مقاله تکامل ریز ساختار در یک آلیاژ ریختگی Al-Si-Mg

توجه : به همراه فایل word این محصول فایل پاورپوینت (PowerPoint) و اسلاید های آن به صورت هدیه ارائه خواهد شد

  مقاله تکامل ریز ساختار در یک آلیاژ ریختگی Al-Si-Mg دارای ۱۷ صفحه می باشد و دارای تنظیمات در microsoft word می باشد و آماده پرینت یا چاپ است

فایل ورد مقاله تکامل ریز ساختار در یک آلیاژ ریختگی Al-Si-Mg  کاملا فرمت بندی و تنظیم شده در استاندارد دانشگاه  و مراکز دولتی می باشد.

توجه : در صورت  مشاهده  بهم ریختگی احتمالی در متون زیر ،دلیل ان کپی کردن این مطالب از داخل فایل ورد می باشد و در فایل اصلی مقاله تکامل ریز ساختار در یک آلیاژ ریختگی Al-Si-Mg،به هیچ وجه بهم ریختگی وجود ندارد

بخشی از متن مقاله تکامل ریز ساختار در یک آلیاژ ریختگی Al-Si-Mg :

تکامل ریز ساختار در یک آلیاژ ریختگی Al-Si-Mg
چکیده:
آزمایش برای بررسی انجام با تکنیک کوئنچینگ سریع طراحی شده است. با استفاده از میکروسکوپ نوری مناطق مذاب کوئنچ شده به سادگی از جامد احاطه کننده ان قابل تشخیص است. با گوئنچ کردن در درجه حرارت های مختلف, تکامل ریز ساختار یک آلیاژ تجاری ریختگی با پایه Al-Si (AA601) در کل فرایند انجماد آن بررسی و خصوصیات آن مشخص شده گسترش ریز ساختار با تشکیل تخلخل در همان آلیاژ مرتبط بود.

مقدمه:
ترکیبات آلیاژهای ریختگی تجاری Al-Si, تطابق را بین خصوصیات اجرایی و فرایندی و نیز اضطرارات اقتصادی آن ها نشان میدهد در نتیجه, اکثر آلیاژهای تجاری حاوی مخلوطی از چندین عنصر هستند که بصورت ناخالص یا افزونی های تعمدی وجود دارند.
زیر ساختار سیاه تاب نتیجه دسته ای واکنش هاست که در طول انجماد رخ می‌دهد. ترکیب تحلیل ریز ساختاری یا تحلیل منحنی سرد شدن غالبا می‌تواند درجه حرارت های واکنش و فازهای دخیل را تعیین کند با این وجود, ریز ساختار واقعی که در زمان مشخصی در انجماد وجود داشته و نمی‌توان با استفاده از این روش تخمین زد.

روش پذیرفته شده مناسبی برای بررسی زیر ساختار یک قطعه ریختگی نیمه جامد, تسریع انجماد بوسیله کوئنچ کردن است فصل مشترک جامد مذاب در زمان کوئیچ را می‌توان بدین روش و با استفاده از میکروسکوپ نوری مشاهده نمود. در آلیاژهای ریختگی Al-Si, این روش برای مشخص کردن کامل خصوصیات تکامل ریز ساختاری آلیاژهای خاص و یا بیشتر برای مطالعه یک انجامد خاص مورد استفاده قرار می‌گیرد. هدف از این مطالعه, تعیین خصوصیات ریز ساختار در طول انجماد یک آلیاژ ریختگی تجاری Al-Si-Mg است. توجه اصلی به چگونگی تغییر نحوه توزیع مذاب در طول انجماد و چگونگی تاثیر گذاری آن بر روی تشکیل تخلخل معطوف شده است.

