کامپوزیت ها، دارای عمری بیش از 6000 ساعت در دمای 1200 ℃ و تحت تنش اعمال شده ی 70 MPa می باشند. اجزای کامپوزیتی تولید شده از جنس SiC_f/〖Al〗_2 O_3 در دمای بین 1000 تا 1400 ℃، آزمون های موتور را با موفقیت به پایان رسانده اند. در مقایسه با الیاف گرید Nicalon، الیاف با میزان اکسیژن کمتر Hi-Nicalon ، میزان تقویت شوندگی بالاتری ایجاد می کنند و خواص مکانیکی حاصله از این الیاف، حتی بعد از قرارگیری این کامپوزیت ها در دمای 1100 ℃، نیز حفظ می شود. در مقایسه باید گفت: کامپوزیت های تولید شده با استفاده از تقویت کننده های فیبری اکسیدی، دارای استحکام و تافنسی هستند که با افزایش دما، افت می کند. حالت داخل دانه ای خستگی در این کامپوزیت ها، نشاندهنده ی حضور فازهای مرزدانه ای ضعیف در دماهای بالاست که موجب کاهش استحکام فیبر می شود. نتایج این مطالعه نشان می دهد که بهتر است از الیاف اکسیدی با قطر کوچک و دارای پایداری ترمومکانیکی بالا، استفاده شود. اکسیداسیون مستقیم فلز، یک فرایند ایده آل برای یک چنین الیافی است و اکنون زمان تجاری سازی این کامپوزیت هاست.
استفاده از مطالب این مقاله با ذکر منبع راسخون، بلامانع می باشد.