انعطافپذیری (درصد ازدیاد طول) همان گونه که در شکل 9 دیده میشود، افزایش استحکام کششی نمونهها با انعطافپذیری (درصد ازدیاد طول) رابطه عکس دارد، یعنی افزایش استحکام منجر به کاهش انعطافپذیری میشود. بر این اساس، نمونه NC Al بیشترین استحکام را داشته، اما انعطافپذیری آن از تمامی نمونهها کم تر است. از آن جایی که مقدار انعطافپذیری و تغییرشکل به شدت وابسته به مقدار تحرک نابه جایی های داخل نمونه است، بنابراین با استفاده از این موضوع میتوان کمتر بودن انعطافپذیری نمونه NC Al را در مقایسه با سایر نمونهها توجیه کرد. همان گونه که پیش تر اشاره شد، تغییر شکل شدید پلاستیک اعمال شده به ذرات پودر در حین فرآیند آلیاژسازی مکانیکی باعث کاهش اندازه دانههای آلومینیوم زمینه در حد نانومتر میشود. با کاهش اندازه دانههای زمینه آلومینیومی، چگالی مرزدانهها به شدت افزایش یافته و از آن جایی که مرزدانهها یکی از موانع موجود در مسیرحرکت نابه جایی ها هستند، بنابراین با بیش تر شدنمرزدانهها، تحرک ناب هجایی ها محدود شده و انعطافپذیری کاهش مییابد. این موضوع را میتوان به وسیله رابطه اورووان نیز توضیح داد [18]. به این ترتیب که بر اساس رابطه:
(4) ε=ρm

xb که در آن، ε کرنش ایجاد شده در قطعه، ρm دانسیته نابجاییها،

میانگین مسیر حرکت نابه جایی ها در حین تغییر فرم و b بردار برگرز نابه جاییهاست، هرچه موانع موجود در مسیر حرکت نابه جایی ها بیش تر باشد، میانگین مسیر آزاد طی شده به وسیله نابه جاییها کاهش یافته و بنابراین، مقدار کرنش ایجاد شده در قطعه (ε) کمتر خواهد بود. کاهش مسیر آزاد طی شده به وسیله نابه جایی ها بدین معنی است که درحین اعمال بار، قطعه کرنشهای کم تری را تحمل کرده و به صورت ترد می شکند (انعطافپذیری آن کاهش پیدا میکند).
در مورد کامپوزیتهای دو جزیی، همان گونه که در شکل 9 دیده میشود، با افزایش درصد وزنی آلومینیوم اولیه، استحکام کاهش، اما درصد ازدیاد طول افزایش یافته است. دلیل این مسئله آن است که در حین اعمال بار، تغییر فرم ابتدا از نواحی نانوساختار آغاز شده و گسترش می یابد، اما پیش از این که نواحی نانوساختار دچار شکست شوند، مکانیزم انتقال بار فعال شده و تنش کششی اعمال شده، از نواحی نانوساختار به نواحی درشت دانه (آلومینیوم اولیه) که تحت تنشهای کم تری دچار تغییرفرم پلاستیک میشوند، منتقل میگردد. این مسئله موجب کاهش استحکام کامپوزیتهای چند جزیی میشود، اما در عوض انعطافپذیری آنها را افزایش میدهد. از سوی دیگر، به دلیل حضور ذرات آلومینیوم اولیه تعداد موانع موجود در مسیر حرکت نابجاییها کمتر بوده و متوسط مسیر آزاد طی شده توسط نابجاییها بیشتر است بنابراین بر اساس رابطه (4)، قطعه کرنشهای بیشتری را تحمل کرده و
انعطاف پذیری آن افزایش می یابد. با توجه به مطالب گفته شده، مشخص میشود که با افزایش درصد وزنی آلومینیوم اولیه، استحکام کاهش، اما انعطافپذیری افزایش پیدا می-کند.
مکانیزمی که برای افزایش همزمان استحکام وانعطاف پذیری در کامپوزیتهای دو جزیی گزارش شدهاست، به ریزساختار این کامپوزیتها مربوط میشود. بهاین صورت که افزایش انعطافپذیری ناشی از بیشتر بودنتحرک نابه جایی ها در دانههای آلومینیوم اولیه و افزایشاستحکام ناشی از محدود شدن تغییر فرم این نواحی به وسیله فاز NC Al میباشد. چراکه دانههای آلومینیوم اولیه به وسیله فاز NC Al کاملاً احاطه شده و در نتیجه، تغییر فرم پلاستیک آنها به شدت محدود میشود (فاز NC Al مانع ایجاد تغییر فرم پلاستیک در نواحی CG Al میشود) [18]. البته، باید به نکته نیز اشاره شود که فاز آلومینیوم اولیه مانع تمرکز تنش در نواحی نانوساختار (NC Al) شده و بدین ترتیب جوانه زنی و رشد ترک در این نواحی را به تعویق میاندازد، اما چنانچه در حین اعمال بار (تغییر فرم پلاستیک)، ترک در نواحی نانوساختار ایجاد شده و شروع به پیشروی کند، با رسیدن به ذرات آلومینیوم اولیه متوقف میشود. بنابراین، ذرات آلومینیوم اولیه از راه متوقف کردن ترک نیز میتوانند باعث افزایش انعطافپذیری شوند. پس به طور خلاصه میتوان گفت تغییر فرم در کامپوزیتهای چند جزیی از نواحی نانوساختار آغاز میشود. ترکهای ایجاد شده در اثر تغییر فرم در این نواحی شروع به رشد کرده و با رسیدن به ذرات آلومینیوم اولیه متوقف میشوند. در واقع، ذرات آلومینیوم اولیه که در جهت اکستروژن کشیده شدهاند مانند ویسکرهای نرم عمل کرده و انعطافپذیری کامپوزیت را افزایش میدهند.
تغییرات انعطافپذیری نمونههای اکسترود شده را از راه سطح زیر منحنیهای تنش- کرنش نیز میتوان مقایسه کرد. همان گونه که در شکل 10 دیده میشود، سطح زیر منحنی تنش- کرنش نمونه CG Al که بیش ترین مقدار درصد ازدیاد طول را دارد، از سایر نمونهها بیش تر است. برعکس، سطح زیر منحنی تنش- کرنش نمونه NC Al که پایینترین مقدار درصد ازدیاد طول را دارد، از سطح زیر منحنی تنش- کرنش سایر نمونهها کم تر است. از سوی دیگر، با افزایش درصد آلومینیوم اولیه، مقدار کارسختی پس از نقطه تسلیم افزایش یافته است که این نشاندهنده افزایش انعطافپذیری در اثر افزایشدرصد آلومینیوم اولیه در کامپوزیتهای دو جزیی میباشد.

