2-19 سایش نوسانی25
2-20 رفتار سایشی آلیاژهای منیزیم25
2-21 نقشه سایشی آلیاژ AZ9126
2-22 تأثیر فرایند اصطکاکی اغتشاشی بر رفتار سایشی آلیاژ AZ9127
2-23 ترکیبات بین‌فلزی نمودار فازی Mg-Cu28
2-24 جمع‌بندی و هدف از اجرای پژوهش29
فصل سوم: مواد، تجهیزات و روش تحقیق30
3-1 مقدمه30
3-2 مواد اولیه30
3-3 آماده سازی نمونه‌ها31
3-4 بهینه سازی پارامترهای فرایند32
3-5 ارزیابی های متالورژیکی32
3-6 بررسی رفتار مکانیکی32
3-6-1 آزمون سختی سنجی32
3-6-2 آزمون کشش33
3-6-3 آزمون سایش33
3-7 عملیات حرارتی T633
فصل چهارم: نتایج و بحث34
4-1 ساخت نانوکامپوزیت در سیستم‌های Mg/Cu وMg/CuO34
4-2 تعیین پارامتر بهینه34
4-3 بررسی اثر فرایند اصطکاکی اغتشاشی و کامپوزیت‌سازی بر ریزساختار آلیاژAZ9136
4-4 بررسی فازی و میکروساختاری کامپوزیت AZ91/CuO قبل و بعد از عملیات حرارتی41
4-5 ارزیابی خواص مکانیکی43
4-5-1 سختی سنجی43
4-5-2 بررسی رفتار کششی44
4-5-3 بررسی سطوح شکست46
4-6 شکل‌گیری ترکیبات بین‌فلزی طی فرایند اصطکاکی اغتشاشی48
4-6-1 سینتیک و ترمودینامیک تشکیل ترکیبات بین‌فلزی48
4-6-2 مکانیزم تشکیل تقویت‌کننده‌ها طی فرایند اصطکاکی اغتشاشی51
4-7 رفتار سایشی کامپوزیت‌های مختلف در سیستم‌های مختلف Mg-Cu و Mg-CuO54
4-7-1 بررسی مکانیزم‌های حاکم بر سایش56
فصل پنجم: نتیجه‌گیری و پیشنهادات63
5-1 نتیجه‌گیری و جمع‌بندی نهایی63
5-2 پیشنهادها64
فهرست شکل‌ها
عنوان صفحه
شکل2-1-جهات لغزشی در صفحه‌ی (0001)5
شکل2-2-صفحات لغزشی در ساختار هگزاگونال5
شکل2-3-میکروساختار قطعات ریختگی آلیاژ AZ91 در قالب ماسه‌ای7
شکل2-4-نمودار فازی Mg-Al8
شکل2-5-شمایی از فرایند اصطکاکی اغتشاشی10
شکل2-6- طرح‌های ‌مختلف پین برای فرایند اصطکاکی اغتشاشی11
شکل2-7-پین با سطح مقطع مثلثی12
شکل2-8-محدوده‌ی مجاز سرعت حرکت انتقالی بر حسب سرعت چرخشی برای ساخت نمونه‌ی بدون عیب AZ91/SiC13
شکل2-9-میکروساختار ناحیه اغتشاش کامپوزیت AZ91/SiC در سرعت پیشروی ثابت 63 میلی متر بر دقیقه و سرعت چرخشی به ترتیب از چپ به راست (a900، (b1120 و (c1400 دور بر دقیقه13
شکل2-10-نمودار توزیع سختی در الف) سرعت‌های خطی و ب) سرعت‌های چرخشی مختلف آلیاژ آلومینیوم 8083 14
شکل2-11-نواحی مختلف ایجاد شده در حین فرایند اصطکاکی اغتشاشی15
شکل2-12-مکانیزم تبلور مجدد دینامیکی پیوسته در آلیاژ AZ9116
شکل2-13-رسوبات ‘θ در فلز پایه در ناحیه‌ی دور از منطقه‌ی اغتشاش و ناحیه‌ی تحت اثر عملیات ترمومکانیکی (TMAZ) آلیاژ Al251917
شکل2-14-خشن شدن رسوبات θ در آلیاژ Al2519 در فلز پایه در ناحیه‌ی تحت اثر حرارت (HAZ)17
شکل2-15-منحنی توزیع سختی در آلیاژ Al 606318
شکل2-16-توزیع رسوبات در مناطق مختلف آلیاژ Al6063جوشکاری شده به روش اصطکاکی اغتشاشی19
شکل2-17 منحنی توزیع سختی در آلومینیوم 5083 جوشکاری شده به روش اصطکاکی اغتشاشی19
شکل2-18 منحنی توزیع سختی در آلومینیوم 1080 جوشکاری شده به روش اصطکاکی اغتشاشی20
شکل2-19-اثر فرایند اصطکاکی اغتشاشی و تعداد پاس‌های این فرایند بر اندازه‌ دانه20
شکل2-20- توزیع رسوبات β الف)قبل و ب) بعد از فرایند اصطکاکی اغتشاشی آلیاژ AZ9121
شکل2-21- اثر فرایند اصطکاکی اغتشاشی و فرایند پیرسازی پس از آن بر خواص مکانیکی آلیاژ AZ9121
شکل2-22-سایش چسبان23
شکل2-23-منحنی مشخصه در سایش نوع ملایم.23
شکل2-24-تصویر SEM و منحنی مشخصه‌ در سایش اکسید.24
شکل2-25-سایش ورقه‌ای.25
شکل2-26-نقشه سایشی آلیاژ AZ9127
شکل2-27- سایش چسبان شدید در سطح آلیاژ AZ9127
شکل2-28-سایش خراشان ملایم به همراه ورقه‌ای شدن در کامپوزیت سطحیAl2O3/AZ9128
شکل2-29-نمودار فازی Mg-Cu.29
شکل3-1- الگوهای پراش اشعه‌ی ایکس، مربوط به نمونه‌ی پودری مس.31

شکل3-2-ابزار مورد استفاده برای فرایند اصطکاکی اغتشاشی در این پژوهش31
شکل3-3- موقعیت اولیه و ابعاد نمونه‌ی استاندارد آزمون کشش.33
شکل3-4- موقعیت اولیه و ابعاد نمونه‌ی استاندارد آزمون کشش5mm33
شکل4-1-الف) نمونه‌ی پوسته‌ای شده ب) منطقه ایمن در فرایند اصطکاکی اغتشاشی…………………………………………………35
شکل4-2-منحنی دمای منطقه‌ی اغتشاش فرایند اصطکاکی اغتشاشی به ازای سرعت چرخشی 1000 دور بر دقیقه و سرعت خطی 40 میلی‌متر بر دقیقه.35
شکل4-3-تصویر میکروسکوپ نوری از ریزساختار فلز پایه AZ91C.36
شکل4-4-ریزساختار ناحیه‌ی اغتشاشی آلیاژ AZ91C پس از فرایند اصطکاکی اغتشاشی.36
شکل4-5-نتایج مربوط به آنالیز EDS نقطه‌ی 1 روی رسوبات قاز β در نمونه‌ی فلز پایه.37
شکل4-6-تصویر میکروسکوپ نوری از حفرات میکرونی ساختار فلز پایه.AZ91.37
