چكيده 1- مقدمه Solid solution GP Zones ή η (MgZn 2 )

Transcript

1 ارتقاء خواص مكانيكي و مقاومت بهخوردگي تنشي آلومينيوم 7075 بهوسيله نورد و عمليات پيرسازي دو مرحلهاي 3 1 حميدرضا فولادفر بابك هاشمي و موسي يونسي 1- مربي دانشگاه آزاد اسلامي واحد زرقان - استاديار مهندسي مواد دانشگاه شيراز 3- دانشجوي كارشناسي ارشد دانشگاه آزاد اسلامي واحد شهر مجلسي hamid_ff@yahoo.com چكيده پيرسازي دو مرحلهاي عمليات حرارتي نويني است كه بر روي آلياژهاي گروه 7000 آلومينيوم و بهمنظور افزايش مقاومت بهخوردگي تنشي و حفظ استحكام بالاي آنها بهعنوان جايگزين عمليات حرارتي T 6 كه منجر بهافت مقاومت به SCC اين آلياژها ميشود پيشنهاد شدهاست. اين عمليات شامل يك مرحله پيرسازي كوتاه در دماي 00 درجه سانتيگراد پس از كوي نچ كوي نچ مجدد و سپس پيرسازي بهروش معمول در دماي 10 درجه سانتيگراد بهمنظور دستيابي بهتوزيع ريز و پراكنده ذرات فاز ثانويه است. در اين تحقيق بهبررسي و بهسازي عمليات حرارتي نوين پيرسازي دو مرحلهاي آلومينيوم 7075 پرداخته شدهاست. انجام يك مرحله نورد سرد پيش از بازگشت و نيز يك مرحله پيش از پيرسازي مجدد باعث افزايش همزمان استحكام تا اندازه نمونه T 6 و مقاومت به SCC آلياژ تا نمونه T 73 شد. كرنش اوليه منجر بهتشكيل بيشتر رسوبات فاز η و كرنش نورد دوم باعث شكست رسوبات روي مرز دانه و افزايش سطح مناطق الكترونده گرديد كه هر دو عامل كاهش انحلال رسوبات را بههمراه داشته و در نتيجه باعث افزايش مقاومت به SCC شدند. واژههاي كليدي: پيرسازي دو مرحلهاي انحلال آندي SCC آلومينيوم مقدمه آلياژهاي آلومينيوم سري 7000 بهعلت استحكام بالا و دانسيته پايين استفاده گستردهاي در صنايع هوايي دارند [1]. علت استحكام بالاي اين آلياژ توزيع ريز و يكنواخت رسوبات فاز ثانويه در شبكه است كه طي عمليات پيرسختي T 6 حاصل ميشود. مراحل رسوبگذاري از محلول جامد فوق اشباع تا رسوبات پايدار در اين آلياژ بهصورت زير است []: Solid solution GP Zones ή η (MgZn ) متا سفانه اين گروه در ماكزيمم سختي بهدست آمده طي عمليات حرارتي T 6 تا حدود زيادي مقاومت بهخوردگي تنشي خود را از دست ميدهند. رسوبهاي بهوجود آمده پس از عمليات

2 فصلنامه علمي پژوهشي مهندسي مواد مجلسي / سال سوم / شماره اول / بهار حرارتي T 6 عمدتا از نوع GP و ή بوده كه عامل اصلي افزايش استحكام ميباشند [3]. در نمونههاي فرتوت شده با مشخصه T 7 كه از مقاومت به SCC كاملا قابل قبولي برخوردارند رسوبات بيشتر از نوع غيرهمبسته و بزرگتر از η است كه منجر بهكاهش استحكام بين 10 تا %15 اين نمونهها نسبت بهنمونه T 6 ميشود [4]. تلاشهاي زيادي جهت درك مكانيزم SCC اين آلياژها انجام شدهاست و آنچه مسلم است ماهيت بين دانهاي ترك SCC و ارتباط اين خوردگي با رسوبات روي مرز دانه GBP و مناطق عاري از رسوب مجاور مرز دانه PFZ است. هر چه اندازه رسوبات روي مرز دانه بزرگتر و فاصله آنها بيشتر باشد مقاومت به SCC بالاتر است [5]. بهمنظور دستيابي بهاين ساختار و ادغام آن با استحكام بالا چند عمليات حرارتي پيشنهاد شدهاست كه از آن جمله عمليات بازگشت و 1 پيرسازي مجدد است كه توسط سينا [6] در دهه 70 اراي ه شد و موفق بهدستيابي بهآلياژي با استحكام نزديك به T 6 و مقاومت بهخوردگي تنشي نزديك به T 73 شد. اين پروسه شامل آنيل نمونههاي T 6 در دماي درجه سانتيگراد بهمدت 5 تا 400 ثانيه بازگشت كوي نچ در آب و سپس پيرسازي مجدد مانند عمليات T 6 ميشد. پس از بازگشت رسوبات روي مرز دانه درشت و با فاصله شده و مقاومت به SCC را بالا ميبرند و در پيرسازي مجدد رسوبات ريز در شبكه تشكيل شده و استحكام را بهنمونه T 6 نزديك ميكنند. عمليات ديگري با نام كوي نچ دو مرحلهاي و پيرسازي (SQA) در 3 سال 007 توسط او و همكارانش [7] پيشنهاد شد كه عبارت است از كوي نچ آلياژ از دماي محلولسازي تا حدود درجه سانتيگراد توقف بهمدت 5 تا 30 ثانيه در اين دما كوي نچ مجدد و سپس پيرسازي بهشيوه معمول. در اين روش با توقف در دماي بالا رسوبات درشت و با فاصله زياد تشكيل شده و با پيرسازي در دماي پايين رسوبات ريز درون دانه نيز تشكيل ميشوند كه در كل منجر بهحصول تركيب مناسبي از استحكام و مقاومت به SCC خواهند بود. اين روش بهعلت سرعت كل كوي نچ پايين براي آلياژهاي حساس بهنرخ كوي نچ گروه 7000 مانند 7075 مناسب نيست. عمليات ديگر تحت عنوان پيرسازي دو مرحلهاي توسط 4 وانگ و همكاران [8] بر روي آلومينيوم 7050 انجام شد كه عبارت بود از اعمال پيشكرنش %5 پس از كوي نچ پيرسازي در دماي 00 درجه سانتيگراد با مدت زمانهاي مختلف و سپس كوي نچ و پيرسازي در دماي 10 درجه سانتيگراد بهمدت 4 ساعت. در اين روش طيفي از تركيبهاي استحكام و مقاومت به SCC پديد ميآيد كه هر كدام از جهاتي خواص قابل قبولي دارند اما در هيچكدام خواص T 73 SCC و استحكام T 6 ادغام نشدهاست. در اين تحقيق تلاش بر اين بوده تا با ادغام كار مكانيكي با عمليات حرارتي در نمونههاي تهيه شده بهروش اخير هر دو خاصيت مقاومت به SCC و استحكام آلياژ 7075 را تا حد قابل ملاحظهاي بهبود ببخشيم. - روش تحقيق آزمايشات بر روي يك ورق با ضخامت mm 6 از آلياژ آلومينيوم 7075 و با تركيب 1/6 wt % Cu 0/5 wt % Ti 5/6 wt % Zn /5 wt % Mg انجام شد. نمونهها ابتدا در كورهاي با دماي 470 درجه سانتيگراد و بهمدت زمان 3 ساعت 5 تحت عمليات محلولسازي قرار گرفتند و تا دماي محيط بهوسيله آب كوي نچ شدند. پروسههاي مختلف حرارتي و مكانيكي اعمال شده روي آلياژ در جدول (1) نمايش داده شدهاست. علاوه بر دو عمليات حرارتي معمول و T 73 T 6 تركيبهاي جديدي از عمليات ترمومكانيكي و فرآيند پيرسازي دو مرحلهاي نيز بر روي نمونهها آزمايش شد. در نامگذاري r 1 r 1 Ar a در صورت وجود بهمعني درصد كرنش اوليه A بهمعني پيرسازي بهمدت 5 دقيقه در دماي 00 درجه سانتيگراد r ميزان كرنش نورد پس از پيرسازي اول و a بهمعني پيرسازي طبيعي بهمدت روز و سپس پيرسازي در دماي 10 درجه سانتيگراد بهمدت 4 ساعت ميباشد.