روش تجربی: ترکیب آلیاژ مورد استفاده در جدول ۱ نشان داده شده است. این ترکیب در محدوده آلیاژ استرالیایی با نام AA601 قرار می‌گیرد. عنصر استرانسیوم با وجود آنکه عمدا اضافه نشده, اما با غلظت ۲۰ ppm در آن وجود داشت. میزانی با وزن تقریبی ۴۰kg از این آلیاژ در بوته ای از جنس گاربید سلیکون در یک کوره مقاومتی الکتریکی ساخته شد. درجه حرارت مذاب در طول آزمایش در دمای ۷۰۰c ثابت نگه داشته شد.
جدول ۱: ترکیب آلیاژ مورد استفاده (تعادل Al):

از فنجان های کوچکی از جنس فولاد زنگ نزن (شکل ۱) برای نمونه گیری از مذاب استفاده شد. هر فنجان تا سطحی درست زیر لبه فرو برده شده و حدود ۱۰ ثانیه بر آن اجازه داده شد تا پیش از غوطه ور شدن, با درجه حرارت مذاب به تعادل برسد سپس این فنجان ها برداشته شده و در محفظه جدا کننده ای قرار داده شوند تا سرد شدند. در زمان مطلوبی در طول انجماد, نمونه به داخل یک حمام گوئینچ آب- نمک فرو برده شد. مجموعا سیزده نمونه کوئنچ شدند سپس قبل و بعد از هر دسته از آزمایش های کوئنچ, نمونه ها تحت تحلیل (آنالیز) شیمیایی قرار گرفتند. داده های درجه حرارت- زمان از ترموکوپلی که در مرکز هر فنجان قرار داشت, جمع آوری شده و این کار با استفاده از تجهیزات آنالیز حرارتی تجاری انجام شد. سرعت سرد کردن متوسط در مذاب پیش از انجماد ۱۰۶ 0C/s بود. نمونه ها در جهت عمود بر محور استوانه, در زیر نوک ترموکوپل مقطع زده شده و برای آزمایش آنالیز متالوگرافی آماده شدند. نمونه ها اچ نشده و میکروگراف های نوری با استفاده از میکروسکوپ olympus Ax70 به همراه یک دوربین دیجیتال به دست آمدند. فازهای یافت شده در این مطالعه به وسیله مراجعی که در این مقاله ذکر شده (مثل ۲,۳) شناسایی شده اند. با وجود آن که مورفولوژی و خصوصیات آن نا مبهم به نظر می‌رسند. استنباط شده است که استوکیومتری واقعی آن با آنچه که ارائه شده, متفاوت است.

شکل ۱) شکل شماتیک یک فنجان نمونه گیری با مقطع برش خورده ای که ترموکوپل موجود در آنرا نشان می‌دهد.
نتایج: شکل ۲ منحنی های سرد شدن و مشتق نمونه AA601 را نشان می‌دهد که بدون توقف, منجمد شده است سه واکنش را می‌توان در شکل ۲ تشخیص داد اولین واکنش در درجه حرارت۰۰C 613 بصورت توقف حرارتی کوتاه در منحنی سرد شدن و قله تیزی در منحنی مشتق قابل مشاهده است واکنش دوم در درجه حرارت ‍0C 57 دارای توقف حرارتی بسیار طولانی تری بوده و تغییر آرام تری در منحنی مشتق آن قابل رویت است. واکنش سوم رانمی‌توان در منحنی سرد شدن مشاهده کرد،اما به سادگی بصورت انحراف کوچکی در منحنی مشتق دردرجه حرارت ۵۵۶ درجه سانتیگراد قابل مشاهده است.

نتایج شش کوئنچ نمونه که در شکل ۲ بصورت Q1 تا Q6 نشان داده شده اند، تکامل زیر ساختار آلیاژ AA601 را بصورت کامل تشریح می‌کند.
اولین کوئیچ Q1 دردرجه حرارت ۶۱۳ درجه چند ثانیه بعد از جوانه زنی اولین فاز انجام شد. دندریت های هم محور Alدر سرتاسر نمونه قابل مشاهده بوده و بوسیله مناطق بزرگی از مذاب کوئیچ شده از یکدیگر جدا شده اند که در شکل ۳ نشان داده شده است.
این مذاب کوئیچ شده شامل دندریت های آلومینیوم در مقیاس بسیار ظریف تر است که بوسیله ساختار یوتکتیک فوق ظریفی احاطه شده اند. شکل ۴ اختلاف مقیاس بین دندریت های تشکیل شده قبل از کوئیچ را نشان می‌دهد.

