Armarea compozitelor cu matrice pe baza de Mg-Li

Armarea compozitelor cu matrice pe baza de Mg-Li

Matricea compozita de Mg-xLi (x=4,8,12) ramforsata cu fibre scurte de Δ-alumina (Al2O3) a fost obtinuta prin procesul de infiltrare sub presiune.Compozitul Mg-8Li ramforsat cu SiC a fost preparat prin tehnologia metalurgiei pulberilor. Prin cresterea continutului de litiu, faza de tranzitie a matricei de MG-Li se 'exhibits ' din faza hcp in faza hcp+bcc si in faza bcc. Testul de compresiune a probei compozite cilindrice a fost facut la temperaturi intre 20s si 300sC. Deformarea ulterioara a compozitului este influentata semnificativ de structura matricei si de prepararea tehnica. Rezultatele obtinute releva ca tensiunea interioara a compozitelor este substantial mai mare decat la aliajele neramforsate. Efectul ramforsarii cu fibre si particule creste si scade in functie de temperatura. Au fost evaluate diferite contributii la rezistenta compozitelor. Tensiunea de la interfata fibrelor/matricelor au o mare importanta in ramforsarea compozitelor cu fibre, in timp ce compozitele ramforsate cu particule cu grauntii de dimensiuni mici au un rol crucial. Contributia cresterii densitatii de dislocatii e de asemenea foarte importanta.

1. Introducere

Aliajele usoare ramforsate cu fibre scurte sau particule, permit adaptarea mai precisa a pieselor conditiile de lucru . Acest lucru creste tendinta de utilizare in industria auto a diferitelor componenete. Proprietatile avansate a compozitelor cu matrice metalica sunt:

cresterea aparenta a limitei de elasticitate,, tensiune, rezistenta la oboseala

cresterea rezistentei si proprietatile la temperature inalte

imbunatatirea fluiditatii materialului

crestrea rezistentei la uzura

extinderea termica scazuta

Aliajele usoare de Mg-Li sunt atractive pentru ramforsarea lor cu fibre sau particule ceramice. Mg pur are structura hcp. Densitatea aliajului Mg-Li scade o data cu cresterea continutului de litiu. Aparitia litiului creste ductilitatea. Diagrama de faza MG-Li arata ca Li este solubil in faza hcpα mai mare de 4wt%, in timp ce Mg aliat cu un continut mai mare de 12wt% Li are o structura bcc. Proprietatile mecanice a fazei α hcp sunt mai rele in comparatie cu faza bcc a aliajului, care are o rtezistenta la uzura foart buna. Dezavantajele aliajului Mg-Li cu structura bcc sunt activitatea chimica ridicata si rezistenta la coroziune scazuta. Cateva compromisuri ar putea fi aliajele cu 8wt% Li care pot expune ambele proprietati mecanice la fel ca si o buna rezistanta la coroziune. Proprietatilor mecanice pot fi imbunatatite daca aliajul este ramforsat cu fibre sau particule ceramice.

Prezenta lucrare este concentrata pe comportamentul mecanic al compozitelor, unde matricea este formata din aliaj Mg-Li ramforsat cu fibre scurte de alumina si particule de SiC.

