ماهنامه علمی پژوهشی مهندسی مکانیک مدرس. mme.modares.ac.ir بررسی اثر تغییر شکل پالستیک شدید به وسیله فرآیند پرس در کانالهای زاویهدار همسان

Transcript

1 مجله مهندسی مکانیک مدرس بهمن 396 دوره شماره صص 0- ماهنامه علمی پژوهشی مهندسی مکانیک مدرس mme.modares.ac.ir بررسی اثر تغییر شکل پالستیک شدید به وسیله پرس در کانالهای زاویهدار همسان )( بر چقرمگی آلیاژ آلومینیوم محمد تالفی نوغانی * محمدحسین شاعری آرزو اسماعیلی احمد رزاقیان 3 - استادیار مهندسی مواد دانشگاه بینالمللی امام خمینی )ره( قزوین - کارشناس ارشد مهندسی مواد دانشگاه بین المللی امام خمینی )ره( قزوین 3- دانشیار مهندسی مواد دانشگاه بین المللی امام خمینی )ره( قزوین * قزوین صندوق پستی noghani@eng.ikiu.ac.ir اطالعات مقاله مقاله پژوهشی کامل دریافت: 30 شهریور 396 پذیرش: آبان 396 ارائه در سایت: 0 آذر 396 کلید واژگان: آلیاژ Al- چقرمگی دینامیک چقرمگی استاتیک شکستنگاری چکیده در این پژوهش به بررسی اثر تغییر شکل پالستیک شدید بر ریزساختار و خواص مکانیکی آلیاژ آلومینیوم با تمرکز بر چقرمگی پرداخته شده است. بدین منظور آلیاژ تحت تا پاس با استفاده از مسیر B C در دمای محیط قرار گرفت. ریزساختار و سطح شکست نمونهها به وسیله میکروسکوپ نوری و الکترونی و خواص مکانیکی نمونهها با استفاده از آزمونهای سختی کشش و ضربه بررسی شد. چقرمگی استاتیک و دینامیک این آلیاژ به ترتیب با استفاده از سطح زیر منحنی تنش-کرنش و آزمون ضربه محاسبه شد. نتایج این پژوهش نشان داد بعد از پاس اندازه دانه از 0 میکرومتر به کمتر از 600 نانومتر کاهش یافته و سختی و استحکام نمونهها بیش از دو برابر افزایش مییابد. پس از پاس چقرمگی استاتیک و دینامیک به ترتیب حدود 6% و 30% کاهش یافتهاند ولی با افزایش تعداد پاس چقرمگی استاتیک روندی افزایشی را از خود نشان میدهد و چقرمگی دینامیک تقریبا ثابت باقی میماند. بررسی سطح شکست نمونهها نشان داد با وجود کاهش چقرمگی پس از به دلیل کاهش داکتیلیته آلیاژ بعد از پاس نیز حالت شکست نرم خود را حفظ میکند. سبب افزایش قابل مالحظه استحکام میشود )بیش از 00%( در حالی که چقرمگی ماده به میزان اندکی کاهش مییابد )حدود 30% کاهش در چقرمگی دینامیک و 5% افزایش در چقرمگی استاتیک( میتوان عنوان کرد یکی از برتریهای نسبت به روشهای رایج شکلدهی افزایش قابل توجه استحکام بدون کاهش قابل مالحظه در چقرمگی است. Effect of severe plastic deformation by equal channel angular pressing on fracture toughness of Al- alloy Mohammad Talafi Noghani *, Mohammad Hossein Shaeri, Arezoo Esmaeili, Ahmad Razaghian - Materials Science and Engineering Department, Imam Khomeini International University (IKIU), Qazvin, Iran. * P.O.B Qazvin, Iran, noghani@eng.ikiu.ac.ir ARTICLE INFORMATION Original Research Paper Received September 0 Accepted 05 November 0 Available Online 0 December 0 Keywords: process Al- Alloy Dynamic toughness Static toughness Fractography ABSTRACT In the current research, the effect of severe plastic deformation on microstructure and mechanical properties of Al- alloy focusing on toughness was investigated. For this purpose, the Al- alloy was subjected to process up to passes by route B C at room temperature. Microstructure and fracture surface of the specimens were analyzed by optical and electron microscopy and mechanical properties were studied by hardness, tensile and impact tests. Dynamic and static toughness of the alloy were measured from the area under the stress-strain curve and impact test, respectively. The experimental data revealed that after passes of, the grain size decreased from 0 µm to about 600 nm, and the hardness and strength of the specimen increased about times in comparison with initial material. Static and dynamic toughness decreased about 6% and 30% after the first pass of, respectively. While, by increasing the pass number, the static toughness increased and dynamic toughness remained approximately constant. The fracture surface of specimens revealed that the fracture of all specimens was ductile. process caused a considerable increase in strength of Al- (more than 00 percent), whereas, the toughness declined slightly during process (about 30 and 5 percent in dynamic and static toughness, respectively). So, it can be concluded that one the most advantages of process in comparison with common forming process is the notable improvement of strength without considerable sacrifice of toughness. - مقدمه به روشهایی از شکلدهی های تغییر شکل پالستیک شدید )SPD( اطالق میشود که در آنها کرنشهای بسیار باالیی به قطعه وارد شده به طوری که تغییرات مهمی در ابعاد کلی قطعه روی نداده و سبب ایجاد Sever plastic deformation Please cite this article using: برای ارجاع به این مقاله از عبارت ذیل استفاده نمایید: M. Talafi Noghani, M. H. Shaeri, A. Esmaeili, A. Razaghian, Effect of severe plastic deformation by equal channel angular pressing on fracture toughness of Al- alloy, Modares Mechanical Engineering, Vol., No., pp. -0, 08 (in Persian)

