تاثیر پارامترهای ترمومکانیکی بر رفتار بافت آلیاژ منیزیم 63AZ

مهدی کاویانی1، غلامرضا ابراهیمی*2
دانشجوی کارشناسی ارشد، دانشکده فنی و مهندسی، دانشگاه حکیم سبزواری، سبزوار، ایران
استادیار، دانشکده فنی و مهندسی، دانشگاه حکیم سبزواری، سبزوار، ایران
*ebrahimi@hsu.ac.ir
)تاریخ دریافت: 26/06/1394، تاریخ پذیرش: 06/10/1394(

چکیده
به منظور بررسی تاثیر پارامتر های ترمومکانیکی بر رفتار بافت آلیاژ منیزیم 63AZ، آزمون فشار گرم بر روی نمونه های اکسترود شده آلیاژ منیزیم 63AZ انجام شد. ابتدا نمونه ها در دو جهت اکسترود و جهت نرمال ماشین کاری شدند .سپس آزمون فشار گرم در دمای C° 250 و نرخ کرنش های
1-s 01/0 و 1-s 1 و کرنش های مختلف انجام شد .بررسی های ریزساختاری و تغییرات بافت نشان می دهد که در کرنش های اولیه تغییر شکل فشار گرم، در نمونه های جهت اکسترود، دوقلویی های کششی منجر به تقویت بافت قاعده در جهت نورد و دوقلویی های فشاری در نمونه های جهت نرمال باعث تغییر بافت به سمت جهت عرضی می شوند. همچنین با توجه به تغییرات بافت توسط تصاویر قطبی مشخص شده است که در کرنش های بالا در نمونه های جهت نرمال، تبلور مجدد دینامیکی منجر به کاهش شدت بافت قاعده شده است.

واژههای کلیدی:
آلیاژ منیزیم 63AZ، بافت، دوقلویی، تبلور مجدد دینامیکی.

1- مقدمه
آلیاژ های منیزیم به دلیل خواص مکانیکی مانند سفتی و استحکام ویژه بالا در صنایع خودروسازی و هوا-فضا ،استفاده می شوند. با این وجود، به دلیل شکل پذیری ضعیف آنها در دمای پایین کاربرد هایشان محدود می باشد. علت این امر عدم وجود پنج سیستم لغزش مستقل در دمای اتاق می باشد که برای تغییر شکل پلاستیک چندبلور ها طبق معیار ون میزز مورد نیاز است. سیستم های لغزش متداول در منیزیوم، لغزش قاعده  a، لغزش منشوری  a و لغزش هرمی درجه دوم   c a است. از طرف دیگر، دوقلویی های مکانیکی نقش مهمی را در تغییر شکل پلاستیک آلیاژ های منیزیم ایفا می کنند] 1-3[.
نتایج به دست آمده توسط Lee و همکارانش] 4[ در مدل سازی رفتار کارسختی ورق های آلیاژ منیزیم نشان می دهد که دوقلویی و لغزش می تواند بر رفتار تغییر شکل پلاستیک آلیاژ های منیزیم با توجه به جهت بارگذاری، بافت و ریزساختار، تاثیر گذار باشد. بر اساس جهات بارگذاری، دوقلویی های مکانیکی، در کنار لغزش نابجایی، در تغییر شکل شرکت می کنند] 5[.
902965805390