2. Procedura experimentala

In acest studiu au fost folosite doua tipuri de monstre. Aliajele Mg-4Li, Mg-8Li si Mg-12Li ramforsate cu fibre scurte de alumina (Mg-xLi(f)) si aliaj Mg-8Li ramforsat cu particule de SiC (Mg-8Li(p)). Au fost folosite doua tehnologii diferite pentru producerea monstrelor. Compozitul Mg-xLi(f) a fost produs de infiltrarea gazului sub presiune a fibrelor semifabricate evacuate cu amestecator metalic in autoclave. Prefabricatul consta din fibre discontinue de Δ-alumina (aprox. 10% din volum) preparate prin dispersarea stimulata ultrasonic cu ajutorul produsului comercial Saffil in mediu apos, ulterior sedimentarea si uscarea la 150sC pentru a obtine o distributie planara a fibrelor. Lungimea si diametrul fibrelor dupa infiltrare au fost de 100 μm, respectiv 3 μm. Semifabricatul a fost incapsulat fara nici un amestecator in containerul de otel cu continut scazut de carbon (8x8x70 mm) si infiltrat prin presiunea gazoasa (argon) la 690C/6 Mpa/30 s cu aliajul topit . Din atacul asupra topiturii de Mg-Li nu s-a observat nici o afectiune a fibrelor. Marimea granulelor a fost estimate la 80 μm pentru Mg-4Li(f) si 75+-5 μm pentru Mg-12Li(f). Aceste valori sunt mai mici decat cele estimate pentru un aliaj neramforsat : 400 μm pentru Mg-4Li si 550 μm pentru Mg-12Li. Limitele de graunti in Mg-8Li(f) sunt probabil identice cu cele din faza limita. Monstra MG-8Li(p) cu particule de SiC de 8%vol. au fost procesate prin metalurgia pulberilor. Amestecul matricei de pulbere cu particule de Si C a fost introdus intr-un amestecator asimetric. Pulberea a fost incapsulata in containere de magnesiu si extrudata la 400sC folosind o presiune orizontala de extrudare de 400t. Marimea grauntilor a particulelor compozite ramforsate a fost estimata ca fiind de 5±2 μm, fiind mai mica decat marimea particulelor (9μm). Monstra compozita nu a fost tratata termic.

Testul de compresiune a fost facut la diferite temperaturi (incepand de la temperatura camerei pana la 300sC) folosind o masina de testat INSTRON (a screw-driven). Monstrele cilindrice de : Mg-xLi(f) cu diametru de 5 mm si lungimea de 7mm si Mg-8Li(p) cu diametru de 8mm si lungimea de 12mm s-au supus deformarii prin cross-head constanta rezultand un efort initial cu rata de 2.7x10^-4s^-1. fibrele Saffil in Mg-xLi(f) exponand D orientatii aleatorii cu fibrele plan paralele la axa piesei. Temperatura in furnal a fost controlata la ±1sC. Monstrele au fost deformate pana la rupere sau pana la o forta predeterminata. Rezistenta la presiune σ₀₂ a fost estimata ca fiind valoarea presiunii la 0.2% efort , si presiunea maxima teta max ca fiind valoarea maxima a rezultatului presiunii. Microstructura compozitului a fost obsevasta prin utilizarea microscopului Olympus.

3.Rezultate si discutii

In fig. 1 este prezentata microstructura preparatului Mg-4Li(f). Matricea consta in solutie solida a fazei hcp Mg-4Li si fibre scurte Saffil. Taierea pentru studiul metalografic s-a facut perpendicular pe axa probei si de asemenea pe planul fibrelor.

Fig.1 Microstructura compozitului Mg-4Li(f)

Din figura 1. este evident ca aceasta structura 2D a fibrei este aproape perfecta. Structura aliajului Mg-8Li este constituita in special din faza hcp cu baza magneziu (α) si faza bcc cu baza litiu (β). Similar, matricea din compozitul Mg-8Li are structura (α+β) - cu fractia volumetrica de 0.6 faza α( deschisa) si 0.4 faza β (inchisa). Fibrele din compozit sunt distribuite planar intre regiunile α si β a matricei (fig.2).

Fig.2 Microstructura compozitului Mg-8Li(f)

Microstructura compozitului Mg-12Li(f) este prezentata in figura 3. In aceasta figura sunt vizibile si limitele de graunti. Microstructura compozitului preparat prin metalurgia pulberilor are caracter diferit (Fig. 4). Un graunte cu marime medie este substantial mai mic. Faza saraca (α) si faza bogata (β) sunt de asemenea vizibile. Particulele de SiC sunt distribuite neuniform si forma lor in cele mai multe cazuri este de grupuri mici.