2 بررسی اثر تغییر شکل پالستیک شدید به وسیله پرس در کانالهای زاویهدار همسان )( بر چقرمگی آلیاژ آلومینیوم دانههای فوقالعاده ریز کانالهای زاویهدار همسان همکاران در دهه 90 )UFG( گردد ],[. یکی از این روشها پرس در 3 و )( است که نخستین بار توسط سگال معرفی گردید که طی آن موادی با اندازه دانههای چند صد نانومتر ایجاد میشود ],3[. تنشهای برشی به وجود آمده در ماده سبب باال رفتن چگالی نابهجاییها در آن میشود. این نابهجاییها مرزدانههای را تشکیل میدهند که در نهایت با تبدیل شدن به با زاویه کوچک 5 ردیفهایی از دانههای ریز را به وجود میآورند مرزدانههای با زاویه بزرگ.]6,5[ آلیاژهای آلومینیوم گروه شامل آلیاژ xxx که نسبت استحکام به چگالی باال و چقرمگی شکست مناسبی دارند به طور گسترده در صنایع هوایی و هوافضا صنعت خودرو و حمل و نقل ریلی استفاده میشوند ]8,[. استحکام باالی آلیاژهای عملیات حرارتیپذیر آلومینیم به وسیله استحکامبخشی محلول جامد و توزیع رسوبات ریز و پراکنده در ساختار بهدست میآید ]9,8[. یک روش بسیار مؤثر در بهبود خواص آلیاژهای آلومینیم ریزدانهسازی به وسیله های تغییر شکل پالستیک شدید )SPD( از قبیل است. حین تغییرشکل پالستیک شدید آلیاژ ریزدانهسازی قابل مالحظهای به همراه استحکام بخشی حاصل از افزایش قابل توجه چگالی نابهجاییها و همچنین تشکیل رسوبات ریز و پراکنده رخ میدهد ]-9[. از آنجایی که کوشش برای افزایش استحکام مواد به کاهش چقرمگی منجر میشود بنابراین روشهای تغییر شکل معمول با کاهش قابل مالحظه داکتیلیته منجر به افت چشمگیر چقرمگی ماده میشوند. این محدودیت سبب ایجاد تمایل بسیار برای توسعه روشهای روشهای SPD SPD شده است چرا که با تشکیل ساختارهای بسیار ریز سبب افزایش همزمان استحکام و چقرمگی میشوند ][. به عبارت دیگر همزمان استحکام و چقرمگی ریزکردن ساختار ماده این که نمونههای تولید شده توسط تنها شانس افزایش است ]3[. با توجه به ابعاد کوچکی دارند آمادهسازی نمونههای مورد نیاز برای آزمون ضربه مشکل است. همین امر موجب شده تا تحقیقات انجام شده در زمینه بررسی چقرمگی مواد باشد. به طور کلی فلزات و آلیاژهای فرآوری شده توسط UFG خیلی محدود که اثر تغییر شکل پالستیک شدید بر چقرمگی آنها مورد بررسی قرار گرفته را میتوان در سه دسته زیر جای داد: - موادی که است. - موادی که پاسهای اولیه موجب بهبود قابل مالحظه چقرمگی آنها شده موجب افزایش چقرمگی آنها شده است. موجب کاهش و افزایش تعداد پاسها - موادی که موجب کاهش چقرمگی آنها شده است. در ادامه به ذکر مثالهایی برای هر مورد پرداخته میشود. در پژوهش انجام بر چقرمگی 6 و همکاران ][ در مورد اثر RD- شده توسط ما آلیاژ Al-%Si مشخص شد انجام در دمای پاس 8 63 کلوین سبب اصالح ساختار دندریتی و در نتیجه افزایش قابل مالحظه انرژی و چقرمگی آلیاژ میشود. با افزایش تعداد پاسها تا 3 پاس نیز انرژی ضربه به دلیل شکست دندریتهای بزرگ آلومینیوم و توزیع ذرات آلیاژهای است. بعد از Si Si به طور چشمگیری افزایش مییابد. اثر یوتکتیک و یکنواختتر شدن Al-Cu چقرمگی بر 8 و همکاران ]6,5[ مورد بررسی قرار گرفته توسط فنگ پاس چقرمگی به طور قابل مالحظهای کاهش مییابد و سپس با افزایش تعداد پاس چقرمگی افزایش یافته و به مقدار چقرمگی نمونه اولیه نزدیک میشود. چقرمگی آلیاژ آلومینیوم به وسیله 608 نیز بعد از فرآوری 9 و همکاران ][ مورد در دمای اتاق توسط هوکاف بررسی قرار گرفته است. انرژی جذب شده نمونه اولیه.9 ژول است. بعد از به دلیل کاهش قابل مالحظه انرژی جذب شده در طول اشاعه ترک که بعد از شکلگیری ترک به طور ناگهانی افت میکند چقرمگی ضربه تا حدود 0% کاهش مییابد. از آنجایی که تحقیقات انجام شده در زمینه بررسی چقرمگی مواد UFG خیلی محدود است و تاکنون هیچ تحقیقی به بررسی چقرمگی آلیاژ حالت UFG رفتار چقرمگی آلیاژ نپرداخته است بنابراین هدف این پژوهش بررسی اثر در بر است. بدین منظور پس انجام پاسهای مختلف بر نمونهها چقرمگی دینامیک با استفاده از آزمون ضربه و چقرمگی استاتیک با استفاده از محاسبه سطح زیر نمودار منحنی تنش- کرنش بررسی شد. در ضمن سطح شکست نمونهها نیز با استفاده از میکروسکوپ الکترونی روبشی )SEM( مورد بررسی قرار گرفت. - آزمونهای تجربی شکل تصویر قالب مورد استفاده در پژوهش حاضر را نشان میدهد. برای ساخت نمونههای از قالبی با زاویه کانال )Φ( برابر با 90 درجه و زاویه انحنای خارجی در محل تماس دو کانال )Ψ( برابر با 0 درجه استفاده شد تا کرنش تقریبا برابر با در هر پاس ایجاد شود ]8[. همانطور که در شکل دیده میشود قالب شامل دو قطعه کامال متقارن با مقطعی گرد با قطر. میلیمتر است. جنس این قالب از فوالد ابزار AISI/SAE H3 انتخاب شده و تحت عملیات حرارتی قرار گرفته تا سختی قالب به 5 HRC برسد. سطح داخلی قالب که محل قرارگیری کانال است پولیش شده است. همانطور که در شکل مشخص است اتصال دو تکه قالب به وسیله تعدادی پیچ انجام میشود. جهت اعمال نیروی الزم برای از دستگاه پرس هیدرولیک با سرعت حرکت پیستون در حالت بارگذاری برابر با.5 میلیمتر بر ثانیه و ظرفیت 00 تن استفاده شد. به منظور کاهش اصطکاک بین نمونه و قالب از با ترکیب روغن گرافیت و مس استفاده شد. 0 روانکار مولیکت Fig. Image of dies used in current research شکل نمایی از قالب مورد استفاده در پژوهش حاضر 8 Fang 9 Hockauf 0 Molykote Ultrafine-grained Equal channel angular pressing Segal Low angle grain boundary 5 High angle grain boundary 6 Ma Rotary die مهندسی مکانیک مدرس بهمن 396 دوره شماره

3 بررسی اثر تغییر شکل پالستیک شدید به وسیله پرس در کانالهای زاویهدار همسان )( بر چقرمگی آلیاژ آلومینیوم Fig. Al- samples, a- ed without copper tube and b-, and 3 passes ed with copper tube شکل نمونه آلومینیوم الف- بدون غالف مسی به صورت ناقص شده و آلیاژ مورد نیاز برای به شکل میلگردهای اکسترود شده با قطر 0 میلیمتر از شرکت آلومینات تهیه شد. ترکیب شیمیایی آلیاژ مورد استفاده در این پژوهش که به وسیله اسپکترومتر GNR 580J اندازهگیری شده در جدول نمایش داده شده است. پیش از انجام نمونهها تحت عملیات حرارتی آنیل قرار گرفتند. بدین منظور نمونهها به مدت ساعت در دمای 5 درجه سلسیوس نگهداری شده و پس از سرد شدن به مدت ساعت داخل کوره از کوره عملیات حرارتی خارج شدند. قطر نمونههای استوانهای شکل مورد نیاز جهت به وسیله ماشینکاری به میلیمتر کاهش پیدا کرد و سپس میلهها به طول 0 میلیمتر بریده شدند. از آنجایی که مسیر BC در بین مسیرهای مؤثرترین مسیر برای تولید مواد فوقریزدانه است ]9[ نمونهها پس از عملیات حرارتی تحت در مسیر BC قرار گرفتند. نیروی الزم برای پرس به دلیل