ریزساختار و خواص مکانیکی آلیاژ آلومینیم ۳۵۶A به روش کامپوکستینگ
آلیاژهای آلومینیم بهدلیل خواص مطلوبی از قبیل نسبت استحکام به وزن بالا، مقاومت به خوردگی مناسب، وزن مخصوص کم، هدایت الکتریکی و حرارتی زیاد، قابلیت شکلپذیری خوب با روشهای متفاوت، کاربرد وسیعی در صنایع مختلف دارند. آلیاژهای آلومینیم در درجه حرارت-های پایین کارایی خوبی دارند، اما هنگامی که در دماهای بالا قرار میگیرند، از استحکام آنها کاسته میشود. باوجود ویژگیهای مطلوب، آلومینیم سختی و مقاومت به سایش پایینی دارد کهکاربرداینمادهرا محدودتر می-نماید. یکی از راههای افزایش استحکام در دمای بالا، سختی و مقاومت به سایشی کامپوزیتسازی آلیاژهای آلومینیمی است که در آن از ذرات تقویتکننده سرامیکی استفاده میشودکامپوزیتهای زمینه فلزی بهسبب حضور ذرات تقویتکننده در زمینه، موجب بهبود خواص مکانیکی چون سختی و استحکام بالاتر نسبت به آلیاژ زمینه میشوندکاربردهای کامپوزیتهای زمینه آلومینیمی تقویتشده با ذرات سرامیکی آلومینا و کاربید سیلیسیم در صنایع خودروسازی و هواپیمایی چون پیستونها، سرسیلندرها و شاتونها که در آنها خواص سطحی۱ اهمیت زیادی پیدا میکند، به تدریج افزایش یافته است.
تولید کامپوزیت در حالت ذوبی به دو روش صورت میگیرد که به دمای تزریق ذرات به مذاب بستگی دارد. در فرآیند مایع، ذرات در دمایی بالای دمای لیکوئیدوس به مذاب افزوده میشوند، درحالیکه در فرآیند نیمهجامد که به فرآیند کامپوکستینگ۲ معروف است، تزریق ذرات در دمای دوفازی مایع- جامد صورت میگیرد.
فرآوری نیمهجامد یک فرآیند تهیه فلزات و آلیاژها است که در چند سال اخیر توسعه فراوانی داشته است. در این فرآیند آلیاژ ابتدا تحت شرایط کنترل شده ذوب میشود و سپس در دامنه انجماد آلیاژ، به دوغاب حاصل تنش برشی اعمال میگردد. نتیجه این تنش برشی در ناحیه دوفازی تبدیل ساختار دندریتی به ساختار غیر دندریتی میباشد. این درحالی است که ساختار شمش آلومینیم حاصل از فرآیند ریختهگری ثقلی، دندریتی میباشد. از معایب عمده ریخته-گری ثقلی میتوان به جذب گاز بهدلیل دمای کاری بالا و ایجاد تخلخل در شمش تولیدی، وجود حفرههای انقباضی و کاهش سیالیت بهدلیل ساختار دندریتی اشاره کرد.
قطعات حاصل به روش شکلدهی نیمهجامد، بهطور روزافزون جایگزین قطعات تولیدی با روش ریختهگری تحت فشار و آهنگری میشوند. ریزساختار یکنواخت، خواص مکانیکی برتر و دستیابی به ابعاد قطعات نزدیک بهشکلنهاییازمزایایقطعاتتولیدی با فرآیندهای شکل-دهی نیمهجامد است.