Fig.3 Microstructura compozitului Mg-12Li(f) Fig. 6 Rezistenta la incovoiere in functie

de temperature a compozitului Mg-4Li(f)

Fig. 4 Microstructura compozitului Mg-8Li(p) Fig. 7 Curba presiune-deformare obtinuta

pentru compozitul Mg-8Li(f) la diferite

temperaturi

Fig. 5 Curba tensiune-deformare obtinuta pentru Fig. 8 Rezistenta laincovoiere in functie de

Compozitul Mg-4Li(f) la diferite temperaturi temperature a compozitului Mg-8Li(f)

Curbele presiune-efort pentru monstra Mg-4Li(f) obtinuta la temperaturi diferite sunt aratate in figura 5. Figura 6 arata dependenta de temperatura a presiunii initiale σ₀₂ si presiunea maxima σ_max obtinuta pentru compozite cu matrice Mg-4Li in faza hcp (α) si fibre scurte Saffil. Efortul la ecruisare (diferenta dintre presiunea initiala si presiunea maxima) este expresiv la temperatura camerei si scade cu cresterea temperaturii. Curbele presiune efort pentru matricea MG-8Li in faza (α+β) cu fibre Saffil la diferite temperaturi sunt prezentate in figura 7. Efortul mare la ecruisare la temperature camerei, scade o data cu cresterea temperaturii. Figura 8 arata dependenta de temperatura a presiunii initiale egala cu presiunea maxima a compozitului Mg-8Li (f). Curbele presiune-efort pentru composite, cu matrice Mg-12Li cu faza β si fibre Saffil, deformate la diferite temperaturi sunt foarte netede (figura9). In contrast cu MG-4Li(f) si Mg-8Li(f), efortul la ecruisare a fost observat, presiunea rezultata a compozitului Mg-12Li(f) a gasit valoarea maxima la inceputul deformarii si apoi a scazut cu efortul sau a avut o valoare stationara. Dependenta de temperature dintre presiuna initiala si presiunea maxima a compozitului Mg-12Li(f) este aratata in figura 10. Presiunea obtinuta este mai mica decat pentru compzitele cu matice de Mg-4Li(f) si Mg-8Li. Rezultatele indica ca recuperarea dinamica poate sa apara in toate monstrele deformate la temperaturi ridicate. O comportare similara a deformarii a fost observata la aliajele Mg-Li-Al ramforsate cu 10% vol de fibre Saffil. Rezultatele demonstreaza diferenta substantiala in comportamentul la deformare a compozitelor cu structurii diferite. Curba presiune-efort obtinuta la temperaturi diferite pentru Mg-8Li(p) este aratata in figura 11. Un efort la ecruisare relativ ridicat la o temperatura scazuta scade rapid o data cu cresterea temperaturii ; nu s-a observat nici o ecruisare pentru nici o proba in timpul deformarii la temperaturii ridicate. Aceasta este demonstrata in fig 12, care arata dependenta de temperatura a presiunii initiale si a presiunii maxime a compozitului Mg-8Li(p). Diferenta dintre presiunea initiala si presiunea maxima este foarte mica pentru o temperature mai mare de 150sC.

Fig. 9 Curba presiune-deformare pentru compozitul Fig. 11 Curba presiune-deformare pentru

Mg-12Li(f) la diferite temperature compozitul Mg-8Li(p)

Fig.10 Deformarea in functie de temperatura Fig. 12 Deformarea in functie de temperatura

a compozitului Mg-12Li(f) a compozitului Mg-8Li(p)

3.1 Legaturi de interfata

Legatura formata la interfata intre compozitul pe baza de Mg si fibrele de alumina de ramforsare este avansata de alierea cu litiu. Intre aceste legaturi apar forte de deplasare mari pentru reactiile redox la intefata fibra/ topitura in timpul procesului de infiltrare a topiturii rezultand Li+ care reactioneaza imediat cu alumina adiacenta pentru a forma compusul metastabil spinel-like Δ(Li) care este structural coerent cu delta-Al₂O₃. Aluminiu produs din reactia redox de descompunere a aluminei este dizolvat in matricea de Mg-Li producandu-se astfel alierea prin aditie.