شکل4-7-الگوی پراش اشعه‌ی ایکس الف) فلز پایه AZ91 و ب) بعد از انجام سه پاس فرایند اصطکاکی اغتشاشی روی این آلیاژ.38
شکل4-8-تصویر با بزرگنمایی بالا از کامپوزیت AZ91/Cu و تصاویر با بزرگنمایی بالاتر از جزئیات تشکیل‌دهنده‌ی آن39
شکل4-9-تصویر میکروسکوپ الکترونی روبشی از منطقهی اغتشاش کامپوزیت AZ91/Cu بعد از الف) سه پاس ب) شش پاس فرایند اصطکاکی اغتشاشی.40
شکل4-10-الگوهای XRD مربوط به نمونه‌ی کامپوزیتی AZ91/Cu پس از الف)4 پاس و ب)6 پاس.40
شکل4-11-آنالیز EDS مربوط به ذره شماره 1 در کامپوزیت AZ91/Cu پس از شش پاس فرایند اصطکاکی اغتشاشی.41
شکل4-12-الگوهای XRD مربوط به نمونه‌ی کامپوزیتی AZ91/CuO الف) قبل و ب) بعد از عملیات حرارتی T641
شکل4-13-آنالیز EDS نقاط 1تا 4 در راستای خط AB روی ذره‌ی تقویت‌کننده در کامپوزیت AZ91/CuO پس از عملیات
حرارتی T642
شکل4-15-تصویر میکروسکوپ الکترونی روبشی نشر میدانی از ترک‌های تنشی در اطراف ذرات تقویت‌کننده در کامپوزیت AZ91/CuO پس از عملیات حرارتی T6.43
شکل4-16-توزیع سختی در کامپوزیت‌های AZ91/Cu، AZ91/CuO قبل و بعد از عملیات حرارتی T6.44
شکل4-17-منحنی تنش-کرنش مهندسی فلز پایه، آلیاژ خام FSP شده، کامپوزیت‌های AZ91/Cu و AZ91/CuO قبل و بعد از عملیات حرارتی T6.45
شکل4-18-تصویر میکروسکوپی الکترونی روبشی از سطح شکست فلز پایه.46
شکل4-19-تصویر میکروسکوپی الکترونی روبشی از سطح شکست فلز پایه بعد از فرایند اصطکاکی اغتشاشی47
شکل4-20- تصویر میکروسکوپ الکترونی روبشی از سطح شکست کامپوزیت‌های الف) AZ91/Cu و ب) AZ91/CuO پس از آزمون کشش.47
شکل4-21-مسیر رشد ترک از مرز ترکیبات بین‌فلزی و زمینه در کامپوزیت .AZ91/CuO47
شکل4-22-تصویر میکروسکوپ الکترونی روبشی از سطح شکست کامپوزیت AZ91/CuO بعد از عملیات حرارتی T6.48
شکل4-23-نمودار تغییرات انرژی آزاد گیبس مؤثر برای ترکیبات بین‌فلزی در سیستم Mg-Cu.50
`شکل4-24-آنالیز EDS مربوط به ذره‌ی شماره 1 در کامپوزیت AZ91/Cu پس از 4 پاس فرایند اصطکاکی اغتشاشی.52
شکل4-25-روند تشکیل ترکیبات بینفلزی در کامپوزیت AZ91/CuO پس از شش پاس فرایند اصطکاکی اغتشاشی.53
شکل4-26-شماتیک روند تشکیل ترکیبات بین فلزی و رسوبات در حین عملیات حرارتی T6.54
شکل4-27-نمودار کاهش وزن نمونه‌ی فلز پایه و کامپوزیت‌های مختلف 54
شکل4-28-نمودار نرخ سایش نمونه‌ی فلز پایه و کامپوزیت‌های مختلف در بار اعمالی 15 نیوتون در آزمون سایش.55
شکل4-29-تصویر میکروسکوپ الکترونی روبشی الف) از سطح و ب) ذرات سایشی نمونه‌ی فلز پایه بعد از آزمون سایش.56
شکل4-30- الف) تصویر میکروسکوپی الکترونی روبشی از ذره ی سایشی فلز پایه AZ91، ب)آنالیز EDS نقطه‌ی 157
شکل4-31- تصویر میکروسکوپ الکترونی روبشی الف) سطح سایش و ب) ذرات سایشی کامپوزیت AZ91/Cu حاصل از آزمون سایش در بار 15 نیوتون.58
شکل4-32- تصویر میکروسکوپ الکترونی روبشی ذرات سایشی کامپوزیت AZ91/CuO حاصل از آزمون سایشی الف) بزرگ‌نمایی پایین (x200) و ب) بزرگ‌نمایی بالا (x20000).58
شکل4-33-الگوی پراش اشعه‌ی ایکس ذرات سایشی نمونه‌های الف)فلز پایه، ب)کامپوزیت AZ91/Cu و ج)کامپوزیت AZ91/CuO.59
شکل4-34- تصویر میکروسکوپ الکترونی از سطح نمونه‌ی AZ91/Cu، ب)نتیجه‌ی آنالیز EDS از سطح این کامپوزیت.60
شکل4-35-تصویر میکروسکوپ الکترونی روبشی ذرات سایشی نمونه‌ی کامپوزیتی AZ91/CuO پس از عملیات حرارتی T6، ب)تصویر ترک‌ها بر سطح ذرات سایش ورقه‌ای.60
شکل4-36-تصویر میکروسکوپ نوری از اثر فرورفتگی روی سطح مقطع نمونه‌های‌‌ الف) فلز پایه، ب)کامپوزیت‌ ‌‌AZ91/Cu، ج) AZ91/CuO و د) AZ91/CuO عملیات حرارتی شده………………………………………………………………………………………61
فهرست جداول
عنوان صفحه
جدول2-1- کامپوزیت‌های ایجاد ‌شده در آلیاژ منیزیم به روش اصطکاکی اغتشاشی…………………………………………………22
جدول3-1- آنالیز کوانتومتری آلیاژ AZ91C…………………………………………………………………………………………………….30
جدول3-2- مشخصات دستگاه FSP به کار رفته در این پژوهش……………………………………………………………………………32
جدول4-1- سختی متوسط نمونه‌های مختلف FSP شده………………………………………………………………………………………44
جدول4-2-نتایج حاصل از آزمون کششی فلز پایه و کامپوزیت‌های AZ91/Cu و AZ91/CuO…………………………………..45
جدول4-3- محاسبه‌ی انرژی آزاد گیبس مؤثر در سیستم‌های آلیاژی مختلف Mg…………………………………………50

چکیده