عزت پور و همکاران ]۱۰[ روی کامپوزیت زمینه آلومینیمی ۳۵۶A تقویتشده با ذرات آلومینا تولید شده به روش ریختهگری کار کردند. در این تحقیق دو فاکتور مهم در توزیع ذرات در زمینه بیان شد:
۱- تزریق ذرات به مذاب با استفاده از گاز خنثی ۲- همزدن بهمنظور تولید کامپوزیت زمینه آلومینیمیسرعت همزدن در این آزمایش ۳۰۰ دور بر دقیقه انتخاب و درصدهای حجمی مختلفی از میکروذرات آلومینا بهدرون مذاب آلومینیمی تزریق و مذاب درون قالب تعبیه شده اکسترود شد. بررسی ریزساختار کامپوزیتهای تولید شده در این پژوهش نشان داد که ذرات آلومینا بهصورت همگن در زمینه توزیع شدند، اما در بعضی از مناطق تجمع ذرات آلومینا نیز مشاهده شد. بهعلاوه تصاویر میکروسکوپی
نشان داد که اندازه دانههای آلومینیمی کامپوزیت با افزایش درصد آلومینا بهدلیل حضور این ذرات به عنوان مکانهای جوانهزنی کاهش یافت. در حالتی که از ۵ درصد وزنی آلومینا استفاده شد، میزان تجمع ذرات پایین و هنگامیکه از ۷ درصد وزنی آلومینا استفاده شد، میزان تجمع ذرات افزایش یافت.
سجادی و همکاران کامپوزیت زمینه آلومینیمی تقویتشده با ذرات آلومینا تولید شده به روش ریختهگری را مورد بررسی قرار داده و سرعت ۳۰۰ دور بر دقیقه را مناسبترین سرعت برای همزدن عنوان کردند. این محققان عملیات حرارتی ذرات آلومینا به مدت ۲۰ دقیقه در دمای ۱۱۰۰ درجه سانتیگراد را نیز به منظور افزایش ترشوندگی و کاهش تخلخل مورد بررسی قرار داده و استفاده ازعملیات حرارتی راموجببهبودترشوندگی و کاهش تخلخل عنوان نمودند.
سجادی و همکاران به منظور تکمیل مبحثکامپوزیتسازی دو روش ریختهگری همزنی و کامپوکستینگ را مورد مقایسه قرار دادند و در نهایت روش کامپوکستینگ موجب بهبود بیشتر خواص مکانیکی نظیر سختی و استحکام فشاری و استحکام کششی کامپوزیت زمینه آلومینیمی نسبت به ریختهگری همزنی شد.
هدف از پژوهش حاضر، بهبود ریزساختار و خواص مکانیکی همچون سختی، استحکام فشاری و انرژی شکست آلیاژ آلومینیم ریختگی A356 به روش کامپوکستینگ است. البته در این روش از پره همزن مخصوص که قابلیت اعمال نیروی شعاعی و محوری به مذاب را دارا است استفاده شد. در این راستا سه نمونه در شرایط مختلف تولید شامل؛ نمونه حاصل از ریختهگری ثقلی، نمونه حاصل از ریختهگری نیمهجامد و نمونه کامپوزیتی حاصل از روش کامپوکستینگ تولید شدند.
روش انجام آزمایش
در این پژوهش از آلیاژ آلومینیم A356 استفاده شد که ترکیب شیمیایی آن در جدول(۱) درج شده است. ذرات آلومینا استفاده شده به عنوان تقویتکننده دارای اندازهی کمتر از ۲۰ میکرومتر بوده و درصد وزنی ذرات آلومینا ۵ درصد انتخاب شد.
در تحقیق حاضر سه نمونه در شرایط مختلف تولید شد؛ در نمونه اول مذاب ابتدا به دمای ۶۸۰ درجه سانتیگراد رسید و به منظور یکنواختی دمایی کل مذاب، ۵ دقیقه در این دما نگهداری و سپس به درون قالب ریختهشد. در نمونه دوم مذاب بعد از رسیدن به دمای ۶۸۰ درجه سانتیگراد و ماندگاری در این دما به مدت ۵ دقیقه، به آرامی تا دمای ۶۱۰ درجه سانتیگراد کاهش دما یافت و همزدن با همزن مکانیکی صورت گرفت. پس از همزدن، دوغاب به درون قالب ریخته شد. تولید نمونه سوم مطابق نمونه دوم صورتگرفت با این تفاوت که تزریق ذرات آلومینای عملیات حرارتیشده(دردمای۱۱۰۰درجهسانتیگراد به مدت ۲۰ دقیقه قبل از تزریق حرارت داده شد) همراه با همزدن مذاب تا دمای ۶۱۰ درجه سانتیگراد انجام شد. در نهایت دوغاب کامپوزیتی جهت بارریزی به دمای ۶۵۰ درجه سانتیگراد رسانده و درون قالب ریخته شد.