Schematic:

3Li + Al³⁺ →3Li⁺ + Al (1)

Li⁺ + δ-Al₂O₃ → δ(Li) (2)

Al → [Al]_diss. (3)

Unde reactia in stare solida (2) este esentiala pentru formarea legaturii interfaciale. Cresterea continutului de aluminiu in matricea de Mg-Li este mica deoarece gradul de extindere a reactiei interfaciale a compozitului in timpul procesului este strict controlat.

3.2 Mecanisme posibile de calire

Asa cum este aratat in tabelul 1, adaosul in faza de armare substantiala, creste rezistenta la incovoiere a monstrei composite in comparatie cu aliajele. Diferenta dintre rezistenta la incovoiere a compozitului si aliajul neramforsat scade cu cresterea temperaturii. Diferente similare intre presiunea maxima a compozitului si aliaj sunt de asemenea estimate. Faza de ramforsare duce la o crestere a rezistentei la incovoiere si a rezistentei maxime.

Cateva metode analitice si numerice au fost dezvoltate pentru a explica proprietatile mecanice a compozitului.

3.2.1 Transferul sarcinilor

Transferul sarcinilor de la matrice catre faza ramforsata este vizibil la interfata. Teoria

Transferului intarziat presupune transferul sarcinilor care apare intre armature si matrice prin presiunea decalata dintre interfata matrice-armatura. Fiind de acord cu acest mecanism, fibrele pot actiona ca si armatura pentru a transfera sarcini. Presiunea rezultata Δ LT necesara pentru deformarea compozitului pana la transferul de sarcini poate fi calculate astfel:

σ_LT= σ_m[1+(L+t)A/4L]f + σ_m (4)

Unde σ_m este rezistenta la incovoiere a matricei, L = lungimea fibrei pe directia aplicarii fortei, t=marimea fibrei pe directie perpendiculara, A=aspectul geometric al fibrei (L/t) si f este fractia volumetrica a armaturii (fibrelor). Modelul este bazat pe presupunerea simpla ca matricea este deformata uniform si prin urmare, duce la o expresie simpla a incovoierii prin contributia fortei si rigiditatii. Exceptand transferal de presiuni de la matrice la faza armata, fibre sau particule, modelul transferului intarziat nu contribuie la contributia efectelor care sunt asociate cu comporatarea neomogenitatilor matricei, rezultate in densitatea de dislocatii sporite si in presiunea termala reziduala.pentru particulele echiaxiale, o crestere a rezistentei la incovoiere duce la un transfer de sarcini dΔσ_LT care poate fid at de relatia:

Δσ_LT = σ_m0.5f (5)

Forta de rezistanta Δσ_LT depinde de fractia volumetrica a armaturii. Contributia transferului de sarcini in timpul incovoierii a fost calculate pentru toate compzitele folosite si aceste valori sunt date in tabelul 1.

3.2.2 Desnitatea sporita de dislocatii datorata diferentelor de temperatura

Diferenta dintre coeficientii termali dezvoltati (CTE) ai matricei si ai ceramicii armate delta alfa joaca un rol important in comportamentul deformarii compozitelor cu matrice metalica. CTE a ceramicilor armate este mai mic decat a majoritatii matricelor metalice. Cand compozitul cu matrice metalica este racit brusc de la o temperature mare la temperature camerei tensiunile misfit apar din cauza contractiilor termice de la interfata. Aceste tensiuni induc presiunea termica care poate fi mai mare decat presiunea la incovoierea matricei. Presiunea termica poate fi suficienta pentru a genera noi dislocatii la interfata dintre matrice si armature. De asemenea, dupa racirea compozitului, densitatea de dislocatii din matrice creste. Densitatea de dislocatii cea mai nou formata, langa armature, fibre sau particule, poate fi calculate astfel:

ρ_T = BfΔαΔT / b(1-f) 1/t (6)