سختی
در شکل 11 سختی نمونههای اکسترود شده با یک دیگر مقایسه شده است. با توجه به این شکل، سختی نمونه NC Al تقریباً دو برابر نمونه CG Al است که دلیل اصلی آن، بر اساس قانون هال- پچ، ریزدانه شدن ساختار در حین فرآیند آلیاژسازی مکانیکی میباشد:
H=H0+KD-/2 (5)
که در آن، 0H سختی نمونه دانه درشت آنیل شده، D اندازه دانهها و K یک عدد ثابت است.
با توجه به این موضوع که سختی نمونه NC Al بیش تر از نمونه CG Al است میتوان نتیجه گرفت که در کامپوزیتهای دو جزیی با افزایش درصد وزنی آلومینیوم اولیه، سختی کاهش پیدا میکند (شکل 11). کاهش سختی با افزایش درصد وزنی آلومینیوم اولیه به وسیله لی و همکارانش [2] نیز گزارش شده است.

استحکام فشاری
در شکل 12 منحنی تنش- کرنش فشاری نمونههای اکسترود شده با هم مقایسه شدهاند. در شکل 13 نیز مقادیر استحکام فشاری نمونهها ارائه شده است. همان گونه که دیده میشود استحکام فشاری نمونه NC Al در مقایسه با نمونه CG Al بیش تر است که دلیل آن ریزدانه شدن ساختار آلومینیوم زمینه در اثر فرآیند آلیاژسازی مکانیکی میباشد. به بیان دیگر، در اینجا نیز رابطه هال- پچ صادق بوده و ساختارهای ریزدانه استحکام فشاری بیش تری از خود نشان میدهند. نکته قابل توجه این است که درست مانند نتایج به دست آمده از آزمون کشش، در آزمون فشار نیز نمونه NC Al نسبت به نمونه CG Al انعطافپذیری کمتری داشته و کرنش اندکی را تا شکست تحمل میکند (کرنش شکست1 آن پایین است).
آنچه که در مورد استحکام فشاری کامپوزیتهای دو جزیی باید به آن اشاره شود این است که با افزایش درصد وزنی آلومینیوم اولیه، استحکام فشاری کاهش پیدا میکند (شکل 13)، اما نمونه کرنش بیشتری را تا شکست تحملمیکند (انعطافپذیری افزایش پیدا میکند). از آنجایی کهاین نتایج شباهت بسیار زیادی به نتایج بدست آمده ازآزمون کشش دارند، بنابراین، دلایل ذکر شده در موردخواص کششی در اینجا نیز صدق میکند.