چسبندگی بیش از حد آلومینیوم به قالب و در نتیجه افزایش اصطکاک افزایش یافت و همین امر موجب شد تا پاس اول بر نمونه آلومینیوم به طور کامل انجام نشود )شکل a-( همچنین سنبه فوالدی در اثر وارد شدن فشار بیش از حد تکهتکه شد بنابراین برای کاهش اصطکاک و امکانپذیر بودن انجام بر نمونه آلومینیوم از لوله مسی استفاده شد ]0[. در این شرایط در دمای محیط بدون ایجاد ترک در نمونهها تا پاس با موفقیت انجام شد. شکل b- نمونههای شده با استفاده از غالف مسی در این پژوهش را نشان میدهد. لولههای مسی خالص تجاری با در نظر داشتن قطر کانال قالب با قطر خارجی. میلیمتر و ضخامت.3 میلیمتر تهیه شدند. جدول ترکیب شیمیایی لوله مسی مورد استفاده تولید شرکت مس سرچشمه را نشان میدهد. شد. در تحقیق حاضر جهت مقایسه خواص مکانیکی نمونهها در شرایط مختلف از آزمون کشش استفاده شد. آزمون کشش با استفاده از دستگاه زوئیک- روئل ساخت کشور آلمان با ظرفیت 0 تن با سرعت جابهجایی فک میلیمتر بر دقیقه انجام شد. نمونهها مطابق با استاندارد ASTM-E8 جهت انجام آزمون کشش توسط ماشینکاری آماده شدند. ابعاد نمونههای تهیه شده برای آزمون کشش در شکل 3 نشان داده شده است. هر آزمون سه بار تکرار سختی نمونهها توسط آزمون سختی ویکرز با استفاده از دستگاه میکروسختی Hvs-000A در نیروی kg و زمان ساکن شدن 5 ثانیه مطابق با استاندارد 38-E ASTM اندازهگیری شد. برای تهیه نمونههای سختی ابتدا مقاطع عرضی نمونهها تهیه شد و سپس سطح نمونهها به وسیله سنبادهزنی و پولیشکاری کامال صیقلی شد. سختیسنجی از قسمت نزدیک به مرکز سطح مقطع نمونه انجام و برای هر نمونه حداقل پنج بار تکرار شد. انواع مختلف آزمون ضربه برای تعیین تمایل ماده به داشتن رفتار ترد بهکار رفته است. این نوع آزمون تفاوتهایی را بین مواد آشکار میکند که در آزمون کشش قابل مشاهده نیستند. در این تحقیق نمونههای شارپی با شیار جدول ترکیب شیمیایی آلیاژ آلومینیوم مورد استفاده در پژوهش حاضر )درصد وزنی( ب- با غالف مسی و 3 پاس به طور کامل شده Table Chemical composition of copper tube used in current research (in weight %). جدول ترکیب شیمیایی لوله مسی مورد استفاده در پژوهش حاضر )درصد وزنی(. Ag 0.0 P 0. Cu Base Fig. 3 Schematic of specimens prepared for tensile test according to ASTM-E8 [] شکل 3 ابعاد نمونه تهیه شده برای آزمون کشش طبق استاندارد [] ASTM-E8 v شکل مطابق با استاندارد ASTM-E3 جهت انجام آزمون ضربه توسط ماشینکاری آماده شدند. شکل ابعاد نمونههای آماده شده برای آزمون ضربه را نشان میدهد. شکل و عمق شیار مانند استقرار صحیح نمونه در دستگاه ضربه از متغیرهای بسیار مهم هستند. از آنجایی که آزمونهای ضربه با میله شیاردار به دلیل مشکالت ناشی از تولید شیارهای مشابه در معرض پراکندگی زیادی قرار دارند و همچنین به دلیل اینکه از اثر خالص بر انرژی ضربه آلومینیوم اطمینان حاصل شود نمونههایی مطابق با استاندارد ASTM-E3 با ابعاد نشان داده شده در شکل اما بدون شیار نیز آماده شدند. آزمون ضربه با استفاده از دستگاه آزمون ضربه شارپی معمولی GT-05 با ظرفیت 300 ژول ساخت شرکت در دمای اتاق انجام گوتک شد. انرژی شکست اندازهگیری شده برحسب کیلوژول بر مترمربع بهدست آمد. نوع شکست اعم از شکست رشتهای )شکست برشی( شکست کلیواژ یا مخلوط هر دو شکست با بررسی سطح شکست تعیین شد. Gotech Table chemical composition of Al- alloy used in current research (in weight %). Ti 0.0 Zwick-Roell Zn 5.0 Cr 0. Mg.65 Mn 0.0 Cu.50 Fe 0.09 Si 0.0 Al Base مهندسی مکانیک مدرس بهمن 396 دوره شماره

4 بررسی اثر تغییر شکل پالستیک شدید به وسیله پرس در کانالهای زاویهدار همسان )( بر چقرمگی آلیاژ آلومینیوم تصویر TEM نمونههای 0 در این پژوهش بررسی ریزساختار توسط میکروسکوپ نوری و میکروسکوپ الکترونی عبوری )TEM( و بررسی سطح شکست توسط میکروسکوپ الکترونی روبشی )SEM( انجام گرفت. برای آمادهسازی نمونهها جهت میکروسکوپ نوری ابتدا مقطع عرضی نمونههای اولیه تهیه شد و پس از مانت سرد به وسیله روشهای استاندارد آمادهسازی عملیات سنبادهزنی و پولیشکاری انجام شد. پولیشکاری نهایی توسط محلول سیلیکای کلوئیدی استفاده شد. صورت گرفت. برای حکاکی نیز از محلول اچ رنگی وک ریزساختار نمونهها به وسیله میکروسکوپ الکترونی عبوری در جئول ولتاژ شتابدهنده 300 کیلوولت آنالیز شد. به منظور آمادهسازی نمونهها ابتدا دیسکهایی با قطر کمتر از 0.5 میلیمتر از سطح مقطع نمونهها تهیه شد و سپس ضخامت دیسکها با سنبادهزنی به حدود 5 میکرومتر کاهش یافت. دیسکهایی با قطر 3 میلیمتر به وسیله پانچ از فویل با ضخامت 5 میکرومتر تهیه شد و در نهایت در ولتاژ 5 ولت و به وسیله جت دوطرفه دمای 5- درجه سلسیوس در محلول 30% اسید نیتریک و 0% متانول تا 5 زمان ایجاد سوراخ در دیسک الکتروپولیش گردید. پراش در سطح منتخب )SAED( نمونهها نیز از سطحی با ریزساختار تقریبا همگن و قطر میکرومتر انجام شد. اندازه متوسط دانهها با اندازهگیری حداقل 0 دانه اصلی و با ضریب اطمینان 95% به کمک روش تقاطع خطی انجام گردید. سطوح شکست نمونهها بعد از آزمون ضربه به وسیله میکروسکوپ الکترونی روبشی 6 در ولتاژ شتابدهنده 5 kv و جریان پرتو 0 na 8 انجام شد. وگا تسکن آمادهسازی نمونهها جهت از بین رفتن هر نوع آلودگی سطحی به وسیله قرارگرفتن نمونهها در محلول استون و اسیدی برای از بین بردن اکسیدهای سطحی است. 3- نتایج و بحث -3- ریزساختار 5 شکل 9 انجام پذیرفت که محلولی آلکونوکس تصویر میکروسکوپ نوری آلیاژ اولیه را در حالت آنیل نشان میدهد. همانطور که در این تصویر مشخص است ریزساختار ماده اولیه حاوی دانههایی در اندازه 80 تا 0 میکرومتر است. میانگین اندازه دانه آلیاژ اولیه حدود شده است. میکرومتر و ریزدانههایی با اندازه کمتر از 5 0 میکرومتر اندازهگیری شکل پاس و 6 نشان داده شده است. تصویر TEM نمونه شده به همراه الگوی SAED در پاس شده )شکل c-6( نشان میدهد دانههای آلیاژ اولیه با اندازه دانه 0 میکرومتر به دانههایی با اندازه کمتر از 600 حضور نقاط مجزا در الگوی نانومتر تبدیل