در این پژوهش نانوکامپوزیت سطحی بر پایه‌ی ترکیبات بین فلزی سیستم Mg-Cu، با استفاده از فرایند اصطکاکی اغتشاشی1 (FSP) و به صورت درجا بر سطح آلیاژ منیزیم (AZ91C) ایجاد شد. سپس پودر مس و اکسید مس، درون شیارهای ایجاد شده بر سطح آلیاژ AZ91C اعمال گردید به منظور دست‌یابی به ساختار کامپوزیتی بدون عیب، واکنش بهتر ذرات مس با زمینه و توزیع مناسب ذرات تقویت‌کننده در زمینه، پارامتر سرعت چرخشی 1000 دور بر دقیقه و سرعت خطی 40 میلی‌متر بر دقیقه طی شش پاس فرایند اصطکاکی اغتشاشی روی این آلیاژ اعمال گردید. به منظور بررسی تشکیل ترکیبات بین فلزی در کامپوزیت‌ها از آنالیز XRD استفاده شد. بررسی‌ها نشان داد که در نمونهی FSP شدهی AZ91/Cu ترکیب Mg2Cu و در نمونهی AZ91/CuO، به دلیل انجام شدن واکنش اکسید مس و منیزیم علاوه بر این ترکیب بین فلزی Mg2Cu ، ذرات تقویت‌کننده‌ی MgO و MgCu2 نیز تشکیل شد.سپس نمونهی فرایند شدهی AZ91/CuO تحت عملیات حرارتی T6 قرار گرفت. سختی نمونه‌ی AZ91/CuO بعد از عملیات حرارتی حدود 165 ویکرز است که نسبت به سختی فلز پایه (62 ویکرز) و نمونههای FSP شدهی AZ91/Cu و AZ91/CuO (به ترتیب 114و 128 ویکرز) افزایش بیشتری از خود نشان داد. مقایسه‌ی نتایج آزمون کشش و سایش نشان می‌دهد که در بین کامپوزیت‌های مختلف، نمونهی FSP شدهی AZ91/CuO دارای بهترین خواص کششی و سایشی است. استحکام کششی نهایی فلز پایه (AZ91C) از مقدار 4/112 مگاپاسکال، به حدود 330 مگاپاسکال برای کامپوزیت AZ91/CuO افزایش یافت. بررسی سطح سایش نمونه‌ها، نشان‌دهنده‌ی وقوع مکانیزم سایش خراشان و ورقه‌ای در فلز پایه است. در کامپوزیت AZ91/CuO عمق و پهنای شیارهای ناشی از سایش، نسبت به نمونههای دیگر کمتر است؛ در نتیجه نرخ سایش این نمونه در مقایسه با نمونه‌های دیگر کاهش بیشتری یافته‌ است. بعد از انجام عملیات حرارتی T6 روی نمونه‌ی FSP شدهی AZ91/CuO، به دلیل تشکیل میکروترک‌ها میزان سایش ورقه‌ای و نرخ سایش نسبت به نمونه‌های عملیات حرارتی نشده افزایش یافت.
کلمات کلیدی: نانوکامپوزیت سطحی، آلیاژ منیزیم، فرایند اصطکاکی اغتشاشی،ترکیبات بین‌فلزی، سیستم Mg-Cu..
فصل اول
مقدمه

منیزیم و آلیاژهای آن به دلیل استحکام ویژه‌ی بالا، خاصیت جذب ارتعاش2 و چگالی کم نسبت به فولاد و آلومینیوم گزینه‌ی مناسبی در کاربردهای نظامی، صنایع هوافضا و اتوموبیل‌سازی به شمار می‌روند. در کنار خواص مطلوب منیزیم، چالش‌هایی نظیر استحکام و انعطاف‌پذیری پایین به همراه مقاومت کم در برابر سایش و خزش استفاده از این آلیاژ را محدود می‌سازد؛ این عیوب با افزودن عناصر آلیاژی تا حدودی اصلاح شده، اما به منظور بهبود بیشتر خواص از روش‌های کاهش اندازه دانه، ایجاد ساختارهای هم‌محور و کامپوزیتی کردن سطح و بالک استفاده می‌گردد. افزودن ذرات تقویت‌کننده برای ساخت کامپوزیت‌های سطحی به دو روش صورت می‌گیرد:1) ذرات تقویت کننده به صورت مستقیم به زمینه اضافه شده، یا به عبارت دیگر ذرات تقویت کننده قبل از کامپوزیت‌سازی ایجاد شده باشند. 2) به صورت درجا و در حین کامپوزیت‌سازی ایجاد شوند. از مزیت‌های این روش احتمال تولید ذرات تقویت‌کننده‌ی نانومتری، قوی بودن فصل مشترک ذره و زمینه و توزیع مناسب و یکنواخت تقویت‌کننده‌ها می‌باشد. به منظور بهبود خاصیت مقاومت به سایش منیزیم از روش های پوشش‌دهی زیادی استفاده شده است. از جمله‌ی این روش‌ها می‌توان به استفاده از قوس پلاسما3، لایه‌نشانی با لیزر و …. به منظور ایجاد کامپوزیت سطحی با ذرات Ni، Cu، TiN، CrNi بر سطح آلیاژ AZ91 اشاره کرد. به‌کارگیری روش‌های ذوبی در کامپوزیت‌سازی سطحی به دلیل معایبی چون ایجاد فاز مذاب، عدم کنترل فرایند، عدم توزیع یکنواخت ذرات تقویت‌کننده در زمینه و ایجاد ریزساختار غیر‌همگن و دندریتی محدود شده‌ است [1و2]. یکی از روش‌های آسان و مقرون‌ به ‌صرفه‌ی حالت جامد در تولید کامپوزیت سطحی، فرایند اصطکاکی اغتشاشی4 می‌باشد که علاوه بر اصلاح ریزساختار، بهبود خواص مکانیکی، حذف عیوب ساختار ریختگی وتولید ترکیبات بین‌فلزی، امکان ایجاد نانوکامپوزیت‌های سطحی و بالک را
در کوتاه‌ترین زمان فراهم می‌سازد. تاکنون تحقیقاتی پیرامون ساخت نانو‌کامپوزیت‌‌های سطحی و درجا، بر پایه‌ی سیستم سه‌تایی Al-Ni-O روی سطح ورق‌های آلومینیومی صورت گرفته و نتایج نشان داد که سختی سطح به حدود 5/2 برابر فلز پایه افزایش یافته است. به این ترتیب مقاومت به سایش این آلیاژ بهبود یافت [3]. در بیشتر تحقیقاتی که تاکنون به منظور ایجاد نانوکامپوزیت‌های سطحی بر پایه‌ی آلیاژهای منیزیم صورت گرفته، ذرات تقویت‌کننده‌ی غیر درجا در زمینه‌‌ی کامپوزیت مورد استفاده قرار گرفته است. در ادامه نمونه‌هایی از تحقیقات مختلف صورت گرفته در زمینه‌ی ساخت نانوکامپوزیت‌های زمینه منیزیم ونتایج حاصل از بررسی خواص مختلف آن به صورت خلاصه بیان شده است.