بررسی سطوح شکست
تصاویر SEM سطح شکست نمونههای اکسترود شده پس از آزمون کشش در شکل 14 نشان داده شده است. از آنجاییکه در تصاویر مربوط به سطوح شکست، نواحی مربوط به شکست نرم به صورت حفره مشخص میشود، بنابراین چنانچه اندازه حفرات موجود در سطح شکست بزرگ تر باشد و یا عمق و تعداد آنها بیش تر باشد، انعطاف پذیری نمونه بیشتر بوده و شکست به صورت نرم رخ داده است. بر این اساس، سطح شکست نمونه CG Al نشاندهنده مشخصههای شکست نرم در مقایسه با نمونه NC Al میباشد. در واقع، میتوان گفت جوانهزنی حفرات در نمونهCG Al در محل آخالهای موجود در زمینه متمرکز شده و سپس این حفرات رشد کرده و به هم میپیوندند و در نهایت، منجر به شکست نمونه می شوند. به این مکانیزم شکست، شکست حفره دار می گویند. چنانچه زمینه عاری از هرگونه آخال باشد، جوانهزنی حفرات، در مرزدانهها رخ میدهد.
در مقابل، همان گونه که در شکل 14ب دیده میشود، سطح شکست نمونه NC Al در مقایسه با نمونه CG Al هموارتر بوده و تقریباً هیچ حفرهای در سطح شکست آن دیده نمیشود. این مسئله بیانگر آن است که شکست در این نمونه به صورت کاملاً ترد یا به بیان بهتر از راه مکانیزم شکست ترد- کلیواژ رخ داده است. این نتایج، کاهش انعطافپذیری نمونه NC Alدر مقایسه با نمونه CG Al را تأیید میکند.
همان گونه که در شکلهای 14ج و 14د دیده میشود، در سطح شکست کامپوزیتهای دو جزیی، بسته به درصد وزنی فاز آلومینیوم اولیه، مشخصههای شکست نرم و ترد به گونه همزمان دیده میشود. قسمتهایی که به صورتنرم دچار شکست شدهاند (حفرات بیش تری دارند)، مربوط به شکست فاز آلومینیوم اولیه (CG Al) میباشند، اما قسمتهای مسطح که بدون حفره هستند، بیانگر شکست ترد نواحی نانوساختار (NC Al) هستند. به بیان بهتر، در کامپوزیتهای چند جزیی، شکست نرم در امتداد باندهای CG Al و شکست ترد در امتداد باندهای NC Al رخ میدهد. بنابراین، بدیهی است که با افزایش درصد وزنی آلومینیوم اولیه، روش شکست از ترد به نرم تغییر میکند.
این نتایج دقیقاً بر پایه افزایش انعطافپذیری کامپوزیتهای دو جزیی در اثر افزایش درصد وزنی فاز آلومینیوم اولیه میباشد که در بخشهای قبل به گونه کامل شرح داده شد.
البته، از روی نمودارهای تنش- کرنش (شکلهای 10 و 12) نیز مشخص است که نمونه NC Al بدون ایجاد تغییر فرم پلاستیک (یا بدون ایجاد گلویی) و به صورت کاملاً ترد دچار شکست شده است، درحالی که نمونه CG Al پس از تحمل مقدار زیادی تغییر فرم پلاستیک و پس از عبور از نقطه گلویی (نقطه UTS) دچار شکست شده است. از سوی دیگر، منحنی تنش- کرنش کامپوزیتهای دو جزیی نیز نشان دهنده این مطلب است که با افزایش درصد وزنی آلومینیوم اولیه مقدار کرنش شکست افزایش یافته و سطح زیر منحنی بیش تر شده است. به طور کلی در مواد نانوکریستال، موانع موجود در مسیر حرکت نابه جایی ها بسیار زیاد است (چون دانهها بسیار ریز هستند) به همین دلیل ناب ه جاییها به سختی حرکت کرده و قابلیت ایجاد کار سختی در این مواد بسیار کم است. به بیان بهتر، این مواد تغییر فرم پلاستیک قابل ملاحظهای ندارند و پس از عبور از نقطه تسلیم، بدون ایجاد گلویی (تغییر فرم پلاستیک) و به صورت کاملاً ترد میشکنند.