میشوند. پیوسته نبودن حلقه پراش و پاس )شکل نمونه SAED )6-b نشاندهنده وجود دانههایی با مرزهای کوچکزاویه یا زیردانهها در ریزساختار است. همانطور که مشخص است زیردانهها در جهت برش کشیده شدهاند. این نوع ریزساختار یعنی ریزساختاری با کسر زیادی از مرزهای کوچکزاویه که در جهت برش کشیده شدهاند مشخصه نمونههای است. الگوی SAED نمونههای شده در پاسهای اولیه پاس )شکل c-6( حاوی حلقههای پیوسته پراش بوده که نشاندهنده حضور دانههای ریز با مرزهای عمدتا بزرگزاویه است ],3[. همانطور که مشخص است دانههای نمونه بوده و ریزساختار همگن است بنابراین افزایش تعداد پاس تا پاس هممحور پاس منجر به تبدیل مرزهای کوچکزاویه به بزرگزاویه شده ریزدانهسازی کامل شده و ریزساختار از حالت کشیده شده در راستای برش به ریزساختاری هممحور و همگن تبدیل میشود. سبب کاهش قابل مالحظه اندازه دانه نمونهها میشود. حضور کرنشهای برشی به عنوان عامل اصلی ریزدانگی در توسط بسیاری از پژوهشگران گزارش شده است ]6,5,[. نتایج ارائه شده در این پژوهش نیز مبین نقش مؤثر کرنش برشی در ریزدانگی محصوالت اصلی ریزدانگی حین - است. به طور کلی میتوان عنوان نمود دو مکانیزم زیر عامل نمونهها در این پژوهش است. تکهتکه شدن دانههای کشیده شده به وسیله یک پدیده موضعی مانند باندهای برشی: در این مکانیزم دانهها پیش از رسیدن به منطقه برش در جهت طولی نمونهها کشیده میشوند. با توجه به جهتگیری دانهها و جهات صفحات لغزش هر دانه در برخی از دانهها میکروباندها یا باندهای تغییر شکل ایجاد میشوند. میکروباندها دارای جهتگیری خاصی نسبت به جهت اعمال کرنش میباشند و با تغییر مسیر کرنش میکروباندهای جدیدی تشکیل میشوند که جهتگیری متفاوتی نسبت به میکروباندهای قبلی دارند و آنها را قطع میکنند. با افزایش تغییر شکل تعداد میکروباندهای متقاطع زیاد شده و ریزساختار را به سلولهایی با دیوارههای باریک نابهجایی تقسیم میکنند. به همین ترتیب با پیشرفت تغییر شکل این سلولها تکامل یافته و ریزدانهها را تشکیل میدهند ],5[. Fig. Schematic of specimens prepared for impact test according to ASTM-E3 [] شکل ابعاد نمونه تهیه شده برای آزمون ضربه طبق استاندارد [] ASTM-E3 Fig. 5 Optical microscopy image of initial materials (etched with Weck color reagent containing gr KMnO, gr NaOH, 00ml distilled water. شکل 5 تصویر میکوسکوپ نوری آلیاژ اولیه )اچ شده به وسیله محلول اچ رنگی وک حاوی گرم پرمنگنات پتاسیم گرم هیدروکسید سدیم و 00 میلی لیتر آب مقطر( colloidal silica Weck reagent 3 Jeol Twin-jet electropolisher 5 Selected area electron diffraction 6 Vega Tescan Accelerating voltage 8 Beam current 9 Alconox مهندسی مکانیک مدرس بهمن 396 دوره شماره

5 بررسی اثر تغییر شکل پالستیک شدید به وسیله پرس در کانالهای زاویهدار همسان )( بر چقرمگی آلیاژ آلومینیوم Fig. 6 TEM images with corresponding SAED patterns of, a- and d- initial material, b- and e- passes ed specimen, c- and f- passes ed specimen شکل 6 تصویر TEM به همراه الگوی a SAED و d- آلیاژ اولیه b و e- نمونه پاس شده و c و f- نمونه پاس شده - ایجاد مرزهای بزرگزاویه با استفاده از مکانیزم تقسیم دانهها: این مکانیزم براساس افزایش قابل مالحظه چگالی نابهجاییها در اثر کرنشهای برشی شدید ایجاد شده در محل تقاطع دو کانال قالب میشود. در اثر کار سرد در سبب ریزدانگی نابهجاییهای زیادی در ساختار به وجود آمده و این نابهجاییها شروع به حرکت کرده و مادامی که در مقابل آنها مانعی وجود نداشته باشد به حرکت خود ادامه میدهند. در نهایت نابهجاییها در مرزها یا موانع دیگر مجتمع شده و با یکدیگر برخورد کرده و را تشکیل میدهند. با افزایش تعداد نواحی با چگالی زیاد نابهجایی یا گرهها 3 تشکیل شده و و ساختارهای سلول فرعی نابهجاییها شبکههای گرهدار گسترش مییابد سپس نابهجاییها به شکلی مرتب میشوند که کمترین انرژی را فراهم سازند. این پدیده منجر به تشکیل مرزهای کوچکزاویه میشود. با ادامه کارسرد چگالی نابهجاییها افزایش یافته ضخامت مرزها کاهش و زاویه بین سلولهای همسایه افزایش مییابد و درنتیجه مرزهای کوچکزاویه به مرزهای بزرگزاویه تبدیل میشوند. با انجام کارسرد بیشتر مجددا از محل تقاطع مرزها نابهجاییهای جدید تولید شده و دانه را به بخشهای دیگر تقسیم میکند. در نهایت با ادامه این و تقسیم شدن ساختار به اجزای کوچکتر ساختار فوقریزدانه به دست میآید ]6,[. تسلیم استحکام کششی نهایی کرنش شکست و سختی نمونهها نیز در جدول 3 ارائه شده است. همان طور که مشخص است سختی و استحکام تسلیم در پاس اول نسبت به حالت پایه با ضریب حدود دو برابر افزایش مییابد. مقادیر سختی و استحکام تسلیم روند با افزایش تعداد پاسها تدریجی افزایش را ادامه Fig. Stress-strain curves of annealed specimens before and after process شکل -3- استحکام و سختی منحنیهای تنش-کرنش مهندسی نمونه آنیل اولیه و نمونههای آنیل و پاس شده در شکل نشان داده شدهاند. اطالعات مربوط به استحکام منحنیهای تنش-کرنش مهندسی نمونه آنیل پیش و پس از Tangles Tangles network 3 Cellular structure مهندسی مکانیک مدرس بهمن 396 دوره شماره