3 53 ارتقاء خواص مكانيكي و مقاومت بهخوردگي تنشي آلومينيوم 7075 بهوسيله نورد و عمليات پيرسازي دو مرحلهاي جدول (1): پروسههاي مختلف انجام شده روي نمونهها. عمليات حرارتي عنوان T6 T73 A30a A50a A70a 5A30a 5A50a 5A70a 470 C/3h + + كوي نچ در آب 10 C/4 h 470 C/3h + + كوي نچ در آب 10 C/4 h C/18 h 470 C/3h + + كوي نچ در آب 00 C/5 min + + كرنش 30% + كوي نچ 10 C/4 h 470 C/3h + + كوي نچ در آب 00 C/5 min + + كرنش 50% + كوي نچ 10 C/4 h 470 C/3h + + كوي نچ در آب 00 C/5 min + + كرنش 70% + كوي نچ 10 C/4 h + 30% كوي نچ + min 00 C/5 + پيشكرنش 5% + كوي نچ در آب C/3h + 50% كوي نچ + min 00 C/5 + پيشكرنش 5% + كوي نچ در آب C/3h + 70% كوي نچ + min 00 C/5 + پيشكرنش 5% + كوي نچ در آب C/3h + NA + 10 C/4 h كرنش + NA + 10 C/4 h كرنش + NA + 10 C/4 h كرنش شكل (1): نتايج تست كشش براي نمونههاي مختلف. نمونههاي تست كشش طبق استاندارد ASTM B557M و با طولسنجه mm 5 و سطح مقطع (ضخامت mm (6 ماشينكاري و آماده شده و تحت تست كشش يك بعدي با دستگاه Instron 880 با نرخ كر شن -3 Sec ¹ 10 قرار گرفتند. اندازهگيري مقاومت بهخوردگي تنشي بهوسيله تست كشش با نرخ كرنش پايين (SSRT) در هوا و محلول %3/5 كلريد سديم انجام شد. نمونههايي مشابه تست كشش با كرنش معمول ماشينكاري و -6 پوليش شد و با نرخ كرنشي معادل Sec ¹ 10 3 در دماي اتاق تست شدند. از ميكروسكوپ الكتروني روبشي براي بررسي سطح شكست و ميكروسكوپ الكتروني عبوري با مشخصات 109A) (JEOL, TEM K براي بررسي ريزساختار استفاده شد. 3- نتايج و مباحث شكل (1) خواص مكانيكي آلياژ را پس از طي فرآيندهاي مختلف جدول (1) نشان ميدهد. همانگونه كه مشاهده ميشود

4 ج فصلنامه علمي پژوهشي مهندسي مواد مجلسي / سال سوم / شماره اول / بهار ب الف د ج.5A70a و د) 5A50a ( شكل (): تصوير TEM مرز دانه در نمونههاي الف) T 6 ب ( A50a نمونه T 73 كاهش استحكام محسوسي را نسبت بهنمونه T 6 ميدهد كه مطابق با نتايج قبلي بررسي شدهاست. نشان در مورد نمونههاي دو مرحله پيرشده ميتوان دو روند متفاوت را تشخيص داد. نمونههايي كه تحت %5 كرنش اوليه قرار گرفته بودند در كل استحكام پايينتري نسبت بهنمونههاي متناظر بدون كرنش اوليه از خود نشان دادند و در مقابل با بالا رفتن كرنش نورد ثانويه استحكام تسليم و كششي همه نمونهها افزايش يافته است. حضور نابجاييهايي كه در طي نورد اوليه بهوجود ميآيد منجر بهجوانهزني مستقيم ناهمگن و محدود رسوبات فاز پايدار η بر روي نابجاييها ميشود كه مقدار عنصر آلياژي حل شده در زمينه براي تشكيل رسوبات اصلي استحكامدهنده GP و ή را كم ميكند [9] (شكل - ج و - د). نابجاييهاي ايجاد شده در مرحله دوم نورد