شکل ۲) منحنی سرد شدن منحنی مشتق ومحل های کوئیچ آلیاژ۶۰۱
شکل ۳) نمونه کوئنچ شده در درجه حرارت ۶۱۳ درجه (Q1) حاوی دندریت های هم محوری است که بوسیه مقدار زیادی مذاب کوئنچ شده احاطه شده است.
شکل ۴) میکروگراف با بزرگنمایی بیشتر که تغییر مقیاس بازوهای دندریت را در عرض فصل مشترک جامد مذاب کوئیچ شده نشان می‌دهد ( ۶۱۳ درجه Q1).
زمانی که درجه حرارت تا ۵۸۷ درجه افت پیدا می‌کند (Q2) دندریت ها به مقدار قابل توجهی ضخیم شده اند (شکل ۵). با وجود آن که دندریت های همسایه به تناوب با یکدیگر تماس پیدا می‌کنند، مقدار زیادی مذاب کوئیچ شده کماکان در امتداد قسمت اعظم مرزهای درون دانه ای وجود دارد. دندریت های ظریف Al در طول کوئنچ در این مرزها تشکیل می‌شود. مذاب کوئنچ شده باقی مانده حاوی ساختار یوتکتیک فوق ظریفی مشابه ساختار نمونه قبلی است.

نمونه بعدی Q3 فورا بعد از آغاز انجام یوتکتیک در درجه حرارت ۵۶۵ درجه کوئنچ شد. شکل ۶ لایه نازکی از یوتکتیک Al-Si رانشان می‌دهد که در دیواره نمونه یافت شده است. سیلیسیوم دارای مورفولوژی اصلاح شده ای بوده و فصل مشترک جامد – مذاب یوتکتیک کاملا مسطح است. همچنین سه یا چهار منطقه تجدید شده یوتکتیک نیز وجود دارد که در فاصله قابل ملاحظه ای دورتر از دیواره یافت می‌شود و نمونه آن در شکل ۷ نشان داده شده است. جدا از جزء کوچک یوتکتیک Al-Si اکثر قسمت های ریز ساختار در درجه حرارت ۵۶۵ بوسیله دندریت Al مشخص می‌شود که بخوبی رشدکرده وتوسط مذاب کوئیچ شده ظریف احاطه شده است. مرزهای بین دندریت های همسای ( شکل ۸ ) حاوی جزء بیشتری از مذاب نسبت به مناطق داخل دندریت ها است ( شکل ۸).

شکل ۵) دندریت ها در نمونه ای که درجه حرارت ۵۸۷ درجه کئویچ شده Q2 بسیار ضخیم تر از دندریت های یافت شده در نمونه قبلی بوده وکماکان بوسیله کسر بالایی از مذاب احاطه شده اند.
شکل ۶) پیدایش لایه یوتکتیک درجداره نمونه کوئنچ شده در درجه حرارت ۵۶۵ درجه ( Q3).
شکل ۷) پیدایش یوتکتیک به سوی مرز نمونه Q3 با درجه حرارت کوئنچ ۵۶۵ درجه.
شکل ۸) مقایسه جز مذابی که
۱- بین دندریت ها

۲- در داخل دندریت ها موجود است. نمونه Q3 دارای درجه حرارت کوئنچ ۵۶۵ درجه است.
مذاب یوتکتیک نسبتا همدما بوده ونمونه بعدی Q4 در درجه حرارت مشابه ۵۶۸ اما تقریبا یک دقیقه بعد از جوانه زنی یوتکتیک Al-Si کوئنچ شده است. ماکروگراف ( شکل ۹) نشان می‌دهد که یوتکتیک چگونه در لایه ای در اطراف دیواره حضور داشته ودر مناطق مستقل موجود در سرتاسر سطح مقطع قطعه ریختگی نیز وجود دارد. شکل ۱۰ نمونه ای از مرزهای مذاب را نشان می‌دهد که معمولا در داخل این مناطق یافت شده ونشان می‌دهد که ممکن است از دانه های یوتکتیک تشکیل شده باشند.
شکل ۹) ماکروگراف نمونه اچ نشده ای که در طول انجام یوتکتیک در درجه حرارت ۵۶۸ کوئنچ شده است ( Q4).
مناطق تیره رنگ حاوی یوتکتیک Al-Si است که قبل از کوئنچ تشکیل شده اند.