6 بررسی اثر تغییر شکل پالستیک شدید به وسیله پرس در کانالهای زاویهدار همسان )( بر چقرمگی آلیاژ آلومینیوم جدول 3 اطالعات به دست آمده از آزمون کشش )استحکام تسلیم )σy( استحکام کششی نهایی )σuts( درصد ازدیاد طول el( %( و تسبت )σuts /σy و سختی نمونه آنیل و نمونههای شده Table 3 Yield strength (σ Y ), tensile strength (σ UTS ), elongation (% el), σ UTS / σ Y ratio and microharness of annealed specimens before and after process سختی σuts/ σ Y ) HV( el )%( σuts )MPa( σy نمونه ) MPa( نمونه آنیل اولیه نمونه آنیل پاس نمونه آنیل پاس نمونه آنیل پاس میدهد ولی میزان افزایش در پاس اول بسیار بیشتر از پاسهای بعدی است. در حالت کلی سختی و استحکام تسلیم در پاس چهارم نسبت به حالت پایه به ترتیب حدود تعداد پاس 3 و.5 برابر شده است. استحکام کششی آلیاژ نیز با افزایش به تدریج افزایش یافته و بعد حدود دو برابر افزایش مییابد. ازدیاد طول نمونه پس از انجام پاس نسبت به حالت اولیه پاس به مقدار قابل مالحظهای کاهش یافته ولی با افزایش تعداد پاسها به مقدار کمی افزایش مییابد. با توجه به شکل منحنی تنش- کرنش مهندسی نمونه رفتار معمول فلزات و آلیاژها را بعد از پاسهای اولیه پاس از خود نشان میدهد یعنی افزایش سریع استحکام و نرخ باالی کارسختی را بعد از پاس اول به نمایش میگذارد بنابراین منحنی تنش- کرنش مهندسی در کرنشهای به نسبت پایین به پیک خود میرسد و گلویی شدن و شکست به دلیل تغییرشکل موضعی سریعتر رخ میدهد و ازدیاد طول یکنواخت کاهش مییابد. از اینرو افزایش قابل مالحظه استحکام با کاهش قابل مالحظه داکتیلیته همراه است. به عبارت دیگر به دلیل کارسخت شدن در حین تغییر شکل پالستیک شدید به وسیله توجه به جدول پاس پاس 3 قابلیت کارسختشدن مواد بعد از کاهش مییابد. این مطلب را به صورت کمی نیز میتوان اثبات کرد. با σ UTS نسبت /σ Y برای نمونه اولیه.95 است که بعد از این نسبت به. میرسد. کاهش نسبت σ UTS /σ Y به این معنی است که بعد از تحمل نزدیک میشود. یعنی نرخ کارسختی ماده بعد از کاهش مییابد. افزایش چشمگیر استحکام بعد از بعد از یک σ UTS به σ Y را میتوان به بهسازی دانه و افزایش قابل مالحظه چگالی نابهجاییها نسبت داد که در طول اتفاق میافتد. استحکام با افزایش تعداد پاس نسبت به اولین پاس به مقدار کمتری افزایش مییابد. دلیل را میتوان به انباشته شدن و از بین رفتن نابهجاییها در مرزدانهها که تا حد اشباع صورت میگیرد مربوط دانست. با توجه به منحنیهای تنش-کرنش مهندسی شکل با افزایش 3 و جدول تعداد پاس داکتیلیته افزایش مییابد. افزایش داکتیلیته با افزایش تعداد پاس را میتوان به اختالف جهتگیری مرزهای دانه مربوط دانست. با توجه به الگوی SAED پاس و نمونههای تکمیل ریزدانهسازی مرزهای کوچکزاویه در نمونه بزرگزاویه در نمونه پاس )شکل 6( با افزایش تعداد پاس و پاس به مرزهای پاس تبدیل شدند. افزایش کسر مرزهای بزرگزاویه موجب جذب نابهجاییهای زیادی به مرزهای دانه میشود بنابراین تمایل ماده برای موضعی شدن اولیه کرنش کاهش مییابد و در نتیجه داکتیلیته افزایش مییابد ]9,8[ چقرمگی و آزمون ضربه چقرمگی استاتیک از جمله دادههای مهمی است که از منحنی تنش-کرنش مهندسی به دست میآید که برابر با مساحت زیر منحنی است. شکل چقرمگی استاتیک را با تعداد پاس استاتیک برای نمونه آنیل اولیه برابر یک پاس 8 9 MJ/m 3 کرنش در شکل رابطه نشان میدهد. مقدار چقرمگی است. با توجه به شکل بعد از به دلیل کاهش ازدیاد طول نسبی )مطابق با منحنی تنش- و جدول 3( و به عبارت دیگر کاهش داکتیلیته چقرمگی استاتیک حدود 6% افت کرده است. با افزایش تعداد پاس همزمان با افزایش استحکام داکتیلیته نیز همانطور که در بخش قبل عنوان شد به دلیل افزایش کسر مرزهای بزرگ زاویه افزایش یافت بنابراین همانطور که در شکل مشخص است چقرمگی استاتیک با افزایش تعداد پاس روندی افزایشی از خود نشان میدهد. از آنجایی که چقرمگی استاتیک معیاری از چقرمگی است که هم استحکام و هم شکلپذیری را دربرمیگیرد باید در مورد افزایش چقرمگی استاتیک با افزایش تعداد پاس به این نکته توجه شود که سهم استحکام در افزایش چقرمگی استاتیک بیش از سهم داکتیلیته است. در واقع میتوان گفت مسئول اصلی افزایش مساحت زیر نمودار تنش-کرنش مهندسی با افزایش تعداد پاس همان استحکام است که پاس بعد از به دو برابر استحکام نمونه اولیه میرسد اما در مورد اثر داکتیلیته بر چقرمگی استاتیک باید عنوان کرد از آنجایی که در آلیاژ با افزایش تعداد پاس داکتیلیته افزایش یافته است در مقایسه با های تغییر شکل پالستیک معمول مانند نورد که در آنها داکتیلیته به شدت بعد از هر پاس کاهش مییابد و موجب کاهش چقرمگی استاتیک میشود در اینجا داکتیلیته تنها در پاس اول موجب کاهش چقرمگی استاتیک شده و با افزایش تعداد پاس در افزایش چقرمگی استاتیک نقش داشته است. جدول نتایج حاصل از آزمون ضربه شارپی نمونههای با شیار v v شکل را نشان میدهد. پراکندگی نتایج بهدستآمده در آزمون ضربه نمونههای با شیار شکل را همانطور که در منابع ][ عنوان شده است میتوان به یکسان نبودن شیار v همان استاندارد شکل نمونهها نسبت داد. آزمون ضربه با نمونههایی مطابق با ASTM-E3 اما بدون شیار به دلیل پراکندگی بسیار زیاد نتایج بهدستآمده در مورد نمونههای شیاردار و برای درک اثر خالص بر انرژی ضربه آلیاژ و حذف اثر شیار تکرار شد. شکل 9 رابطه انرژی جذب شده در آزمون ضربه شارپی را با تعداد پاس نشان میدهد. انرژی ضربه نمونه اولیه بعد از یک پاس 38 انرژی ضربه حدود 30% کیلوژول بر مترمربع میرسد. با افزایش تعداد پاس تا کیلوژول بر مترمربع است. کاهش یافته و به 9 پاس انرژی ضربه تقریبا ثابت باقی میماند و به 0 کیلوژول بر مترمربع میرسد بنابراین انرژی ضربه با افزایش تعداد پاس تقریبا ثابت باقی میماند. کاهش قابل مالحظه انرژی ضربه یا چقرمگی دینامیک بعد از پاس را همانند چقرمگی استاتیک میتوان به کاهش داکتیلیته بعد از نسبت داد. مقایسه نتایج بهدستآمده از آزمون ضربه و مقادیر بهدستآمده از آزمون کشش و به عبارت بهتر مقایسه چقرمگی دینامیک و چقرمگی استاتیک نشان میدهد بعد از اندازه پاس 6% و چقرمگی دینامیک به میزان 30 چقرمگی استاتیک به درصد کاهش یافتهاند اما با افزایش تعداد پاس چقرمگی استاتیک روندی افزایشی را از خود نشان میدهد مهندسی مکانیک مدرس بهمن 396 دوره شماره