نيز ميتوانند نقش مشابهي در كاهش استحكام آلياژ پس از پيرسازي ثانويه داشته باشند. اما پيرسازي طبيعي نمونهها منجر بهرسوبگذاري همگنتر روي مناطق GP بهوجود آمده در دماي پايين شده و از ايجاد بيش از حد رسوبات فاز η بر روي نابجاييها جلوگيري ميكند [7]. علاوه بر اين افزايش استحكام با افزايش كرنش بهدليل كرنش سختي بيشتر و نيز بالا رفتن دانسيته نابجاييها و در نتيجه توزيع بهتر و ريزتر رسوبات η درون زمينه است. جدول () نتايج تست SSRT شامل استحكام تسليم استحكام كششي و درصد ازدياد طول يكنواخت را براي نمونههاي مختلف نشان ميدهد. نسبت E sol E/ air بهعنوان معيار مقاومت به SCC درنظر گرفتهشده كه هر چه اين مقدار به 1 نزديكتر باشد بهمفهوم اين است كه مقاومت به SCC بالاتر است. نمونه T 6 نسبت بهديگر نمونهها كمترين نسبت E sol E/ air و در نتيجه كمترين مقاومت به SCC را از خود نشان ميدهد و نمونه T 73 مطابق انتظار از مقاومت به SCC بالايي برخوردار است. در حالت كلي نمونههايي كه پيش از پيرسازي اول %5 نورد شده بودند بر خلاف استحكام مكانيكي پايينترشان مقاومت به SCC بالاتري نسبت بهنمونههاي نورد نشده از خود نشان دادهاند. يكي از مكانيزمهاي خوردگي مرز دانه در طي SCC تردي هيدروژني است [10].

5 55 ارتقاء خواص مكانيكي و مقاومت بهخوردگي تنشي آلومينيوم 7075 بهوسيله نورد و عمليات پيرسازي دو مرحلهاي جدول (): نتايج تست SSRT براي نمونههاي مختلف. UTS (Mpa) Elongation (%) Treatment In air IN 3.5% NaCl In air IN 3.5% NaCl Esol/Eair T6 T73 A30a A50a A70a 5A30a 5A50a 5A70a / 7/ 5 66/ / 8 9/ / 1 8/ / / 7 8/ / 8/ / / 8 9/ 85 هيدروژن اتمي محلول در زمينه براي نفوذ نيازمند مسيرهايي با سرعت نفوذ بالاست و بههمين دليل ميزان حضور هيدروژن در 6 مسير پرسرعت مرز دانهها بيشتر است. آلبرشت و همكارانش [11] نشان دادند نابجاييهاي متحرك توليد شده در نوك ترك ميتوانند نقش مو ثري در بالا بردن سرعت نفوذ هيدروژن درون شبكه ايفا كرده و در نتيجه باعث بالا بردن نرخ خوردگي شوند. هيدروژن در برابر رسوبات مانند كاتد عمل كرده و سبب انحلال رسوبات و پيشروي تركخوردگي ميشود. با بزرگ شدن رسوبات و تغيير ماهيت آنها از GP و ή به η لغزشهاي اطراف رسوب همگنتر شده و از حالت صفحهاي خارج ميشود [1]. نابجاييهاي ايجاد شده در مرحله پيشكرنش باعث بالا رفتن سرعت انحلال مناطق GP و رسوبات ή شده و بهتشكيل رسوبات غيرهمبسته η كمك ميكند. با تشكيل رسوبات η از مقدار نابجاييهاي متحرك كم شده و در نتيجه با كاهش نفوذ هيدروژن رشد ترك SCC كندتر ميشود. از طرفي بزرگ شدن GBP كه نقش آند دارد و باعث كاهش انحلال آندي ميشود نقش مهمي در بهدام انداختن و انباشته كردن هيدروژن