با توجه به آنکه برخی بررسی‌ها حاکی از تأثیر مناسب ترکیبات بین‌فلزی MgxCuy در زمینه‌ی منیزیم است [5 و6]، در این پژوهش سعی می‌شود نانو‌کامپوزیت سطحی حاوی ترکیبات بین‌فلزی مربوط به سیستم Mg-Cu و Mg-CuO به صورت درجا و با استفاده از فرایند FSP بر سطح آلیاژ AZ91 ایجاد شده و در نهایت به منظور بررسی اثر رسوبات فاز β در ریزساختار و خواص مکانیکی و سایشی، نمونه‌ها تحت عملیات حرارتی T6 قرار گرفتند. در ادامه ابتدا به بررسی مطالعات مشابه صورت گرفته در این زمینه و توضیح نحوه‌ی انجام آزمون‌های مختلف روی نمونه‌ها پرداخته خواهد شد. در فصل چهارم نتایج آزمون‌های مختلف تجزیه و تحلیل شده و در پایان نیز جمع‌بندی از نتایج به دست آمده ارائه می‌گردد.

فصل دوم
مروری بر منابع
معرفی منیزیم و آلیاژهای آن
منیزیم دارای ساختار HCP با نسبت هگزاگونالیته5 ی (c/a)624/1 می‌باشد، به دلیل همین ساختار نیز فاقد قابلیت تغییر شکل پلاستیک در دمای اتاق است. دانسیته و نقطه ذوب این فلز به ترتیب 74/1 گرم بر سانتی‌متر مکعب و C˚560 می‌باشد. به دلیل حساسیت به شیار بالای منیزیم، حد خستگی و تافنس این فلز کمتر از فلزات دیگر نظیر آلومینیوم است. خواص مکانیکی آلیاژهای منیزیم محدوده‌ی گسترده‌ای دارد که به ترکیب شیمیایی، شرایط (ریختگی یا کار شده)، جزئیات ساخت، عملیات حرارتی و ضخامت محصولات بستگی دارد. به جز منیزیم و کادمیم که محلول جامد پیوسته‌ای ایجاد می‌کنند، سایرآلیاژهای دوتایی غنی از منیزیم، معمولا سیستم های یوتکتیک6 و یا گاهی پری‌تکتیک7 را نمایش می‌دهند. منیزیم معمولاً با عناصری مثل آلومینیوم، روی، منگنز، فلزات نادر خاکی، نقره و توریم به منظور تولید آلیاژهای با استحکام بالا و وزن کم به کار می‌رود. همان طور که گفته شد تغییر شکل در منیزیم به دلیل ساختار HCP محدود شده است و در دمای محیط فقط روی صفحات اصلی {1000} و درجهت <112 ̅0>رخ می‌دهد. دوقلویی شدن8 در این فلز روی صفحات هرمی {101 ̅2} صورت می‌گیرد (شکل‌های 2-1 و 2-2). البته در دمای بالاتر از˚C250، لغزش می‌تواند بر روی صفحات هرمی و منشوری نیز رخ دهد و منیزیم کار پذیرتر خواهد‌‌ بود.
آلیاژهای منیزیم
آلیاژهای منیزیم به دو دسته‌ی آلیاژهای ریختگی و کار‌شده تقسیم می‌شود که هر کدام در موقعیت خاصی کاربرد دارند.
آلیاژهای کارشده منیزیم
محصولات تولید شده به این روش به دو دسته‌ی 1) آلیاژهای اکسترود شده و 2)قطعات فورج‌شده دسته‌بندی می‌گردند. این آلیاژها در مقایسه با آلیاژ ریختگی استحکام و تافنس بالاتری دارد و این مسأله زمانی که جهت بارگذاری موازی با جهت بافت باشد قابل توجه‌تر می‌باشد.اما اندازه دانه و میکرو‌ساختار چند‌فازی از مشکلات فورج منیزیم است که با عملیات اکستروژن برطرف می‌گردد.
آلیاژهای ریختگی منیزیم
از مزیت این روش امکان تولید اشکال پیچیده‌تر با استفاده از تجهیزات کمتر و سهولت در افزودن عناصر آلیاژی به منظور اصلاح خواص منیزیم می‌باشد. به همین دلیل نیز 80-90% محصولات آلیاژی منیزیم به این روش تولید می‌گردد. انواع روش‌های ریخته‌گری شامل موارد زیر می باشند. 1-ریخته‌گری با قالب فولادی 2- ریخته‌گری با قالب ماسه‌ای.
الف) ریخته‌گری با قالب فولادی
در تولید آلیاژهای منیزیم گروه‌های AM50، AM20 و ….. از روش ریخته‌گری با قالب فولادی استفاده می‌شود. این روش معمولاً با اعمال فشار زیاد انجام شده و سرعت پر‌شوندگی قالب در آن بالا می‌باشد. به‌کارگیری فشار بالا در این روش تا حدی از انقباض زیاد قطعه جلوگیری کرده و قطعه‌ی نهایی علاوه بر سطح نهایی ایده‌آل از دقت ابعادی بالایی برخوردار است. علاوه‌بر‌این به دلیل میزان تولید بالا و انجماد سریع، این روش در تولید دیواره‌های نازک و اشکال شبکه‌ای با ساختار ریز‌دانه و خواص مکانیکی خوب کاربرد دارند. ظرفیت گرمایی و دمای ریخته‌گری پایین (C˚680-650) منیزیم باعث می‌شود ریخته‌گری آن 50% سریعتر از Al رخ دهد. از معایب این روش ورود هوای به دام افتاده در لحظه‌ی ریخته‌گری و در نتیجه ایجاد تخلخل در ساختار شبکه می‌باشد. با استفاده از قالب فولادی تحت خلأ می‌توان تا حد زیادی از این مشکل جلوگیری کرد. در روشی مشابه، استفاده از فشار بالا به رفع این مشکل کمک زیادی می‌کند. وجود کانال بزرگ‌تر تزریق مذاب و نرخ جریان پایین در ورودی قالب علاوه بر کاهش تخلخل از ترک داغ آلیاژهای منیزیم با محدوده‌ی وسیع دمایی انجماد جلوگیری می‌کند، این روش ریخته‌گری به منظور کامپوزیت‌سازی آلیاژ منیزیم نیز کاربرد دارد.