7 بررسی اثر تغییر شکل پالستیک شدید به وسیله پرس در کانالهای زاویهدار همسان )( بر چقرمگی آلیاژ آلومینیوم Fig. 9 Effect of passes number on impact energy of Al- شکل 9 تغییرات انرژی ضربه نمونههای شده با افزایش تعداد پاس و چقرمگی دینامیک تقریبا ثابت باقی میماند. نکته حائز اهمیت این است که همانطور که در بخش پیشین عنوان شد سهم افزایش استحکام در افزایش چقرمگی استاتیک آلیاژ بیشتر از سهم داکتیلیته است بنابراین دور از انتظار نیست که چقرمگی استاتیک با افزایش تعداد پاس افزایش یابد و چقرمگی دینامیک ثابت باقی بماند. بررسی تأثیر خواص مکانیکی آلیاژ پاس نشان میدهد بر سبب افزایش قابل مالحظه استحکام میشود )بیش از 00%( در حالی که چقرمگی ماده به میزان اندکی کاهش مییابد )حدود 30% کاهش در چقرمگی دینامیک و 5% افزایش در چقرمگی استاتیک(. میتوان عنوان نمود یکی از برتریهای نسبت به روشهای رایج شکلدهی افزایش قابل توجه استحکام بدون کاهش قابل مالحظه در چقرمگی است. دلیل این مسأله ریزدانه کردن ساختار حین است زیرا تنها شانس افزایش همزمان استحکام و چقرمگی ریزدانه کردن ماده است. برای توضیح نقش سودمند ریزکردن دانهها بر چقرمگی میتوان گفت هرچه دانهها ریزتر باشند موانع مؤثر که همان مرزدانههاست برای متوقف کردن ریزترکها افزایش مییابد. در نتیجه ترک مجبور است به طور مرتب جوانه زند و برای تغییر جهت در صفحه گسترش ترک و در دانه مجاور انرژی زیادی مصرف میشود. این پیچش جبهه ترک در در شکست تورقی منجر میشود همچنین مرزدانهها به طرح رودخانهای میتوان این طور توجیه کرد که ساختار ریزدانه ترکهای ریزتری ایجاد میکند بنابراین تنش الزم برای شکست افزایش مییابد ]3[. -3- سطح شکست نمونههای ضربه 0 شکل تصویر نمونههای بدون شیار را پس از آزمون ضربه شارپی نشان میدهد. همانطور که در شکل مشخص است بیشترین تغییر شکل و در واقع خمیدگی مربوط به نمونه اولیه است که بیشترین انرژی ضربه را پیش از Fig. 8 Effect of passes number on static fracture toughness of Al-. شکل 8 تغییرات چقرمگی استاتیک نمونههای شده با افزایش تعداد پاس جدول مقادیر انرژی ضربه نمونههای آنیل اولیه و شده با شیار v شکل Table Impact energy of initial material and ed specimens (vnotched specimens) نمونههای با شیار v شکل نمونه اولیه نمونه پاس نمونه پاس نمونه پاس شکست جذب کرده است. با توجه به شکل بعد از میزان تغییر شکل نمونه کاهش مییابد که نشاندهنده کاهش انرژی ضربه و در نتیجه کاهش چقرمگی است. نکته قابل توجه این است که اگرچه بعد از چقرمگی آلیاژ کاهش یافته اما با توجه به شکل این آلیاژ همچنان شکست نرم خود را حفظ کرده است. نتایج بهدستآمده سازگاری خوبی را با نتایج بهدستآمده در مورد آلیاژ آلومینیوم 608 پژوهش نیز مانند تحقیق حاضر نمونهها بعد از خود را حفظ کردهاند و مانند آلیاژ ][ نشان میدهد. در آن در این تحقیق دلیل کاهش داکتیلیته موجب کاهش چقرمگی آلیاژ آلومینیوم انرژی ضربه آلیاژ و بعد از همچنان شکست نرم 608 در این تحقیق بعد از پاس تقریبا ثابت باقی ماند. انرژی ضربه آلیاژ به شد. پاس حدود 30% کاهش یافت بعد از 608 0% پاس کاهش یافت و مانند تحقیق حاضر افزایش تعداد پاس موجب کاهش بیشتر چقرمگی نشد. و بعد از نمونه 8 بر آلیاژ پاس انرژی ضربه مانند انرژی ضربه پاس بود. این پدیده را که چرا در این پژوهش و پژوهش انجام گرفته 608 چقرمگی آلیاژ با افزایش تعداد پاس به طور قابل مالحظهای کاهش نمییابد و یا به بیان بهتر بیشترین کاهش در پاسهای اولیه اتفاق میافتد و بعد از آن چقرمگی ثابت باقی میماند را میتوان با توجه به منحنی تنش-کرنش مهندسی شکل توجیه کرد. در هر دو نمونه با افزایش تعداد پاس به دلیل تبدیل مرزهای کوچکزاویه به بزرگزاویه داکتیلیته افزایش پیدا کرده است. چنانچه با افزایش تعداد پاس داکتیلیته کاهش مییافت در این صورت چقرمگی نیز با افزایش تعداد پاس به طور قابل مالحظهای کاهش پیدا میکرد و در این صورت با افزایش تعداد پاس حالت شکست از نرم به ترد تبدیل میشد بنابراین میتوان گفت در مقایسه با های تغییرشکل پالستیک معمول از این برتری برخوردار است که در عین افزایش قابل مالحظه استحکام موجب کاهش بسیار زیاد چقرمگی نمیشود و چقرمگی ماده را در سطح قابل قبولی حفظ میکند. سطح شکست نمونه ضربه نیز شامل سه قسمت رشتهای شعاعی و ناحیه با لبههای برشی است. شکل بخشهای مختلف سطح شکست نمونه ضربه را بعد از آزمون شارپی نشان میدهد. ریزساختار قسمت شعاعی نمونه که سطحی صاف و دانهای مانند با بازتابندگی زیاد و ظاهری براق دارد شامل کلیواژ است که حاکی از شکست ترد است بنابراین هر چه سهم این قسمت زیاد باشد شکست از حالت رشتهای نرم به حالت ترد نزدیک میشود. هر دو ناحیه رشتهای و ناحیه با لبه برشی نشانگر شکست نرم است. به همین دلیل است که عالوهبر درصد انقباض نمونه که معیاری از نرمی در آزمون ضربه River pattern انرژی ضربه ( )KJ/m 5.38, 3.5 0, , 6, , 6.3,.3 مهندسی مکانیک مدرس بهمن 396 دوره شماره

8 بررسی اثر تغییر شکل پالستیک شدید به وسیله پرس در کانالهای زاویهدار همسان )( بر چقرمگی آلیاژ آلومینیوم Fig. Fracture surface of impact specimens in macroscopic scale, (a) Initial material, (b) pass ed specimen and (c) passes ed specimen شکل سطح شکست نمونههای ضربه در مقیاس ماکروسکوپی الف- نمونه اولیه گاهی اوقات درصد برشی شدن هم که نشانگر میزان ناحیه با لبه برشی است به عنوان معیاری از نرمی در آزمون شارپی گزارش میشود. ریزساختار در هر دو ناحیه رشتهای و برشی شامل دیمپل است با این تفاوت که دیمپل در ناحیه برشی به صورت کشیده و در ناحیه رشتهای به صورت هممحور است. همانطور که در شکل مشخص است شکست در ناحیه برشی هم به صورت رشتهای است. در واقع شکست رشتهای ابتدا در اطراف سطح بیرونی نمونه یعنی همان لبه برشی که قید سه بعدی حداقل است ظاهر میشود ]30[. شکل سطح شکست نمونهها را بعد از آزمون شارپی در مقیاس ماکروسکوپی نشان میدهد. همانطور که مشخص است فقط قسمت رشتهای و ناحیه با لبههای برشی در سطح شکست دیده میشود و ناحیه شعاعی در سطح شکست وجود ندارد. و 3 شکلهای تصویر SEM از سطح شکست نمونهها را بعد از آزمون ضربه شارپی نشان میدهد. همانطور که مطابق با تصویر ماکروسکوپی از سطح شکست نمونهها )شکل ( و شکل کلیواژ و شکست ترد در ریزساختار تمام نمونهها ریزساختار تمامی سطوح شکست از دیمپل تشکیل شده است. انتظار میرفت هیچ اثری از مشاهده نمیشود و شکل a-3 مربوط به قسمت رشتهای و شکل b-3 مربوط به ناحیه با لبه برشی نمونه اولیه است. همانطور که مشخص است دیمپلهای ناحیه برشی کشیده و دیمپلهای ناحیه رشتهای هممحور هستند. در ضمن همانطور که در شکل -b مشخص است دیمپلهای نمونه کامل