اتمي و تبديل آن بهملكولي و در نتيجه جلوگيري از اثر نامطلوب گالوانيكي هيدروژن دارد [13]. كرنش اعمال شده در نورد ثانويه همانگونهكه در شكل () مشخص است منجر بهشكست برخي از رسوبات و نيز كوچكتر شدن منطقه PFZ ميشود كه هر دو اثر با افزايش كرنش نورد افزايش مييابند. مقاومت به SCC با افزايش كرنش نورد تا %50 افزايش و پس از آن كاهش نشان ميدهد. شكسته شدن رسوبات بدون تا ثير قابل ملاحظه در كاهش حجم مو ثر رسوبات و جلوگيري از ايفاي نقش آنها بهعنوان سد راه هيدروژن منجر بهافزايش سطح آزاد آند و در نتيجه كند شدن روند انحلال رسوبات مرز دانه ميشود. علاوه بر اين با افزايش كرنش نورد منطقه PFZ كوچكتر شده و ميزان رسوبات پراكنده كه بهصورت غيرهمگن در مناطق مختلف PFZ جوانه زدهاند بيشتر ميشود. كوچك شدن PFZ كه قطب الكترونگير و كاتد محسوب ميشود تا اندازهاي بر بالا رفتن مقاومت به SCC مو ثر است اما با بالا رفتن مقدار كرنش از %50 نتيجه عكس حاصل ميشود و كوچكتر شدن مناطق PFZ از يك مقدار بهبعد منجر بهكاهش نرمي شكست مناطق اطراف رسوب و در نتيجه افزايش تردي شكست و كاهش مقاومت به SCC ميشود. شكل (3) تصاوير SEM سطح مقطع شكست را براي نمونههاي مشابه با سه مقدار كرنش نورد متفاوت نشان ميدهد. در

6 فصلنامه علمي پژوهشي مهندسي مواد مجلسي / سال سوم / شماره اول / بهار ب الف ج شكل (3): تصاوير مقطع شكست پس از تست SSRT براي نمونههاي 5A50a 5A30a و.5A70a نمونههاي 5A30a و 5A50a اثري از تردي خوردگي و يا شكست ترد ديده نميشود و شكست مرز دانه با تغيير فرم پلاستيكي مناطق اطراف رسوب در مرز دانه توأم است در حاليكه براي نمونه 5A70a تا حدودي سطح مقطع شكست تردتر بهنظر ميرسد. در مجموع نمونه 5A50a تا حدودي مقاومت بهخوردگي بالاتري از نمونه T 73 نشان داده در حاليكه خواص مكانيكي كاملا نزديك بهنمونه T 6 دارد. 4- نتيجهگيري 1- اعمال %5 كرنش پيش از پيرسازي در دماي بالا بهعلت كاهش ميزان رسوبات GP و ή و افزايش رسوب η و در نتيجه همگن شدن لغزش و كاهش نابجاييهاي متحرك منجر بهافزايش مقاومت به SCC آلياژ شده و در عوض كاهش نسبي استحكام را بههمراه دارد. - بالا رفتن كرنش در مرحله دوم نورد باعث افزايش استحكام شده ولي كرنشهاي بالاتر از %50 بهدليل كوچك كردن بيش از حد PFZ منجر بهافت مقاومت بهخوردگي ميشود. تا پيش از اين كرنش افزايش كرنش بهعلت شكسته شدن رسوبات روي مرز دانه و بالا رفتن سطح الكترونده و ثابت ماندن حجم مو ثر رسوبات باعث كاهش انحلال آندي GBP و بهبود مقاومت به SCC ميشود. 3- در اين تحقيق با اعمال يك عمليات ترمومكانيكي جديد بر روي آلياژ Al-7075 مقاومت بهخوردگي تنشي بالاتر از نمونه T 73 و استحكام بسيار نزديك بهنمونه T 6 حاصل شد.