نمونه بعدی (Q5) دردرجه حرارت ۵۵۷ درجه کوئنچ شده است. صفحات ظریف B (Al5FeSi) مانند صفحاتی که در شکل ۱۱ نشان داده شده تقریبا درتمامی‌مناطق مذاب باقی مانده یافت می‌شوند. استنباط می‌شود که تحت شرایط کنونی صفحات B بعد از مراحل بعدی انجماد یوتکتیک Al-Si در طول آن تشکیل می‌شوند.
نمونه هایی (Q6) در درجه حرارت ۵۵۴ درجه سانتیگراد حدود ده ثانیه بعد از کوئنچ قبلی کوئنچ شده است. در طول این مدت مقدار قابل توجهی از فاز TT(Al8Mg3Fesi6) تشکیل شده که بیشتر قسمت های آن ارتباط نزدیکی با صفحات B دارد مقادیر کوچک Mg2Si نیز یافت شده است که معمولا مستقل از فازهای حاوی Fe هستند. این موارد در شکل ۱۲ نمایش داده شده است.

شکل ۱۰) مناطق تیره رنگ در شکل ۹ ظاهرا حاوی دانه های یوتکتیک مختلفی هستند که بوسیله مرزهای مذاب از یکدیگر جدا شده اند.
شکل ۱۱) صفحات B (Q5) در درجه حرارت ۵۵۷ درجه سانتیگراد در سرتاسر مذاب کوئنچ شده یافت می‌شوند.
شکل ۱۲) واکنش نهایی در درجه حرارت ۵۵۶ (Q6) شامل انجماد TT و Mg2si است.
شکل ۱۳ ریز ساختاری را نشان می‌دهد که هنگامی‌که انجماد بوسیله کوئنچ مختلف نشود، بدست می‌آید. دندریت های ضخیم Al بوسیله یوتکتیک ظریف Al-Si از یکدیگر جدا می‌شوند. اکثر فازهای حاوی آهن و منیزیم به مناطق بین دندریتی حرکت کرده و غالبا در مجاورت صفحات بسیار ضخیم سلیکون یافت می‌شوند. هیچ فازی را نمی‌توان یافت که در نمونه های قبلی مشاهده نشده باشد.

شکل ۱۳) ریز ساختار بدست آمده ازانجماد بدون اختلال
ضخیم کردن قابل ملاحظه بازوهای دندریت در طول انجماد اتفاق می‌افتد. اندازه گیری فواصل بازوهای ثانویه در هر یک از نمونه های کوئیچ شده انجام گرفته و نتایج آن در شکل ۱۴ نشان داده شده است. بهترین انطباق داده ها منجر به ارتباط نشان داده شده در این شکل می‌شود.
شکل ۱۴) فاصله بازوی دندریت به صورت تابعی از زمان انجماد tf
اختلافات فاحشی در مقابل تخلخل مشاهده شده درنمونه هایی که در مراحل مختلفی از انجماد کوئنچ شده اند وجود دارد.
ماکروگرافهای نمونه های پولیش شده که توزیع تخلخل ها را نشان می‌دهد، در شل ۱۵ نمایش داده شده است. میکروگرافی که مورفولوژی تخلخی عادی نمونه Q6 را نشان می‌دهد، در شکل ۱۶ نمایش داده شده است.