ب) ریخته‌گری با قالب ماسه‌ای9
محصولات ریختگی تولید شده در این روش به دلیل سرعت انجماد پایین نیاز به اصلاح ساختار دارند؛ درحالی‌که در بقیه‌ی روش‌ها مثل ریخته‌گری نیمه ‌جامد، ریخته‌گری با قالب فولادی و ریخته‌گری همراه با فشار زیاد نیاز به عملیات اصلاحی نمی‌باشد [8-7].
خواص منیزیم
خواصی مثل استحکام کششی منیزیم به ترکیب، شرایط تولید (آلیاژ کارشده10 یا ریختگی)، جزئیات فرایند تولید، عملیات حرارتی و… بستگی دارد. ترکیب آلیاژ، جهت نمونه تست در مقایسه با جهت فرایند ساخت و ضخامت محصول از عوامل مهمی است که بر خواص و به‌خصوص بر استحکام قطعه اثر می‌گذارد. منیزیم در مقایسه با فلزات غیرآهنی نقطه تسلیم مشخصی را نشان نمی‌دهد، نسبت استحکام تسلیم فشاری به استحکام تسلیم کششی در منیزیم تحت تأثیر عوامل بالا به ویژه فرایند ساخت آلیاژ قرار دارد. در آلیاژهای ریختگی استحکام تسلیم فشاری تقریباً برابر استحکام تسلیم کششی است و در نمونه های طولی، استحکام تسلیم فشاری برابر 70-80% استحکام تسلیم کششی در نظر گرفته می‌شود‌. در مقایسه با فلزات دیگر، منیزیم به شیار در سطح و سایر عوامل افزایش دهنده‌ی تنش که بر کاهش حد خستگی آن‌ اثر می‌گذارد حساس‌تر می‌باشد. انقباض‌های جزئی در آلیاژهای ریختگی که منجر به کاهش استحکام کششی می‌شوند اثر مشابهی بر حد خستگی این آلیاژ دارند. نتایج آزمون ضربه‌ی ایزود و چارپی11 در مورد
نمونه‌ی شیار‌خورده نشان‌‌دهنده‌ی حساسیت به شیار بالای منیزیم تحت بارگذاری ضربه‌ای است. اما نمونه‌های بدون شیار قادر به تحمل بار بیشتری نسبت به نمونه‌های شیاردار هستند که این خاصیت به تافنس و خاصیت ارتجاعی این آلیاژ بستگی دارد. خاصیت ارتجاعی هر ماده با مدول الاستیک آن رابطه‌ی عکس دارد. به این ترتیب با توجه به پایین بودن مدول الاستیک منیزیم و آلیاژهای آن، خاصیت ارتجاعی بالای آن منطقی می‌باشد. به این دلیل که تافنس به صورت تقریبی حاصلضرب استحکام کششی و انعطاف‌پذیری یا افزایش طول نمونه است، انعطاف‌پذیری و استحکام‌کششی ضعیف منیزیم منجر به تافنس پایین آن می‌گردد.
منیزیم ماده‌ی فلزی سبکی است که دانسیته‌اش کمتر از آلومینیوم و فولاد بوده و نسبت استحکام کششی و مدول یانگ بر وزن آن بیشتر از پلاستیک‌ها می‌باشد. به همین دلیل منیزیم در بخش‌های مختلف از جمله بدنه‌ی اتومبیل و اجزای الکترونیکی دستگاه‌های قابل حمل، مورد استفاده قرار می‌گیرد. مقاومت به برش کم آلیاژهای منیزیم در مقایسه با فلزات دیگر، منجر به قابلیت ماشین‌کاری بالای این آلیاژ شده ‌است. برخی از آلیاژهای منیزیم داکتیلیته‌ی بیشتری نسبت به آلیاژهای آلومینیوم دارند و بدون شکست ترد قادر به جذب انرژی ضربه هستند. علاوه‌ بر ‌این موارد، پایداری ابعادی مناسب منیزیم در برابر دما در مقایسه با آلیاژهای دیگر بیشتر است. آلیاژهای بر پایه‌ی منیزیم به دلیل توانایی زیاد در جذب ارتعاشات، در ساخت محصولات صنایع هوافضا و صنایع نظامی از جمله ساخت موشک کاربرد دارد. نسبت استحکام به وزن آلیاژ‌های رسوب‌‌سختی ‌شده‌ی منیزیم نیز با آلیاژهای آلومینیوم یا فولادهای آلیاژی قابل مقایسه می‌باشند. ولی بهبود خواص آلیاژ منیزیم در کاربردهای ساختاری مستلزم رفع نقاط ضعف این آلیاژ در مورد سایش، سختی، مقاومت به خوردگی و خزش در دمای بالا می‌باشد [9و10].
اثر عناصر آلیاژی بر خواص منیزیم
پنج گروه اصلی آلیاژی که کاربرد صنعتی دارند بر پایه‌ی عناصر آلیاژی منگنز، آلومینیوم، روی، زیرکونیوم و عناصر نادر خاکی است. از جمله پر‌کاربردترین آلیاژهای صنعتی آلیاژ Mg-Al-Zn-Mn می‌باشد.
اثر افزودن عنصر آلیاژی Alبر خواص منیزیم
عنصر آلیاژی آلومینیوم منجر به افزایش استحکام و سختی منیزیم شده و محدوده‌ی انجماد این آلیاژ را گسترش می‌دهد. در این شکل میکرو‌ساختار به دست آمده از ریخته‌گری در قالب ماسه‌ای نشان داده شده است. شکل 2-3 نشان‌‌دهنده‌ی ساختار دندریتی با حضور دو فاز محلول جامد و یوتکتیک دوتایی α+β می‌باشد. در نمودار فازی Mg-Al شکل2-4 نیز تشکیل یک ساختار یوتکتیک، شامل محلول جامد Mg-Al (α) و ترکیب بین‌فلزی Mg17Al12 تأیید شده ‌است.