7 57 ارتقاء خواص مكانيكي و مقاومت بهخوردگي تنشي آلومينيوم 7075 بهوسيله نورد و عمليات پيرسازي دو مرحلهاي [10] D. Najjar, T. Magnin and T. J. Warner, "Influence of Critical Surface Defects and Localized Competition Between Anodic Dissolution and Hydrogen Effects During Stress Corrosion Cracking of a 7050 Aluminium Alloy", Materials Science and Engineering A, Vol. 38, pp , [11] J. Albrecht, B. J. McTiernan, I. M. Bernstein and A. W. Thompson, "Hydrogen Embrittlement in a High-strength Aluminum Alloy", Scripta Metallurgica, Vol. 11, pp , [1] D. Nguyen, A. W. Thompson and I. M. Bernstein, "Microstructural Effects on Hydrogen Embrittlement in a High Purity 7075 Aluminum Alloy", Acta Metallurgica, Vol. 35, pp , [13] R. G. Song, W. Dietzel, B. J. Zhang, W. J. Liu, M. K. Tseng, A. "Stress Corrosion Cracking and Hydrogen Embrittlement of an Al Zn Mg Cu Alloy", Acta Materialia, Vol. 5, pp , Retrogression and Reaging - Cina 3- Ou 4- Wang 5- Solution Treatment 6- Albercht 6- پينوشت 5- مراجع [1] J. E. Hatch (Ed.), Aluminum Properties and Physical Metallurgy, American Society for Metals, OH, [] M. M. Sharma, M. F. Amateau and T. J. Eden, "Hardening Mechanisms of Spray Formed Al Zn Mg Cu Alloys with Scandium and other Elemental Additions", Journal of Alloys and Compounds, Vol. 416, pp , 006. [3] N. Q. Chinh, J. Lendvai, D. H. Ping and K. Hono, "The Effect of Cu on Mechanical and Precipitation Properties of Al Zn Mg Alloys", Journal of Alloys and Compounds, Vol. 378, pp. 5-60, 004. [4] A. F. Oliveira Jr., M. C. de. Barros, K. R. Cardoso and D. N. Travessa, "The Effect of RRA on the Strength and SCC Resistance on AA7050 and AA7150 Aluminium Alloys", Materials Science and Engineering A, Vol. 379, pp , 004. [5] M. Puiggali, A. Zielinski, J. M. Olive, E. Renauld, D. Desjardins and M. Cid, "Effect of Microstructure on Stress Corrosion Cracking of an Al-Zn-Mg-Cu Alloy", Corrosion Science, Vol. 40, pp , [6] B. M. Cina and U. S. Patent, No. 3, 856, 584, [7] B. L. Ou, J. G. Yang and M. Y. Wei, "Effect of Homogenization and Aging Treatment on Mechanical Properties and Stress-Corrosion Cracking of 7050 Al Alloy", Metall. Mater. 38A, pp , 007. [8] D. Wang, D. R. Ni and Z. Y. Ma, "Effect of Pre-strain and Two-step Aging on Microstructure and Stress Corrosion Cracking of 7050 Alloy", Materials Science and Engineering A 494, pp , 008. [9] G. Waterloo, V. Hansen, J. Gjønnes and S. R. Skjervold, "Effect of Predeformation and Preaging at Room Temperature in Al Zn Mg (Cu,Zr) Alloys", Materials Science and Engineering A, Vol. 303, pp. 6-33, 001.

8