نتیجهگیری
در این پژوهش نانوکامپوزیت دو جزیی زمینه آلومینیومی به روش آلیاژسازی مکانیکی و اکستروژن داغ تولید گردید. محاسبه اندازه کریستالهای آلومینیوم زمینه

بیانگر این مطلب است که تغییرفرم شدید پلاستیک اعمالشده به ذرات پودر در حین فرآیند آلیاژسازی مکانیکیباعث کاهش اندازه کریستالهای آلومینیوم زمینه در حدنانومتر شده است. به گونه ای که اندازه دانههای زمینه تاکم تر از 100 نانومتر کاهش یافته است.
نمونه NC Al بیش ترین استحکام و سختی را داشته، اما انعطافپذیری آن از تمامی نمونهها کم تر است. دلیل این مسئله، بالا بودن چگالی مرزدانههاست. از آن جایی که مرزدانهها یکی از موانع موجود در مسیر حرکت نابه جایی ها هستند، بنابراین با بیشتر شدن مرزدانهها، تحرک نابجایی ها محدود شده و انعطافپذیری کاهش می یابد. درمورد کامپوزیتهای دو جزیی، با افزایش درصد وزنی آلومینیوم اولیه، استحکام کاهش، اما درصد ازدیاد طول افزایش یافت. مکانیزمی که برای افزایش همزمان استحکام و انعطافپذیری در کامپوزیتهای دو جزیی گزارش شده است، به ریزساختار این کامپوزیتها مربوط میشود. به این صورت که افزایش انعطافپذیری ناشی از بیش تر بودن تحرک نابجاییها در دانههای آلومینیوم اولیه و افزایش استحکام ناشی از محدود شدن تغییر فرم این نواحی به وسیله فاز NC Al میباشد.
D. Witkin, Z. Lee, R. Rodriguez, S. Nutt, and E. Lavernia, “Al–Mg alloy engineered with bimodal grain size for high strength and increased ductility”, Scripta Materialia, Vol. 49, pp 297–302, 2003.
C. Hofmeister, B. Yao, Y.H. Sohn, T. Delahanty, M. Bergh, and K. Cho, “Composition and structure of nitrogencontaining dispersoids in trimodal aluminum metal–matrix composites”, Journal of Materials Science, Vol. 45, pp 4871–4876, 2010.
B.Q. Han, J. Ye, F. Tang, J. Schoenung, and E.J Lavernia, “Processing and behavior of nanostructured metallic alloys and composites by Cryomilling”, Journal of Materials Science, Vol. 42, pp 1660– 1672, 2007.
R.W. Hayes, D. Witkin, F. Zhou, and E.J. Lavernia, “Deformation and activation volumes of cryomilled ultrafine-grained aluminum”, Acta Materialia, Vol. 52, pp 4259–4271, 2004.
S.S. Razavi Tousi, R. Yazdani Rad, E. Salahi, I. Mobasherpour, and M. Razavi, “Production of Al–20 wt.% Al2O3 composite powder using high energy milling”, Powder Technology, Vol. 192, pp 346–351, 2009.
ر. اسدیفرد، ن. پروین، ج. آقازاده و پ. صفارزاده،
“بررسی تأثیر فرایند آلیاژسازی مکانیکی بر مورفولوژی و اندازه دانه پودرهای کامپوزیتی Al6061-SiCp”؛ هشتمین کنگره سالانه انجمن مهندسین متالورژی ایران؛ References
B. Ahn, and S.R. Nutt, “Strain Mapping of Al–Mg Alloy with Multi-scale Grain Structure using Digital Image Correlation Method”, Experimental Mechanics, Vol. 50, pp 117–123, 2010.
Z. Lee, D.B. Witkin, V. Radmilovic, E.J. Lavernia, and S.R. Nutt, “Bimodal microstructure and deformation of cryomilled bulk nanocrystalline Al–7.5Mg alloy”; Materials Science and Engineering A, Vols. 410–411, pp 462–467, 2005.
D. Witkin, B.Q. Han, and E.J. Lavernia,
“Mechanical Behavior of UltrafineGrained Cryomilled Al 5083 at Elevated Temperature”; Journal of Materials Engineering and Performance, Vol. 14, pp 519-527, 2005.
D. Witkin, B.Q. Han, and E.J. Lavernia, “Room-Temperature Mechanical Behavior of Cryomilled Al Alloys”; Metallurgical and Materials Transactions A, Vol. 37, pp 185-194, 2006.
A. Yamashita, D. Yamaguchi, Z. Horita, and T.G. Langdon, “Influence of pressing temperature on microstructural development in equal channel angular pressing”; Materials Science and Engineering A, Vol. 287, pp 100–106, 2000.
J.H. Ahn, Y.J. Kim, and H. Chung, “AlAlN Tri-modal Composites prepared by Mechanical Alloying”, Rev. Adv. Mater. Sci, Vol. 18, pp 329-334, 2008.
Materials Processing Technology, Vol. 170, pp586-592, 2005.
16- G.J. Fan, H. Choo, P.K. Liaw, and E.J. Lavernia, “Plastic deformation and fracture of ultrafine-grained Al–Mg alloys with a bimodal grain size distribution”; Acta Materialia, Vol. 54, pp 1759–1766, 2006. ن. نصیریان و خ. رنجبر، “بررسی خواص مکانیکی و -17 ساخته شده به روش Al/Brass ریزساختاری کامپوزیت ،1 اتصال نوردی تجمعی” مجله مواد نوین، جلد 3، شماره .1391 صص 45- 54، پاییز
15293341435203