Unde t este cea mai mica dimensiune a fazei ramforsate, b=magnitudinea vectorului Burgers a dislocatilor nou formate, B = constanta (B=10 pentru fibre si B=12 pentru particule) deltaalfadelta T = tensiunea termica. Cand presiunea termica ajunge la valoarea necesara pentru incovoiere, se poate forma o zona plastica in matrice langa interfete, in apropierea capetelor fibrelor. Se presupune ca densitatea mare de dislocatii provine din timpul procesului de fabricare a compozitului. Densitatea dislocatiilor noi produse in timpul procesului de preparare in compozitul Mg-Li (f) este de aproximativ Δρ=(1.2-1.4)10¹³ m^-2. densitatea dislocatiilor termice in compozitul Mg-Li(p) este mai mica si are o valoare de 2.5x10¹²m^-2 (b(hcp)=3.2x10^-10m, b(bbc)=3.25x10^-10m, iar α se ia din tabelul 2)

3.2.3 Densitatea sporita de dislocatii datorata diferentelor geometrice

Cu adaugarea fazei ramforsate, sunt generate geometrii necesare dislocarii pentru acomodarea diferentelor deformarii plasticului in matrice. Densitatea de geometrii necesare dislocatiei poate fi exprimata astfel:

ρ_G = f8ε_p / bt (7)

Unde ε_p este deformarea plastica. Densitatea de geometrii necesare dislocarii in compozitul Mg-Li (f) este de aproximativ 1.7x10¹⁰ m^-2, in vecinatatea deformatiei la incovoiere, unde densitatea lui ρ_G in compozitul Mg-8Li(p) este mai mica (4x10¹¹m^-2) datorat continutului scazut de particule de ramforsare si a marimii lor.

Introducand armature in metalul matricei se influenteaza nu numai densitatea formatiunilor termice ci si a geometriilor necesare producerii dislocatiilor, influentand de asemenea si dislocatiile depozitate in armature in timpul deformarii. Luand in considerare aceste efecte, totalul densitatii dislocatiilor in composite se scrie astfel:

ρ_total = ρ_T+ρ_G+(ρ_s+ρ_a) (8)

Unde ρ_s este densitatea de dislocatii stocate stationar in matricea nearmata. ρa este valoarea diminuata a dislocatiilor stocate static datorita cresterii in armatura.

Din relatia lui Taylor rezulta ca contributia presiunii totale datorata prezentei dislocatiilor din matrice poate fi scrisa astfel:

Δσ_D = α₁ψGb(= ρ_T+ρ_G+ρ_s+ρ_a)^1/2 (9)

Unde α₁ este o constanta, ψ este factorul lui Taylor si G este modulul matricei.

3.2.4 Rezistenta Orowan

Rezistenta la incovoiere este caracterizata de stare, cand matricea trece in stare plastica. Fibrele din matrice sunt ca si niste obstacole pentru dislocatii. De asemenea, presiunea necesara pentru formarea dislocatiilor in composite este mai mare decat la matricele fara fibre. Noi consideram un mechanism similar cum ar fi in cazul armarii cu particule incoerente, i.e. armare Orowan. Este cauzat de rezistenta spatiilor apropiate a fibrelor grele fata de pasul dislocatiilor. Pentru armarea cauzata de acest mechanism, putem folosi urmatoarea expresie:

Δσ_OR = Gb/Λ + (5/2π)Gfε_p (10)

Unde Λ este distanta dintre fibre si ε_p este deformarea plastica

3.2.5 Rafinamentul marimii grauntelui

Compozitele ramforsate discontinu de obicei au graunti foarte fini, mai mici decat matricele neramforsate.contributia la rezistenta la incovoiere poate fi estimatafolosind relatia Hall-Petch, care relateaza rezistenta la incovoiere in functie de marimea grauntelui d:

Δσ_GS = K_yd^-1/2 (11)

Unde K_y este o constanta.