به منظور تزریق ذرات تقویتکننده به مذاب از سیستم گاز خنثی (آرگون) مطابق شکل (۱) با دبی ۵ لیتر بر دقیقه استفاده شد. زمان تزریق پودر به عواملی همچون دبی گاز آرگون، اندازه و درصد ذرات بستگی داشته و تزریق بین ۱۰-۲۰ دقیقه صورت پذیرفت.
جهت جلوگیری از افزایش فشار پشت پودرهای درون محفظه، مسیر فرعی به منظور خروج گاز آرگون تعبیه شد که هم موجب کاهش فشار در پشت پودرها میشود و هم به هدایت پودرها در انتهای سیستم تزریق کمک می کند.
شکل (۱) تصویر شماتیک از سیستم تزریق مورد استفاده
شکل (۲) تصویر پره همزن مورد استفاده
به منظور اعمال جریان گردابی و همچنین تنش برشی مناسب جهت شکسته شدن دندریتها پره همزنی مطابق شکل (۲) طراحی و ساخته شد که قابلیت اعمال نیروی شعاعی و محوری به مذاب را دارا است.
جهت مشاهده ریزساختار از میکروسکوپ نوری و از میکروسکوپ الکترونی روبشی جهت مشاهده ذرات آلومینا استفاده شد. پس از مشاهده ریزساختار برای سه نمونه تولید شده آزمونهای سختیسنجی، فشار و ضربه صورت پذیرفت. نمونههای آزمون فشار طبق استاندارد جهانیASTM-E9 با قطر ۱۰ میلی متر و ارتفاع ۱۵ میلی متر تولید و آزمون با استفاده از دستگاه آزمون فشار SANTAM-STM-250 و تحت نرخ کرنش ۰۰۵/۰ بر دقیقه صورت گرفت. به منظور انجام آزمون سختی سنجی برینل با بار ۱۰ کیلوگرم و قطر ساچمه ۵/۲ میلی متر از دستگاه سختی سنجی یونیورسال مدل UV1 ساخت شرکت کوپا استفاده شد. نمونههای آزمون ضربه شارپی نیز طبق استاندارد ASTM A370 در ابعاد سطح مقطع ۱۰ میلیمتر در۱۰ میلیمتر و طول ۵۵ میلیمتر و زاویه شیار ۴۵ درجه که در ارتفاع ۲ میلیمتر تهیه شد. به منظور دقت در نتایج، هر آزمایش روی سه نمونه مشابه انجام گرفت.
مشاهدات و بحث
مشاهدات ریزساختاری
شکل(۳) تصویر میکروسکوپ نوری از ریزساختار نمونه-های حاصل از ریختهگریثقلی و نیمهجامد را نشان میدهد. مطابق شکل(۳) الف) دندریتهای فاز α-Al اولیهقابل مشاهده است. مکانیزم تشکیل این دندریتها به این صورت است که اگر آلیاژ آلومینیوم A356 (که در دمایی بالاتر از دمای ذوب کامل قرار دارد)به آرامی با از دست دادن حرارت وارد محدوده انجماد گردد، در ابتدا جوانههای جامدی از فاز α-Al اولیه در مذاب تشکیل میشوند. با ادامه کاهش دما تعداد جوانههای جامد فاز α-Al اولیه معلق در مذاب، افزایش یافتهو جوانههای جامد تشکیل شده رشد میکنند که سازوکار آن به صورتشاخهای در سه بعد است.