18- R.G. Vogt, Z. Zhang, T.D. Topping, E.j. Lavernia, and J.M. Schoenung, “Cryomilled aluminum alloy and boron carbide nano-composite plate”, Journal of Materials Processing Technology, Vol. 209, pp 5046–5053, 2009.
پیوستها دانشکده مهندسی مواد دانشگاه صنعتی اصفهان؛ مهرماه1383.
13- J.B. Fogagnolo, F. Velasco, M.H. Robert, and J.M. Torralba, “Effect of mechanical alloying on the morphology, microstructure and properties of aluminium matrix composite powders”, Materials Science and Engineering A, Vol. 342, pp 131-143, 2003. ع. علیزاده، “ساخت و بررسی خواص مکانیکی و -14 ،پایاننامه دکتری ،”Al-B4C سایشی نانوکامپوزیت .1390 ،دانشکده فنی و مهندسی دانشگاه تربیت مدرس
15- N. Zhao, P. Nash, and X. Yang, “The effect of mechanical alloying on SiC distribution and the properties of 6061 aluminum composite”, Journal of
شکل 1- تصویر SEM ذرات پودر آلومینیوم 2024.

شکل 2- مراحل ساخت کامپوزیتهای دوجزیی.
جدول 1- نام و ترکیب نمونههای ساخته شده در این پژوهش.
ترکیب نام نمونه ردیف
100% وزنی پودر Al2024 آسیاب نشده (اولیه) Coarse grained Aluminum (CG Al) 1
100% وزنی پودر Al2024 آسیاب شده (به مدت 50 ساعت) Nano crystallite Aluminum (NC Al) 2
50% وزنی پودر Al2024 آسیاب شده + 50% وزنی پودر Al2024 اولیه Al 50-50 4
70% وزنی پودر Al2024 آسیاب شده + 30% وزنی پودر Al2024 اولیه Al 30-70 6

شکل 3- الگوهای پراش اشعه X مربوط به پودر Al2024 اولیه (آسیاب نشده) و پودر Al2024 پس از 50 ساعت آسیاب.

شکل 4- تصویر TEM پودر Al2024 پس از 50 ساعت آلیاژسازی مکانیکی (نقاط روشن نشان دهنده نانودانهها هستند).

شکل 5- ریزساختار نمونه CG Al: (الف) عمود بر جهت اکستروژن و (ب) موازی جهت اکستروژن.

شکل 6- ریزساختار نمونه NC Al: (الف) عمود بر جهت اکستروژن و (ب) موازی جهت اکستروژن.

شکل 7- ریزساختار نمونه Al 50-50: (الف) عمود بر جهت اکستروژن و (ب) موازی جهت اکستروژن.

شکل 8- ریزساختار نمونه Al 30-70: (الف) عمود بر جهت اکستروژن و (ب) موازی جهت اکستروژن.

در این سایت فقط تکه هایی از این مطلب با شماره بندی انتهای صفحه درج می شود که ممکن است هنگام انتقال از فایل ورد به داخل سایت کلمات به هم بریزد یا شکل ها درج نشود

شما می توانید تکه های دیگری از این مطلب را با جستجو در همین سایت بخوانید

ولی برای دانلود فایل اصلی با فرمت ورد حاوی تمامی قسمت ها با منابع کامل

اینجا کلیک کنید

شکل 9- نتایج بدست آمده از آزمون کشش: (الف) استحکام تسلیم و استحکام کششی و (ب) درصد ازدیاد طول.

شکل 10- مقایسه منحنی تنش- کرنش نمونههای اکسترود شده.

شکل 11- مقایسه سختی نمونههای اکسترود شده.

شکل 12- مقایسه منحنی تنش- کرنش فشاری نمونههای اکسترود شده.

شکل 13- مقادیر استحکام فشاری نمونههای اکسترود شده.

  • 1

پاسخ دهید