3.2.6 Influenta temperaturii asupra transformarii in stare plastica

Chmelik a studiat metode de determinarea eforturilor plastice din compozitele pe baza de aliaj de Mg folosind metode nedistructive. Emisia acustica a fost detectata in situ in timpul ciclului termal a compozitului intre temperature camerei si temperature in crestere a ciclului termal intr-un dilatometru echipat cu un cuptor radiant. Dupa fiecare ciclu a fost masurat efortul. Ca o consecinta a fabricatiei la temperature elevate, amandoua elementele ale compozitului cu matrice metalica, matricea la fel ca si armature sunt doar in echilibru la temperature de fabricare. Compozitele expun eforturi termice interne la temperature camerei a carrei magnitudine poate fi aproape de presiunea minima necesara pentru incovoierea matricii. Matricea se dilate, iar armature se contracta.

3.2.7 Efortul termic residual

La temperaturi inalte, presiunea poate duce la incovoiere si compozitul este deformat plastic doar datorita ciclului de temperatura.

3.2.8 Calirea matricei

Adaosul de Li este folosit pentru a creste ductilitatea in aliajul de MG prin activarea alunecarii planelor. Adaosul de Li reduce raportul axial c/a a MG si tinde la o crestere a ductilitatii chiar si la temperature mici. Pentru Mg-4Licu raportul c/a scazut, sistemul de alunecare nefundamental produce sisteme de alunecare independente dand in total cinci sisteme independente de alunecar, care sunt cerute pentru acomodarea continuitatii limitei de graunte in timpul deformarii policristalinelor. Prima alunecare se produce la baza planului Magnesiului. Sunt necesare 5 alunecari independente pentru o plasticitate uniforma a policristalelor aliajului de Magneziu. Mecanismul de alunecare nefundamental este observat si la temperature inalte.

3.2.9 Combinarea elementelor de intarire

In acord cu Lilholt, contributia presiunii, care actioneasa mai mult sau mai putin uniform in interiorul matricei, trebuie sa fie liniar suprapusa, avand in vedere mecanismele similare ale abilitatii intaririi , care actioneaza din nefericire peste tot prin matrita.

3.2.10 Compararea cu rezultatele experimentale

Contributia mecanismelor variate la armarea compozitului sunt date in tabelul 1, unde calculele se fac folosinf constantele date in tabelul 2. o valoare relative mare pentru rezistenta la incovoiere estimate pentru aliajul Mg-Li este foarte probabil o consecinta a diferentei dintre coeficientul de expansiune termal a celor doua faze (α) si (β), si a densitatii mari de dislocatii. Din tabelul 1 rezulta ca transferal de sarcini este un mechanism important de armare in compozitele armate cu fibre scurte Saffil. Densitatea mare de dislocatii poate creste semnificativ rezistenta la incovoiere a compozitului. Pe de alta parte, aceste mecanisme sunt in particulele de ramforsare ale compozitului datorita marimea relative mare a particulelor. Mecanismul principal de armare a Mg-Li(p) pare a fi marimea mica a granulelor in materialul preparat prin metoda metalurgiei pulberilor. Compararea cu rezultatele experimentale arata ca valorile calculate theoretic, incovoiere de 0.2%, sunt mai mici. Acest fapt este cauzat probabil de mecanismul de armare. Grauntele cu o marime mai mica in compozitele Mg-4Li si Mg-8Li reduce germinarea, care este efectiv un mod de deformare.

3.3 Comportarea la deformare

Evolutia dislocatiilor produse de tensiuni influenteaza comportamentul la deformare si contureaza curba presiune-tensiune. Cursul curbei tensiune-presiune este influentata de temperature. O analiza a curbei presiuen-tesiune arata ce raportul dintre densitatea deslocatiilor si tensiune scade. Revenirea devine importanta. Raportul dislocatiilor annihilate prin tensionare si cu ajutorul temperaturii creste.