در این آلیاژ رسوبات ناپیوسته‌ی Mg17Al12 در مرزدانه‌ها به وضوح نشان‌‌داده‌شده، رسوبات ناپیوسته نتیجه‌ی سرعت آرام سرد کردن تا پایین‌تر از دمای انجماد12 می‌باشند. آلیاژهای آلومینیوم- منیزیم به دلیل حلالیت متغیر عناصر آلیاژی در حالت جامد نسبت به عملیات حرارتی حساس هستند. ماکزیمم حد حلالیت آلومینیوم در منیزیم بالا و در حدود 9/12 درصد وزنی در دمای یوتکتیک می باشد. در صورت حضور عنصر Mn ترکیب بین فلزی Al8Mn5نیز تشکیل می‌شود که حتی در دماهای بالا نیز در زمینه‌ی α حل نخواهد‌ شد.در حین آنیل کردن رسوبات Mg17Al12 در زمینه‌ی α حل شده و در حین عملیات پیر‌سازی مجدداً تشکیل می‌شوند. پیوسته یا ناپیوسته بودن رسوبات به دمای پیرسازی بستگی دارد. همان‌گونه که بیان شد با پیر‌سازی در دمای K423 رسوبات مرزدانه‌ای ناپیوسته و در ˚K623 رسوبات پیوسته در درون دانه‌ها به وجود می‌آیند. در بین این دو دما نیز هر دو نوع رسوب پیوسته و ناپیوسته13 مشاهده می شوند. دلیل این مسئله رقابت دو مکانیزم نفوذ حجمی و مرزی در دماهای مختلف است. هر چند این رسوبات غیرکوهیرنت پایداری دما بالای مناسبی ندارند اما در دماهای پایین‌تر منجر به افزایش استحکام آلیاژ می‌گردند. به این دلیل که این رسوبات فاقد مناطق Gp می‌باشد، تأثیر قابل توجهی در افزایش استحکام ندارند.
در مورد خواص مکانیکی بسته به نوع رسوبات و پیوسته یا ناپیوسته بودن آن ها، خواص مکانیکی آلیاژ عملیات حرارتی شده نسبت به حالت همگن شده کاهش می‌یابد. این مسأله به خروج اتم‌های محلول از زمینه و در نتیجه حذف مکانیزم استحکام‌دهی ناشی از اتم‌های محلول باز می‌گردد. هر چه دمای پیرسازی کمتر باشد کسر حجمی رسوبات بیشتر و در نتیجه سختی و جذب ارتعاشات نیز بیشتر خواهد بود. البته با افزایش زمان پیرسازی نیز رسوبات کروی و ریز در مرزدانه‌ها تبدیل به رسوبات ناپیوسته در این مناطق شده و سختی را کاهش می‌دهند [11].
اثر افزودن عنصر آلیاژیZn بر خواص منیزیم
با افزودن Zn علاوه بر فعال کردن مکانیزم استحکام‌دهی از طریق محلول جامد، با ایجاد رسوبات جدید نیز استحکام آلیاژ افزایش خواهد‌ یافت. علاوه‌بر‌این، عملیات تمپر با سرعت سرد کردن آهسته منجر به تبدیل رسوبات پیوسته β به رسوبات ناپیوسته با ساختار پرلیتی یا سلولی گشته و استحکام و انعطاف‌پذیری را بهبود می‌بخشد. سری‌های AZ از مهم‌ترین گروه‌های آلیاژی منیزیم هستند که مکانیزم رسوب‌سختی در آن‌ها منجر به افزایش استحکام شده است. پیر سازی طبیعی در دمای اتاق رخ داده و پیرسازی مصنوعی در حین حرارت‌دهی کنترل شده درکوره رخ می‌دهد. فرایند رسوب‌دهی در این آلیاژ فقط به منظور تشکیل فاز تعادلی β می‌باشد. در حالت کلی این ترکیب تنش تسلیم و استحکام کششی نهایی را افزایش داده ولی افزایش طول تا لحظه‌ی شکست را کاهش می‌دهد.
در سیستم دو تایی Mg-Zn، روی با تشکیل محلول جامد باعث استحکام‌دهی شده و در بیش از دو درصد وزنی علاوه بر نقش قبلی منجر به رسوب سختی نیز می‌گردد. روی در استحکام‌دهی محلول جامد قوی‌تر از آلومینیوم عمل می‌کند. علت افزودن این عنصر نیز نقش استحکام‌دهی محلول جامد می‌باشد. البته Zn منجر به جدا‌سازی و تفکیک رسوبات فاز β گشته و استحکام رسوب‌سختی را نیز افزایش می‌دهد.
اثر افزودن منگنز بر خواص منیزیم
منگنز به میزان بسیارکم (کم‌تر از 1% وزنی) به آلیاژهای AZ افزوده می‌شود تا مقاومت به خوردگی را افزایش دهد. حضور رسوبات پیوسته در دمای پیر سازی آلیاژهای AZ81، AZ61 بسیار ناچیز می‌باشد. این مسأله به کمتر بودن آلومینیوم فوق اشباع در این دو آلیاژ نسبت به آلیاژ AZ91 باز می‌گردد.
اثر سایر عناصر آلیاژی بر خواص منیزیم
سایر عناصر آلیاژی نظیر عناصر نادر خاکی به دلیل اینکه محدوده‌ی انجماد را کاهش داده و باعث کم شدن تخلخل‌ها در ساختار ریختگی می شوند، خواص دما بالای آلیاژ منیزیم نظیر استحکام را بهبود می‌بخشند. عناصر دیگری مثل Ni و Cu مقاومت به خوردگی آلیاژ را می‌کاهد، هرچند باعث بهبود استحکام منیزیم می‌شوند. عنصر مس اگر بیش از05/0 درصد وزنی به منیزیم خالص افزوده شود منجر به بهبود استحکام دما بالای آن می‌گردد [7و12].
کاربرد آلیاژهای موجود در سیستم Mg-Cu
مواد با سفتی14 یا مقاومت در برابر تغییر شکل الاستیک بالاتر، که نسبت به سایر مواد قابلیت جذب ارتعاش بیشتری دارند در سیستم‌های دینامیکی مثل صنایع هوا فضا به کار می‌روند. این ویژگی‌ها در موادی مثل منیزیم، آلیاژهای آن و به خصوص کامپوزیت‌های زمینه منیزیمی که با ذرات تقویت‌کننده‌ی صلب‌تر ترکیب شده باشند قابل توجه است. همان‌طور که بیان شد منیزیم عیوبی دارد که با روش‌هایی نظیر کامپوزیت‌سازی، آلیاژسازی، توسعه‌ی نانوساختارها و استفاده از فرایندهای سطحی قابل اصلاح می‌باشد. روش‌های مختلف کامپوزیت‌سازی مبتنی بر روشهای ذوبی مثل رسوب در مذاب تجزیه شده (DMD)15، نفوذ مذاب فلز16، ریخته‌گری اغتشاشی17 و کوبشی18 می‌باشد.