شکل ۱۵) ماکروگراف هایی که توزیع تخلخل را در نمونه های کوئنچ شده نشان می‌دهد: a))- Q1، (b)- Q2، (c)- Q3، (d) -Q4، (e)- Q5، (f)- Q6، و g انجماد بدون اختلال
شکل ۱۶) مورفولوژی عادی تخلخلی که در طول آخرین مراحل انجماد بوجود آمده است ( ۵۶۶ درجه ، Q6)
بحث و تبادل نظر: تکامل ریز ساختار الیاژ ۶۰۱ را که مورد بررسی قرار گرفته، می‌توان از نتایج فوق بصورت خلاصه بیان کرد. در درجه حرارت ۶۱۳ درجه دندریت های Al اولیه در سرتاسر نمونه جوانه زنی کرده و سریعا رشد کرده و بر روی هم قرار گرفته و شبکه پیوسته ای را تشکیل می‌دهند. بازوهای ثانویه دندریت همزمان با رشد دندریت ضخمی‌می‌شوند. بعد از پیوستگی کانال های بزرگی از مذاب بین دانه ای در امتداد مرز دانه ها موجود است. انتظار می‌رود درجه سگر گارسیون پایین تر بوده و سرعت نفوذ نیز در امتداد این مرزها نسبت به فواصل بین دندریتی بالاتر باشد.

این امر منجر به بروز اختلافاتی در ترکیب می‌شود که در ساختار مذاب کوئنچ شده ظاهر می‌شود. این امر در شکل های ۵-۳ نشان داده شده جایی که بسته غنی از طول که بدون دندریت های ظرفیت Al است،‌در داخل دانه های اولیه قابل مشاهده است. در مقابل ما مناطق بین دانه ها حاوی مذاب غنی از Al و دندریت های ظریف فراوانی است که در طول کوئنچ تشکیل شده اند. در زمان شروع واکنش یوتکتیک Q3 هر دو منطقه حاوی مذاب غنی از محلول بوده وتنها بعضی از دندریت های ظریف تر را می‌توان در امتداد مرز دانه ها مشاهده نمود ( شکل ۸). در این مرحله، احتمال متوقف شدن رشد دندریت ها وجود دارد و هر چند که این امر از شکل ۱۴ واضح به نظر می‌رسد، این ضخیم شدن در طول انجماد ادامه پیدا می‌کند.
قابلیت نفوذ شبکه های دندریت کاملا توسط مدل های کنونی تشریح شده است. نشان داده شده است که مرزهای جامد جزئی مانند مرزهای نشان داده شده در شکل های ۵ و ۸ هنگامی‌که بزرگتر از فواصل بین بازوهای ثانویه دندریت باشند قابلیت نفوذ را افزایش می‌دهند. همچنین نشان داده شده است که قابلیت نفوذ با ضخیم شدن بازوی دندریت افزایش پیدا می‌کند. این مدل ها برای سیلان جریان یوتکتیک در شبکه های دندریتی حاوی جامد با جز بالا ( تا حد ۹۱/۰) ایجاد شده اند.
اما از این مدل ها برای جریان در حضور یک فاز یوتکتیک جامد استفاده نمی‌شود. برای انجام اینکار لازم است خصوصیات زیر ساختار را به صورت صحیح و دقیق در طول انجماد تعیین کنیم که این کار مستلزم انجام اعمال گوناگون است.
در آزمایش های اخیر، آلومینیوم اولیه به سرعت رشد کرده و در سرتا سر قطعه ریختگی یافت می‌شود در مقابل، یوتیک AL-Si بصورت بسیار غیر یکنواخت تری توزیع شده و نسبتا به آرامی‌رشد می‌کند. این امر از شکل q قابل استناد است که توزیع مناطق یوتکتیک را در یک قطعه ریختگی، در نیمه راه انجماد یوتکیتک نشان می‌دهد. مکانیزم هایی که توزیع این مناطق را کنترل می‌کنند، شناخته شده نیستند با این حال، روشن است که اندازه و محل آن ها کانال های قابل دسترسی برای جریان یافتن مذاب را در طول باقی مانده انجماد تعیین خواهد کرد. احتمالا توزیع و رشد آن ها تحت تاثیر مقدار اندک sr که در آن حضور دارد، قرار گرفته و به احتمال بسیار زیاد مکانیزم که اخیرا توسط DAHLE و همکارانش ارائه شده موجب آن است بعد از کامل شدن انجماد مرزهای مناطق یوتکتیک نشان داده شده در شکل ۸ قابل رویت نخواهد بود بنابراین در نمونه هایی که کاملا منجمد شده اند، خصوصیات رشد یوتکتیک Al-Si را نمی‌توان با استفاده از میکروسکوب نوری تعیین کرد.
در مورد ترکیب آلیاژی که مورد بررسی قرار گرفته، اکثر صفحات آهن B (ALS FeSi) بعنوان بخشی از واکنش یونتیک سه تایی با Si, Al منجمد نمی‌شوند، بلکه در واکنش مستقلی در درجه حرارتی اندکی پایین تر از درجه حرارت یوتکتیک Al-Si منجمد می‌شوند که این نظریه متوسط تیلور و همکارانش ارائه شده است. این امر از شکل ۱۱ قابل رویت است که در آن صفحات B در جلوی یوتکتیک Al- si یافت می‌شود که توسط جزء بالایی از مذاب احاطه شده است. واکنش در درجه حرارت C0 556 شامل انجماد TT و Mg2si است. گفته شده است که TTبه وسیله واکنش پرتکتیک بین مذاب و فاز تشکیل می‌گردد. با این حال، انتظار می‌رود که این واکنش از نظر سینیتکی، مطلوب نباشد.