3.3.1 Mecanisme posibile de inmuiere

3.3.1.1. Procesul de revenire a alunecarii transversale

Variatia tensiunii resultate cu cresterea temperaturii poate fi responsabila de cresterea activitatii alunecaii transversale. Valoarea maxima a tensiunii poate fi considerate ca si caracteristica a activitatii alunecarii transversale. Tensiunea maxima ar trebui sa scada o data cu cresterea temperaturii . dependenta de temperature poate fi exprimata astfel:

Ln σ_max = K₀ - K(γ,έ)T (14)

Unde K0 este o constanta si K(γ,έ) este o functie a energiei stationare γ si a raportului tensiunii έ.

3.3.2 Urcarea locala a dislocatiilor

Deformarea plastica a unui copozit incepe in vecinatatea fibrelor unde densitatea de dislocatii este mai mare decant in oricare alt loc din matrice. Dislocatiile nu pot trece de fibre fara a taia fibrele sau fara a inconjura fibrele. Acest mechanism de ocolireeste similar cu mecanismul Orowan. Dislocatiile pile-ups ale fibrelor nu pot actiona ca si tensiuni contractoare. Comportamentul deiat al dislocatiilor pot forma local alunecari transversale avand inaltimea cat diamtrul fibrei si marginile componentilor pot urca daca avem temperature mari. Amandoua segmente dislocate por fi annihilate in vecinatatea planelor de alunecare. Anihilarea dislocatiilor poate fi suportata de difuzia vacantelor. Panta tensiunii hidrostatice produce o forta conducatoare pentru transportul vacantelor. Daca concentratia de vacante este departe de fibre atnci concentratia e in echilibru cv0, vacanta transporta J la

3.3.3 Comportamentul la temperature inalte a compozitului Mg-8Li(p)

Asa cum este arata in figura 4, marimea grauntelui compozit, produs prin metalurgia pulberilor, este foarte mica, mai mica decat diamterul particulelor de armare. In aceste caz mecanismul de armare mentionat mai devreme nu este foarte eficace. majoritatea surselor de armare la temperature camerei se extinde in efectul Hall-Petch, care implica interactiunea dintre limitele de graunti si dislocatii. O scadere rapida a rezistentei la incovoiere si o tensiune maxima la temperature elevate in compozitul Mg-8Li(p) indica cateva mecanisme de deformare a limitelor de graunti.pentru a examina aceste mecanisme de deformare, este de folos sa distingem ce se intampla la nivelul limitei de graunte si vecini lor, si ce se intampla in interiorul grauntelui. Un procedeu a fost sugerat de McLean, care considera ca zona limitei de graunte este zona in care se produce revenirea cea mai rapida, in general resaponsabila de rezistenta scazuta la temperature mari a grauntilor mici ai aliajului policristalin. Conceptul miezului si mantie (regiunea limitei de graunte) a fost folosit de Langdon si Vastana care sunt de accord ca acomodarea limitei de graunti ia locul unei manti.

Tensiunea produsa a compozitului poate fi descrisa numai daca este folosita apropierea dislocatiilor.

4. Concluzii

Au fost preparate o serie de composite pe baza de Mg-Li, prin infiltrarea gazului sub presiune intr-un semofabricat fibros si metalurgia pulberilor. Maticele aliate ale compozitelor expun urmatoarele structurii: hcp (α), bcc (β) si (α)+ (β). Testul de compresiune a fost facut pana la o temperature mai mare de 300C.

Rezultatele arata ca proprietatile mecanice si comportamentul la deformare a compozitelor sunt puternic influentate de temperature. Rezistenta la incovoiere si presiunea maxima scad cu cresterea temperaturii. La o temperature mare, curba tensiune-effort este rotunda. Pentru composite cu matrice aliata hcp unde alunecarile sunt limitate, apar tensiuni mari la calire pe tot intervalul de temperature studiat. Pentru matrici aliate bcc, unde alunecarile unt usoare, au fost obsrevate doua comportamente .

Transferal de sarcini si densitatea mare de dislocatii au fost estimate ca fiind cele mai importante mecanisme de durificare. Presiunea termala reziduala joaca de asemenea un rol important.