شدن ریزدانه سازی بعد از دیمپلها در نمونه پاس پاس مالحظهای بزرگتر از نمونه پاس شده است. شده به دلیل پاس کامال ریز هستند. در ضمن اندازه شده و همچنین در نمونه اولیه به طور قابل ب- نمونه پاس شده و ج- نمونه پاس شده در مقدمه عنوان شد در بخشی از تحقیقات انجام گرفته در زمینه بررسی اثر بر رفتار چقرمگی فلزات و آلیاژها چقرمگی و در بخشی دیگر مانند تحقیق حاضر بر آلیاژ آلومینیوم پژوهش مربوط به آلیاژ آلومینیوم موجب بهبود ][ 608 و موجب کاهش چقرمگی ضربهای مواد شده است. پرسشی که در اینجا مطرح میشود این است که تحت چه شرایطی چقرمگی آلیاژهای Al-Cu و ][ Al-%Si موجب بهبود چقرمگی مواد میشود ]6,5[ بر اثر به طور قابل مالحظهای افزایش یافت. نکته حائز اهمیت این است که این آلیاژها به دلیل داشتن ریزساختاری شامل دندریت و فازهای درشت که موجب تمرکز تنش میشوند در آزمون ضربه رفتاری ترد از خود نشان میدهند. با تکهتکه کردن دندریتهای بزرگ و یکنواخت کردن ریزساختار با افزایش تعداد پاس موجب تبدیل حالت شکست از ترد به نرم میشود. در مورد آلیاژ Al-Cu با افزایش تعداد پاس داکتیلیته کاهش و استحکام به طور قابل مالحظهای افزایش یافته است بنابراین مسئول اصلی افزایش چقرمگی استاتیک با افزایش تعداد پاس افزایش چشمگیر استحکام است. در صورتی که انرژی ضربه به دلیل همگن شدن ریزساختار با افزایش تعداد پاس افزایش پیدا کرده است بنابراین میتوان گفت چقرمگی در مورد آلیاژهایی که به دلیل داشتن ریزساختار ناهمگن در آزمون ضربه رفتار شکست ترد از خود نشان میدهند به دلیل اصالح ریزساختار در اثر به طور قابل مالحظهای افزایش مییابد. Fig. 0 Charpy impact test specimens after impact test شکل 0 نمونههای آزمون ضربه شارپی بدون شیار پس از آزمون - نتیجهگیری در پژوهش حاضر اثر چقرمگی استاتیک و دینامیک آلیاژ آلومینیوم بر ریزساختار خواص مکانیکی و بررسی شد. نتایج اصلی Fig. Schematic fracture surface of impact sample in macroscopic scale شکل تصویر نمادین از سطح شکست نمونه ضربه در مقیاس ماکروسکوپی مهندسی مکانیک مدرس بهمن 396 دوره شماره

9 بررسی اثر تغییر شکل پالستیک شدید به وسیله پرس در کانالهای زاویهدار همسان )( بر چقرمگی آلیاژ آلومینیوم Fig. SEM images of fracture surface of impact specimens, a- pass ed specimen and b- passes ed specimen شکل تصویر SEM از سطح شکست نمونه ضربه الف- نمونه پاس و ب- نمونه پاس - Fig. 3 SEM images of impact fracture surface of initial specimens, (a) Fibrous region and (b) shear lip region. شکل 3 تصویر SEM از سطح شکست نمونه ضربه اولیه الف- قسمت رشتهای و ب- قسمت با لبه برشی حاصل از این پژوهش به شرح زیر است: - بررسی ریزساختار نمونههای آنیل نمونهها پس از بعد از 0 پاس از میکرومتر به کمتر از شده نشان میدهد اندازه دانه 600 پاس نانومتر کاهش مییابد. مرزهای کوچکزاویه به مرزهای بزرگزاویه تبدیل ریزدانهسازی کامل و ریزساختار از حالت کشیده شده در راستای برش به ریزساختاری هممحور و همگن تبدیل میشود. استحکام آلیاژ نابهجاییها در طول میگذارد. بعد از به دلیل بهسازی دانه و افزایش قابل مالحظه چگالی پاس ترتیب حدود 300 و 00 درصد افزایش مییابد. -3 به دلیل کاهش داکتیلیته بعد از افزایش چشمگیری را از خود به نمایش استحکام تسلیم و استحکام کششی نهایی به پاس هر دو معیار چقرمگی یعنی چقرمگی استاتیک و چقرمگی دینامیک کاهش مییابند. اگرچه چقرمگی استاتیک با افزایش تعداد پاس روندی افزایشی را از خود نشان میدهد ولی چقرمگی دینامیک تقریبا ثابت باقی میماند. افزایش چشمگیر استحکام عامل اصلی روند افزایشی چقرمگی استاتیک است. اگرچه چقرمگی دینامیک یا همان انرژی ضربه بعد از 30% - بعد از پاس هم شکست نرم خود را حفظ میکند. کاهش مییابد اما آلیاژ بررسی ماکروسکوپی و میکروسکوپی سطح شکسیت نمونهها نشان داد که سطح شکست همه نمونهها در مقیاس ماکروسکوپی شامل منطقه برشی همراه با لبه برشی و در مقیاس میکروسکوپی شامل دیمپلهاست بنابراین میتوان عنوان کرد شکست در نمونه اولیه و نمونههای شکست نرم است. -5 پس از انجام پاس استحکام آلیاژ شده از نوع به میزان قابل توجهی افزایش مییابد در حالی که چقرمگی ماده به میزان کمی کاهش مییابد )حدود 30% کاهش در چقرمگی دینامیک و 5% افزایش در چقرمگی استاتیک( بنابراین میتوان عنوان کرد یکی از مزیتهای اصلی نسبت به سایر روشهای شکلدهی افزایش چشمگیر استحکام بدون کاهش قابل مالحظه در چقرمگی است. 5- مراجع [] R. Z. Valiev, R. K. Islamgaliev, I. V. Alexandrov, Bulk nanostructured materials from severe plastic deformation, Progress in Materials Science, Vol. 5, No., pp , 00. [] M. Eftekhari, G. Faraji, O. Shapoorgan, M. Baniassadi, Experimental investigation of the effect of temperature in extrusion process of ed nanostructured Titanium, Modares Mechanical Engineering, Vol., No., (فارسی pp. 5-60, 0. (in Persian [3] R. Z. Valiev, T. G. Langdon, Principles of equal-channel angular pressing as a processing tool for grain refinement, Progress in Materials Science, Vol. 5, No., pp , 006 [] V. M. Segal, Materials processing by simple shear, Materials Science and Engineering A, Vol. 9, No., pp. 5-6, 995. [5] R. Naseri, M. Kadkhodayan, M. Shariati, The investigation of spring-back of مهندسی مکانیک مدرس بهمن 396 دوره شماره