به‌کارگیری روش‌های ذوبی در کامپوزیت سازی همان‌گونه که بیان شد به دلیل ایجاد معایبی چون ایجاد فاز مذاب، عدم کنترل فرایند، عدم توزیع یکنواخت ذرات تقویت‌کننده در زمینه و ایجاد ریزساختار غیرهمگن و دندریتی محدود شده‌ است. روش‌های حالت جامدی مثل متالورژی پودر19 به دلیل پر‌هزینه بودن، امکان ورود ناخالصی و حضور تخلخل‌ها و داکتیلیته و خواص تغییر شکل پلاستیک ضعیف کاربرد محدودی دارد [13و14]. به منظور بهبود خواص سطحی منیزیم، روش های پوشش‌دهی زیادی مانند استفاده از باریکه‌ی الکترونی و عملیات ذوب با اشعه‌ی لیزر و اسپری پلاسما20 نیز استفاده شده ‌است. به دلیل حضور فاز مایع در دمای بالای این روش‌ها، کنترل پارامترهای فرایند برای دست‌یابی به ساختاری ایده‌آل ضروری است؛ همین مسأله استفاده از این روش‌ها را محدود می‌سازد. روش‌های حالت جامد نظیر اتصال نفوذی در ایجاد پوشش به تجهیزات، دما و فشار بالایی نیاز دارد که منجر به محدودیت در استفاده از این روش‌ها می‌گردد [15]. در کنار فرایندهای بالا اخیراٌ فرایند اصطکاکی اغتشاشی مورد استفاده قرار گرفته که امکان ساخت نانوکامپوزیت‌های سطحی و بالک بدون عیب را فراهم‌ می‌کند [16]. لذا در ادامه ضمن معرفی این فرایند تعدادی از تحقیقات انجام گرفته در این زمینه بیان شده است.
مکانیزم فرایند اصطکاک اغتشاشی
فرایند اصطکاکی اغتشاشی یک فرآیند فراوری در حالت جامد می‌باشد و برای موادی به کار‌می‌رود که لازم است خصوصیات فلز پایه نظیر ابعاد آن تا حد امکان بدون تغییر باقی بماند. این فرآیند اغلب برای قطعاتی استفاده می‌شود که عملیات حرارتی تأثیر زیادی بر بازیابی خواص آن‌ها ندارد.
ایده‌ی اصلی فرآیند اصطکاکی اغتشاشی در چرخش یک ابزار دوار مصرف نشدنی (یک پین ویژه‌ی شیاردار) تحت یک سرعت مشخص است که روی سطح فلز قرار گرفته و نهایتاً به شیار وارد شده و در فلز نیز نفوذ می‌کند. در شکل 2-5 شمایی از ابزار مناسب فرایند اصطکاکی اغتشاشی نشان داده شده است. ابزار با چرخش و نفوذ در فلز پایه منجر به اثرات زیر می‌گردد: 1) گرم شدن قطعه ناشی از اصطکاک 2) جابه‌جایی و انتقال مواد توسط پین.
گرم شدن قطعه بوسیله‌ی اصطکاک منجر به حرارت متمرکز در اطراف پین شده و نرم شدن و سیلان مواد را به همراه دارد. سیلان مواد و حرکت آن‌ها در اطراف پین به ساختار هندسی پین بستگی داشته و با ساختار نهایی فلزی که تحت فرایند چکش‌کاری قرارگرفته قابل مقایسه می‌باشد. در جوشکاری اصطکاکی اغتشاشی مواد در گرمای بالا تغییر شکل زیادی می‌دهند و ساختار نهایی شامل دانه‌های کریستالی هم‌محوری است که خواص مکانیکی مطلوبی را به وجود می‌آورد [17]. در ادامه به بررسی پارامترهای مؤثر بر فرایند اصطکاکی اغتشاشی می‌پردازیم. این عوامل شامل 1) ابزار فرایند اصطکاکی اغتشاشی 2) سرعت چرخش و حرکت خطی ابزار 3) زاویه ابزار با سطح قطعه و4) عملیات حرارتی جانبی می‌باشد.
ابزار فرایند اصطکاکی اغتشاشی
ابزار فرایند اصطکاکی اغتشاشی از دو قسمت پین و شانه21 تشکیل شده، که هندسه‌ی پین و بخش پایینی ابزار نقش مهمی در تولید گرما و سیلان مواد دارد. گرمای مورد نیاز فرایند توسط هر دو عامل اصطکاک بین پین و قطعه، و سیلان مواد تأمین می‌گردد.
طراحی پین، تعیین‌کننده‌ی یکنواختی ساختار، خواص و بارگذاری می‌باشد. هندسه‌ی ابزار از پارامترهای مهم فرآیند اصطکاکی اغتشاشی‌ می‌باشد. از اثرات مهم هندسه‌ی پین و ابزار، تأثیر روی سیلان ماده است که میزان فشار وارده در حین بارگذاری و تغییرات ریزساختار نهایی را تعیین می‌نماید. قسمت شانه‌ی ابزار نیز می‌تواند صاف یا مقعر در نظر گرفته ‌شود. ابزاری مناسب است که دارای ویژگی‌های زیر باشد:1) نیروی فرایند را کاهش دهد. 2) حرکت مواد خمیری را آسان نماید3) اثرات مته‌کاری (سوراخ‌کاری) راکاهش دهد. 4) سطح بین پین و مواد خمیری را افزایش دهد. 5) اصطکاک و گرمای تولیدی را افزایش دهد. شکل پین تعیین‌کننده‌ی میزان اغتشاش مواد است. طرح‌ پین‌های مختلف در شکل 2-6 نشان داده شده است. پین مخروطی نسبت حجم جاروب شده به حجم پین را افزایش داده و مسیر کافی برای سیلان ماده فراهم می‌کند به همین دلیل نیروی مورد نیاز برای فرایند اصطکاکی اغتشاشی کاهش خواهد ‌یافت. پین استوانه‌ای رزوه شده منجر به برآمدگی سطح قطعه و در‌نتیجه افت خواص خمشی ورقه‌ها می‌گردد. استفاده از این پین در جوشکاری ورقه‌های ضخیم به دلیل نیاز به سرعت انتقال کم و سرعت چرخش بالا مطلوب نمی‌باشد. نقش رزوه‌های روی سطح پین شکستن لایه‌های اکسیدی، اغتشاش و ترکیب شدن بهتر مواد و کاهش عیب حفره می‌باشد. رزوه‌های چپ‌گرد پین با حرکت چرخشی ساعت‌گرد منجر به حرکت بهتر مواد به سمت پایین در طول پین می‌گردد. مثلثی نمودن پین ابزار جوشکاری، به صورت شکل 2-7 باعث افزایش جابه‌جایی مواد در اطراف پین می‌شود.