آلیاژ A356 حاوی ۷/۶ درصد سیلیسیم بوده که در حالت مذاب، سیلیسیم کاملا به صورت محلول درون مذاب است. اما سیلیسیم در دماهای پایین، قابلیت حل شدن در آلومینیوم را ندارد. با کاهش دما، سیلیسیم از فاز α-Al اولیه به آلیاژ مذابی که در اطراف این فاز قرار دارد، پس زده می شود. با ادامه کاهش دما، انتقال سیلیسیم محلول از فاز α-Al اولیه به فاز مذاب، افزایش یافته که این موضوع باعث میشود که این فاز از سیلیسیم اشباع شود. در این حالت سیلیسیم اضافی با رسیدن به دمای یوتکتیک در ریزساختار شروع به جوانهزنی و رشد مینماید. تشکیل شدن فاز سیلیسیم یوتکتیک بهطور طبیعی به صورت شاخههای سوزنی اتفاق میافتد. مابقی آلیاژ مذاب نیز بین شاخههای سیلیسیم یوتکتیک و دندریتهای فاز α-Al اولیه، منجمد شده و فاز α-Al ثانویه را تشکیل میدهند. ریزساختار نمونه حاصل از ریختهگری ثقلی با بزرگنمایی بالاتر در شکل (۳)نشاندادهشدهاست.دراین شکل تیغههای بلند سیلیسیم به خوبیقابل مشاهده است. همانطور که در شکل(۳) د) نشان داده شده، ساختار غیردندریتی فاز α-Al اولیهبهخوبی قابل مشاهده است. تیغه-های سیلیسیم موجود نیز شکسته شده و ابعاد آن نسبت به تیغههای سیلیسیمموجود در ریختهگری ثقلی کاهش یافته است که این امر بهدلیل ایجاد تنش برشی در دمای نیمهجامد میباشد. تیغه بزرگ به رنگ خاکستری موجود در شکل ترکیب بین فلزی۱ میباشد. منشا این ترکیبات بین فلزی متعلقات کوره و پره همزن بوده که موجب ورود این ناخالصیها به مذاب شده است.
شکل(۳) تصویر میکروسکوپ نوری از ریزساختار
الف) نمونه حاصل از ریختهگری ثقلی،
ب) نمونه حاصل از ریختهگری ثقلی با بزرگنمایی بالاتر از شکل (۲)-الف)،
ج)نمونه حاصل از ریختهگری نیمهجامد
د) بزرگنمایی بالاتر از ریزساختار شکل(۲)-ج
شکل(۴) الف) تصویرمیکروسکوپالکترونی روبشی از ذرات آلومینا مورد استفاده در این پژوهش را نشان می-دهد. ترشوندگی ضعیف ذرات آلومینا از مهمترین مشکلات تولید کامپوزیت زمینه آلومینیمی است. یکی از راههای افزایش ترشوندگی عملیات حرارتی ذراتآلومینا قبل از تزریق است. پس از عملیات حرارتی مورفولوژی ذرات اولیه آلومینا اصلاح شده و از شکل نامنظم به کروی تبدیل میشود. همینطور سطح فعال ذرات افزایش یافته که این امر میتواند ترشوندگی را افزایش دهد.
شکل(۴) ب) تصویر میکروسکوپ نوری از ریزساختار کامپوزیت زمینه آلومینیمی تقویتشده با ذرات آلومینای عملیات حرارتی شده را نشان میدهد. همزدن علاوه بر ایجاد تنش برشی جهت شکستن دندریتها موجب توزیع ذرات در زمینه میشود. مطابق این شکل توزیع ذرات آلومینا در زمینه، کاهش اندازه دانههای آلومینیم نسبت به حالت ریختهگری نیمهجامد و ریز شدن تیغههای سیلیسیم قابل مشاهده است.