10 بررسی اثر تغییر شکل پالستیک شدید به وسیله پرس در کانالهای زاویهدار همسان )( بر چقرمگی آلیاژ آلومینیوم AA608 produced by equal-channel angular pressing, Materials Science, Vol. 3, No., pp. 09-, 008. [8] M. H. Shaeri, M. T. Salehi, S. H. Seyyedein, M. R. Abutalebi, J. K. Park, Characterization of microstructure and deformation texture during equal channel Angular pressing of Al Zn Mg Cu alloy, Alloys and Compounds, Vol. 56, No., pp , 03. [9] M. H. Shaeri, M. T. Salehi, S. H. Seyyedein, M. R. Abutalebi, J. K. Park, Microstructure and mechanical properties of Al- alloy processed by equal channel angular pressing combined with aging treatment, Materials & Design, Vol. 5, No., pp. 50-5, 0. [0] M. H. Shaeri, F. Djavanroodi, M. Sedighi, S. Ahmadi, M. T. Salehi, S. H. Seyyedein, Effect of copper tube casing on strain distribution and mechanical properties of Al- alloy processed by equal channel angular pressing, Strain Analysis for Engineering Design, Vol. 8, No. 8, pp. 5-5, 03. [] ASTM E8, Standard test methods for tension testing of metallic materials, american society for testing and materials, ASTM standards, West Conshohocken, 03. [] ASTM E3, Standard test methods for notched bar impact testing of metallic materials, american society for testing and materials, ASTM standards, West Conshohocken, 00. [3] P. Málek, M. Cieslar, R. K. Islamgaliev, The influence of temperature on the stability of Al-Zn-Mg-Cu alloy, Alloys and Compounds, Vol. 38, No., pp. 3-, 00. [] P. W. J. Mckenzie, R. Lapovok, Y. Estrin, The influence of back pressure on processed AA 606: Modeling and experiment, Acta Materialia, Vol. 55, No. 9, pp , 00. [5] A. Shan, I. G. Moon, H. S. Ko, J. W. Park, Direct observation of shear deformation during equal channel angular pressing of pure aluminum, Scripta Materialia, Vol., No., pp , 999. [6] Y. G. Kim, Y. G. Ko, D. H. Shin, S. Lee, Effect of equal-channel angular pressing routes on high-strain-rate deformation behavior of ultra-fine-grained aluminum alloy, Acta Materialia, Vol. 58, No., pp , 00 [] M. H. Shaeri, M. Shaeri, M. T. Salehi, S. H. Seyyedein F. Djavanroodi, M. R. Abutalebi, Effect of temperature on microstructure and mechanical properties of Al-Zn-Mg-Cu alloy, Progress in Natural Science: Materials International, Vol. 5, No., pp , 05. [8] M. V. Markushev, C. C. Bampton, M. Murashkin, D. A. Hardwick, Structure and properties of ultra-fine grained aluminium alloys produced by sever plastic deformation, Materials Science and Engineering A, Vol. 3-36, No., pp. 9-93, 99. [9] A. Vinogradov, A. Washikita, K. Kitagawa, V. I. Kopylov, Fatigue life of fine-grain Al Mg Sc alloy produced by equal-ehannel angular pressing, Materials Science and Engineering A, Vol. 39, No., pp , 003. [30] W. T. Becker, R. J. Shipley, ASM Handbook: Failure Analysis and Prevention, pp. 6-3, Ohio: American Society for Metals, 00. UFG commercially pure titanium in three-point bending test, Modares Mechanical Engineering, Vol. 6, No., pp. 66-6, 0. (in Persian (فارسی [6] H. Torabzadeh Kashi, G. Faraji, A review of the production of ultrafine grained and nanograined metals by applying severe plastic deformation, Modares Mechanical Engineering, Vol. 6, No. 6, pp. -8, 06. (in (فارسی Persian [] R. Meshkabadi, G. Faraji, V. Pouyafar, A. Javdani, Determination of rheological parameters of the Cross model for semi-solid Al by using parallel plate compression and backward extrusion experiments, Modares (فارسی Mechanical Engineering, Vol. 6, No. 9, pp. 9-06, 06. (in Persian [8] K. Stiller, P. J. Warren, V. Hansen, J. Angenete, J. Gjonnes, Investigation of precipitation in an Al Zn Mg alloy after two-step ageing treatment at 00 and 50 C, Materials Science and Engineering A, Vol. 0, No., pp , 999. [9] K. S. Ghosh, N. Gao, M. J. Starink, Characterisation of high pressure torsion processed 50 Al-Zn-Mg-Cu alloy, Materials Science and Engineering A, Vol. 55, No., pp. 6-, 0. [0] C. M. Cepeda-Jiménez, J. M. García-Infanta, E. F. Rauch, J. J. Blandin, O. A. Ruano, F. Carreño, Influence of processing severity during equal-channel angular pressing on the microstructure of an Al-Zn-Mg-Cu alloy, Metallurgical and Materials Transaction A, Vol. 3, No., pp. -36, 0. [] C. M. Cepeda-Jiménez, J. M. García-Infanta, O. A. Ruano, F. Carreño, High strain rate superplasticity at intermediate temperatures of the Al alloy severely processed by equal channel angular pressing, Alloys Compounds, Vol. 509, No. 0, pp , 0. [] G. E. Dieter, Mechanical Metallurgy, SI Metric Edition, pp. -500, London: McGraw-Hill book company, 988. [3] R. W. Hertzberg, Deformation and Fracture Mechanics of Engineering Materials, Forth Edition, pp. 05-, New York: John Wiley & Sons, Inc., 996. [] A. Ma, K. Suzuki, Y. Nishida, N. Saito, I. Shigematsu, M. Takagi, H. Iwata, A. Watazu, T. Imura, Impact toughness of an ultrafine-grained Al mass%si alloy processed by rotary-die equal-channel angular pressing, Acta Materialia, Vol. 53, No., pp. -0, 005. [5] D. R. Fang, Y. Z. Tian, Q. Q. Duan, S. D. Wu, Z. F. Zhang, N. Q. Zhao, J. J. Li, Effects of equal channel angular pressing on the strength and toughness of Al Cu alloys, Materials Science, Vol. 6, No., pp , 0. [6] D. R. Fang, Z. F. Zhang, S. D. Wu, C. X. Huang, H. Zhang, N. Q. Zhao, J. J. Li, Effect of equal channel angular pressing on tensile properties and fracture modes of casting Al Cu alloys, Materials Science and Engineering A, Vol. 6, No., pp , 006. [] M. Hockauf, L. W. Meyer, D. Nickel, G. Alisch, T. Lampke, B. Wielage, L. Kruger, Mechanical properties and corrosion behavior of ultrafine-grained مهندسی مکانیک مدرس بهمن 396 دوره شماره