متحمل است که رشد فاز به سادگی متوقف شده و TT به وسیله تیلور مستقیم از مذاب تشکیل شود. انتظار می‌رود که مقادیر قابل ملاحظه آلومینیوم در این واکنش دخیل باشد (شکل های ۱۱ و ۱۲ را با یکدیگر مقایسه کنید). ظاهرا Mg2si تقریبا در درجه حرارت مشابه دمای یک واکنش مستقل متبلور می‌شود.
با وجود آن که آزمایش های کوئینچ، ابزار قابل قبولی برای مطالعه تکامل تخلخل در نمونه های ریختگی به نظر می‌رسند، محدودیتی وجود دارد که باید بیان شود. احتمال حذف تخلخل به وسیله کوئنچ وجود ندارد، اما تخلخل ها می‌توانند در پاسخ به تقاضای سریع به مذاب تغذیه جوانه زنی یا رشد کنند. به همین دلیل، تخلخل موجود در نمونه های کوئینچ شده فقط می‌تواند حد بالایی را برای سطح تخلخلی ایجاد کند که در زمان کوئینچ می‌تواند بسیار پائین تر باشد.

از شکل های ۱۵(a) – (e) روشن است که تخلخل بسیار اندکی در طول مراحل اولیه انجماد بوجود می‌آید. این امر برای نمونه هایی که زودتر وارد واکنش یوتکتیک شده اند (a) –(c) شگفت انگیز نیست، زیرا زیر ساختار شامل دندریت هایی است که توسط مرز دانه های با جزء کم جامد احاطه شده و نفوذ پذیری آن بالا است. در طول انجامد یوتکتیک، (d)، قسمت جلویی رشد به آرامی‌پیشرفت گرده و به مذاب تغذیه زمان کافی می‌دهد تا از شبکه دندریتی اطراف بیرون کشیده شود که این امر می‌تواند منجر به افزایش نفوذ پذیری به خاطر تداوم ضخیم شدن شود. صفحات B در قسمت انتهایی قسمت انجماد یوتکتیک (e) در مذاب باقی مانده تشکیل می‌شوند کسر حجمی‌کوچکی از این فاز وجود داشته وانقباض حجمی‌کلی ونیاز به مذاب تغذیه احتمالا بسیار اندک است، بنابراین، تخللخ هنوز به وجود نیامده است از آن جا که فاز B درای مورفولوژی صفحه ای است، حضور آن احتمالا مناطق این مذاب زیادی را از یکدیگر جدا خواهد کرد بنابراین هیچ حفره انقباضی در ارتباط با باقی مانده انجماد را نمی‌توان تغذیه کرد این امر، افزایش قابل توجه تعداد تخلخل را در نمونه ای که در طول انجماد II و Mg2 Si کوئینچ شده، توضیح می‌دهد اندازه و مورفولوژی تخلخل به وسیله فصل مشترک جامد اطراف محدود می‌شود که این امر در شکل ۱۶ قابل مشاهده است. میزان تخلخل هنگامی‌که انجماد تکمیل می‌شود، بیشتر افزایش پیدا می‌کند (شکل g 15).