شکل) ۴( الف) تصویر میکروسکوپ الکترونی روبشی از ذرات آلومینا
و ب) تصویر میکروسکوپ نوری از ریزساختار نمونه کامپوزیتی
تقویت شده با ذرات آلومینا عملیات حرارتی شده
خواص مکانیکی
آزمون سختی
مطابق این شکل کمترین مقدار سختی مربوط به نمونه حاصل از ریختهگری ثقلی بهدلیل ریزساختار دندریتی است. سختی نمونه ریختهگری نیمهجامد بیشتر از سختی نمونه حاصل از ریختهگری ثقلی است. این افزایش مقدار سختی را میتوان با ریزتر شدن ساختار و یکنواختتر شدن توزیع دانهها مرتبط دانست. در واقع با شکستن بازوهای دندریتی و ریز شدن دانهها، تعداد مرزدانهها افزایش مییابد. مرزدانهها سدهای محکمی در برابر حرکت نابجاییها است. بنابراین ریز شدن دانهها و افزایش مرزدانهها منجر به افزایش موانع در مقابل تحرک نابجاییهاودرنتیجه موجب افزایش سختی نمونه میشود. با توجه به این شکل، بالاترین مقدار سختی مربوط به نمونه کامپوزیتی است. بالا بودن مقدار سختی را میتوان به حضور ذرات آلومینا نسبت داد که با توزیع مناسب خود در زمینه فاصله لغزش را کاهشدادهو موجب افزایش نرخ کارسختی میشوند. از طرف دیگر این ذرات از حرکت مرز دانهها جلوگیری کرده و از این طریق نیز سختی کامپوزیت را افزایش میدهند. مزیت مهم روش کامپوکستینگ دمای کاری پائین آن میباشد. به این طریق که همزدن هم موجب توزیع ذرات سخت سرامیکی در زمینه شده و هم موجب ایجاد تنش برشی و شکسته شدن بازوهای دندریتی میشود. در نتیجه ریزشدن اندازه دانه هم بهواسطه همزدن و هم بهواسطه حضور ذرات از یک سو و از سوی دیگر حضور ذرات سخت سرامیکی که با زمینه پیوند خوبی برقرار کردند موجب افزایش سختی این نمونه نسبت به سایر نمونهها شده است. نتایج آزمون سختی با نتایج مربوط به پژوهش سجادی و همکاران مطابقت دارد. در واقع با همزدن دوغاب در دمای نیمه جامد و افزودن ذرات آلومینا به زمینه مقادیر سختی افزایش مییابد.
آزمون فشار
شکل(۶) و شکل(۷) بهترتیب نمودار مقدار استحکام فشاری و نمودار تنش-کرنش نمونههای تولیدی حاصل از آزمون فشار را نشان میدهد. مطابق با این دو شکل استحکام فشاری نمونه آلیاژی ریختهگری نیمهجامد بیشتر از نمونه تولید شده با ریختهگری ثقلی است. در نمونه تولیدی با ریختهگری ثقلی شکست در سطح پایینی از تنش صورت گرفته ولی با تبدیل ریزساختار دندریتی به ریزساختاری غیردندریتی و با دانه بندی ریز و همگنتر، چقرمگی شکست و همچنین استحکام فشاری افزایش یافت. بیشترین استحکام فشاری در نمونه کامپوزیتی حاصل از روش کامپوکستینگ بهدست آمد.
مطابق شکل(۷) در نمونه کامپوزیتی ترک در کرنش بیشتری نسبت به دو نمونه دیگر مشاهده شده و سطح تنش بالا است. این افزایش استحکام فشاری در شکل(۶) نیز نشان داده شده است. حضور ذرات آلومینا، پیوستگی این ذرات با زمینه و توزیع همگن موجب شد تا بار انتقالی حاصل از آزمون فشار از زمینه به طور همگن بین ذرات توزیع شود و در نتیجه تمرکز تنش کاهش یابد. از طرف دیگر اصلاح دانه زمینه و ممانعت حرکتی نابجاییها و افزایش دانسیته آنها بهواسطه حضور ذرات از دیگر عوامل افزایش مقدار استحکام فشاری نمونه کامپوزیتی است.