پین مخروطی خود به سه دسته‌ی 1) معمولی 2) رزوه شده 3) رزوه شده به همراه شیار تقسیم‌بندی می‌شود. پین مخروطی بدون رزوه منجر به عیب حفره گشته و استفاده از پین مخروطی رزوه شده نبز با ایجاد اغتشاش مناسب به استحکام بهتر منطقه‌ی جوش‌کاری شده می‌انجامد؛ هرچند منطقه‌ی اغتشاش ایجاد شده به‌وسیله‌ی این پین نسبت به نوع مخروطی رزوه شده با شیار، حجم کمتری دارد. پین مخروطی رزوه شده‌ی شیاردار با انتقال مواد به پشت ابزار منجر به بهتر مخلوط شدن مواد می‌گردد. با وجود مزایای بالا، پین مخروطی در مقایسه با انواع دیگر دما را بیشتر افزایش می‌دهد. پین استوانه‌ای شیپوری شکل با افزایش نسبت حجم جاروب شده به حجم پین، افزایش پهنای منطقه ی جوش، کاهش نیروی اعمالی و افزایش سرعت جوشکاری منجر به بهبود خواص خستگی و خمشی جوش شده است. علاوه بر این، با استفاده از پین شیاردار استحکام جوش به دلیل انتقال بهتر مواد به دام افتاده افزایش می‌یابد.
سطح ابزار معمولا به صورت مقعر با زاویه انحراف ˚6-10 ساخته می شود. ابزار با کف مسطح نمی‌تواند مواد را در خود به دام بیاندازد. علاوه بر این‌ها با وارد کردن فشار بیشتر به وسیله‌ی کج کردن ابزار به میزان 1-33 درجه از محور عمود بر سطح و در خلاف جهت حرکت، عیوب ناحیه‌ی جوش کاهش می‌یابد [20].
سرعت چرخشی (ω) و سرعت حرکت خطی پین بر سطح قطعه کار (v)
حرکت چرخشی ابزار باعث اغتشاش و مخلوط شدن مواد اطراف پین می‌شود. این کار منجر به حرکت مواد از جلوی پین به عقب پین می‌گردد. سرعت چرخش بالاتر به معنی تولید دمای بالاتر است، زیرا سرعت چرخشی هم‌زمان مخلوط شدن و اصطکاک را افزایش می‌دهد. بنا به دلایلی که قبلاً بیان شد با وجود منابع مختلف گرما در فرآیند اصطکاکی اغتشاشی عامل اصلی کنترل گرمای تولیدی، اصطکاک سطح ابزار با قطعه کار است که مانع از افزایش دمای یکنواخت قطعه با افزایش سرعت چرخش پین می‌گردد.
به دلیل این‌که حرکت طولی ابزار منجر به جاروب کردن مواد از جلوی ابزار به پشت ابزار می‌گردد، سرعت پیش‌روی ابزار از عوامل مؤثر در فرایند اصطکاکی اغتشاشی می‌باشد. علاوه ‌بر این هر دو عامل سرعت چرخشی و سرعت پیشروی هم‌زمان منجر به امتزاج و حذف لایه‌های اکسیدی و در نتیجه حذف محل شروع ترک و شکست در این قطعات می‌گردد [20]. در شکل 2-8 محدوده‌ی سرعت‌های حرکت خطی مجاز به ازای سرعت‌های چرخشی مختلف به منظور ایجاد نمونه‌های بدون عیب مشخص شده است. همان‌گونه که ملاحظه می‌شود با افزایش سرعت چرخش ابزار، بیشینه‌ی سرعت انتقالی مجاز نیز افزایش می‌یابد. بررسی شکل 2-9 در مورد تأثیر افزایش سرعت چرخشی بر اندازه دانه در آلیاژ AZ91، نشان می‌دهد که با افزایش سرعت چرخشی اندازه دانه‌ها نیز افزایش می‌یابد. پس طبق نتایج به دست آمده از این تحقیق سرعت چرخشی و انتقالی بر خلاف یکدیگر روی اندازه ذرات تأثیر می‌گذارند.
منحنی توزیع سختی در شکل‌های 2-10-الف و ب برای آلومینیوم 5083 نیز نشان می‌دهد که با افزایش سرعت چرخشی ابزار و کاهش سرعت حرکت طولی، سختی ناحیه‌ی اغتشاش کاهش می‌یابد. علت این پدیده به افزایش اندازه دانه‌های ساختار باز می‌گردد. از طرف دیگر کاهش بیش از حد سرعت چرخشی و افزایش سرعت حرکت طولی نیز منجر به کاهش بیش از حد عمق نفوذ ابزار و در نتیجه بروز عیب در قطعه می‌گردد [21].
زاویه ابزار با سطح قطعه

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

زاویه‌ی بین پین و قطعه از اهمیت ویژه‌ای برخوردار است. کج کردن 1 تا 3 درجه‌ای ابزار از محور عمود بر سطح و در نتیجه فشار بیشتر به مواد به دام افتاده در قسمت مقعر واقع در پشت ابزار منجر به فورج22 مواد و در نتیجه رفع عیوب ناگت23 در ناحیه ی اغتشاش می‌گردد. ابزار به دلیل تماس با سطح قطعه نقش مهمی در انتقال مواد از جلو به پشت پین بازی می‌کند. این تماس به طول پین بستگی دارد. اگر کف ابزار با سطح قطعه تماس خوبی برقرار نکند حرکت نامناسب مواد از جلوی پین به عقب آن کانال‌های داخلی یا سطحی ایجاد می‌کند. برعکس این مورد فشار زیاد به سطح قطعه کار نیز منجر به ایجاد عیب پلیسه می‌شود ]20[.
عملیات حرارتی جانبی
فرایندهای پیش‌گرم و پس‌گرم در تولید ریزساختار و دست‌یابی به سیلان مناسب در ماده حائز اهمیت هستند. برای مثال در موادی با نقطه ذوب بالا مثل فولاد و تیتانیوم یا در مس که هدایت حرارتی بالایی دارند، عملیات پیش‌گرم در کنار گرمای ناشی از اصطکاک و تلاطم منجر به تغییر شکل پلاستیک مناسب در ماده می‌شود. علاوه بر این پیش‌گرم منجر به واکنش به واکنش بهتر فازهای مختلف در ماده می‌گردد. در مورد موادی مثل منیزیم و آلومینیوم که نقطه ذوب پایین دارند، سرد کردن موجب کاهش رشد دانه و حذف تنش‌های پسماند24 می‌شود [17].
تحولات ساختاری فرایند اصطکاکی اغتشاشی

دسته بندی : پایان نامه ارشد

پاسخ دهید