در شکل (۸) استحکام فشاری نمونه کامپوزیتی تولیدی به روش کامپوکستینگ در پژوهش حاضر با استحکام فشاری نمونه مشابه کامپوزیتی تقویتشده با ذرات آلومینا عملیاتحرارتی شده در پژوهش سجادی و همکارانمقایسه شده است. در این شکل افزایش استحکام فشاری در تحقیق حاضر به خوبی نشان داده شده است.
آزمون ضربه
استحکام ضربهای مقاومت در برابر بار ضربهای و چقرمگی آن ماده تحت بار دینامیکی است. مقدار انرژی جذب شده مشخصهی ماهیت فیزیکی آن ماده است. به عنوان مثال نمونه ترد به آسانی شکسته شده و انرژی کمتری را جذب میکند درحالیکه نمونه انعطافپذیر به انرژی بیشتری جهت شکست نیاز دارد.
شکل(۹) نمودار مقدار انرژی شکست نمونههای تولید شده را در شرایط مختلف نشان میدهد. مطابق این شکل، انرژی شکست نمونه حاصل از ریختهگری ثقلی بهدلیل وجود بازوهای دندریتی و سیلیسیمهای سوزنی شکل بلند پایینتر از انرژی شکست نمونه ریختهگری نیمهجامد است.
پژوهش حاضردر اثر همزدن در حالت نیمهجامد بازوهای دندریتی شکسته شده، این بازوهای شکسته شده خود منشا جوانهزنی میشوند و به این ترتیب ساختاری با فاز α-Al اولیه تقریبا کروی شکل ایجاد مینماید. البته این همزدن همانطور که در شکل(۳) د) نشان داده شده است موجب خرد شدن تیغه-های سیلیسیم نیز میشود که تاثیر مستقیمی بر انرژیشکست دارد. تغییر شکل فاز سیلیسیم یوتکتیک از حالت سوزنیبلندبهحالتتقریباکروی،موجب انتقال شکست از نواحی تماس بین فازهای سیلیسیم یوتکتیک و فاز اولیهآلومینیم، به نواحی درون فاز اولیه آلومینیم می گردد. دلیل این امر کاهش و یا از بین رفتن تمرکز تنش در
اطراف فاز سیلیسیم یوتکتیک میباشد. انتقال ناحیه شکست به درون فاز اولیه، منجر به تغییر حالت شکست ترد به شکست نرم میگردد و به تبع موجب بهبود مقادیر انرژی شکست و درصد ازدیاد طول میشود.
مطابق شکل (۹) بیشترین مقدار انرژی شکست در نتایج نمونهکامپوزیتی با ذرات آلومینای عملیات حرارتی شده مشاهده شد. توزیع ذرات آلومینا در زمینه آلومینیمی و پیوستگی مناسب اینذرات با زمینه، کاهش اندازه دانهزمینه آلومینیمی از جمله مهمترین دلایل افزایش مقدار انرژی شکست نمونه کامپوزیتی نسبت به سایر نمونهها شد.
۱- همزدن در دمای نیمهجامد موجب شکسته شدن دندریتها، ریز شدن دانهها، افزایش مرزدانهها و همچنین بهبودخواص مکانیکی نسبت به نمونه حاصل از ریختهگری ثقلی شد.
۲- ریختهگری در دمای نیمهجامد و همزدن دوغاب حاصل، خواص مکانیکی این نمونه چون سختی، استحکام فشاری و ضربه را نسبت به نمونه ریختهگری ثقلی به ترتیب ۲۵، ۱۶۰ و ۳۲ درصد افزایش داد.
۳-کامپوزیتسازی به روش کامپوکستینگ با ذرات آلومینای عملیات حرارتی شده و همچنین دمای کاری پایینتر از ریخته-گری ثقلی موجب بهبود ریزساختار و خواص مکانیکی آلیاژA356 شد
۴- بهترین خواص مکانیکی از قبیل سختی، استحکام فشاری و انرژی شکست در نمونه کامپوزیتی حاصل از روش کامپوکستینگ به ترتیب با مقادیر ۷۲ برینل ، ۱/۴۲۹ مگاپاسکال، ۱/۷ ژول بدست آمد.
بدون دیدگاه