تاثیر جهت بارگذاری با توجه به زاویه آن نسبت به محور c مشخص می شود. تحت شرایط بارگذاری که ساختار بلوری در راستای محور c کشیده شود، دوقلویی های کششی با چرخش ساختار بلوری به میزان °86 پیرامون1120 منجر به ازدیاد طول در راستای محور c می شوند] 6-7[. در حالتی که بارگذاری فشاری در جهت موازی محور c باشد، حجم کوچکی از بلور ها توسط دوقلویی به منظور فشرده کردن محور c فعال خواهند شد که با نام دوقلویی فشاری شناخته می شوند ]8[.
عواملی همچون، بافت اولیه، اندازه دانه، کرنش، نرخ کرنش و دما تاثیر بسزایی بر رفتار دوقلویی دارند ]9-10[. در رابطه با تاثیر دما می توان گفت دوقلویی های تغییر شکل در دماهای پایین در دانه های بزرگ راحت تر تشکیل می شوند] 11[. چوی و همکارانش] 12[ پی بردند نرخ کارسختی نمونه های 31AZ که محور فشار آنها موازی با جهت نرمال) ND( بوده در مقایسه با نمونه هایی که محور فشار موازی با نمونه جهت نورد) RD( بوده بیشتر می باشد .پراساد و همکارانش] 13[ نیز مشاهده کردند تحت شرایط بارگذاری فشاری مختلف سیستم های لغزش متفاوتی می تواند در آلیاژ منیزیم 31AZ فعال شود.
به منظور بهبود انعطاف پذیری، شکل دهی آلیاژ های منیزیم در دماهای بالا صورت می گیرد. به همین جهت، مطالعاتی درباره رفتار تنش سیلان و تغییرات ریزساختار آلیاژ های منیزیم تحت فرآیند شکل دهی گرم مورد بررسی قرار گرفته است] 14-16[.
اثر نرخ کرنش و دما بر تنش سیلان و تسلیم، به مکانیزم کنترل کننده تغییر شکل و در نتیجه، به نوع بارگذاری، بافت و ریزساختار وابسته می باشد] 17-18[. علاوه بر دوقلویی و لغزش ،تبلور مجدد دینامیکی می تواند حین فرآیند های ترمومکانیکی مانند فشار، اکستروژن منجر به تغییرات بافت شود ]19[.
بنابراین با توجه به تاثیر بافت بر روی شکل پذیری آلیاژ های منیزیم و همچنین مطالعات اندکی که در رابطه با تاثیر پارامترهای ترمومکانیکی بر تغییر بافت آلیاژ منیزیم 63AZ صورت گرفته است، لذا هدف این پژوهش بررسی تاثیر بافت اولیه، میزان کرنش و نرخ کرنش بر رفتار بافت آلیاژ اکسترود شده 63AZ و نیز تغییرات ریز ساختار حین فرآیند فشار گرم می باشد.

2- مواد و روش تحقیق
در این تحقیق، از نمونه آلیاژ اکسترود شده 63AZ با قطر mm 55 استفاده شده است. به منظور بررسی رفتار کارگرم آلیاژ
63AZ، از دستگاه Zwick-Roell مدل 250Z برای انجام آزمون فشار گرم استفاده شد .به همین جهت ،نمونه هایی با قطر mm 8 و طول mm 12 با جهت فشار موازی با جهت اکسترود (ED) و عمود بر جهت اکسترود (ND) تهیه شدند )همان طور که در شکل 1 نشان داده شده است.( آزمون های فشار گرم در دمای C° 250 و در نرخ کرنش های 1-s-1 ،0/01 s 1 و کرنش های مختلف انجام شدند. بعد از آزمایش فشار به منظور بررسی ریزساختار، نمونه ها در آب کوئنچ شدند.

شکل )1(: تصویر شماتیک از نمونه های فشاری تهیه شده از میله اکسترود شده

به منظور بررسی ریزساختار و تغییر و تحولات ساختاری نمونه ها متالوگرافی شدند. برای آماده سازی سطح نمونه ها، ابتدا نمونه ها سمباده زنی شده و سپس پولیش مکانیکی انجام شد. برای بررسی ریزساختار نمونه ها و مشاهده دانه ها، محلول اچ استیک اسید )ml 10(، پیکریک اسید )gr 5(، آب) ml 10( و اتانول ) ml 70( مورد استفاده قرار گرفت .
بافت نمونه ها توسط XRD با استفاده از تفرق 8Bruker D و منبع Cu Kα با ولتاژ kV 40 و شدت جریان mA 40 و محدوده زاویه α بین °90-0 مورد بررسی و ارزیابی قرار گرفت. سپس تابع توزیع جهت) ODF( توسط تصاویر قطبی ناقص {002} با استفاده از نرم افزار TexTools تهیه شد.

نتایج و بحث
3-1- بررسی رفتار سیلان
نمودارهای تنش حقیقی-کرنش حقیقی نمونه های حاصل از آزمون فشار گرم در شکل 2 نشان داده شده است. همان طور که مشاهده می شود، منحنی های تنش سیلان برای هر دو حالت ED و ND ابتدا تا یک نقطه بیشینه افزایش می یابد و سپس با افزایش کرنش در اثر کار نرمی سطح تنش سیلان به دلیل وقوع تبلور مجدد دینامیکی افت پیدا می کند. همان طور که در شکل 2-الف مشاهده می شود یک تعادل دینامیکی در رفتار سیلان به دلیل تعادل بین کار سختی ناشی از افزایش دانسیته نابجایی ها و کارنرمی ناشی از تبلور مجدد دینامیکی حاصل می شود، به طوری که با افزایش کرنش ،سطح تنش تقریبا ثابت می ماند.
همان طور که در شکل 2-الف و 2-ب مشاهده می شود، در بررسی رفتار سیلان نمونه ها در نرخ کرنش یکسان مشاهده می شود که تنش تسلیم نمونه های ED نسبت به نمونه های ND پایین تر است )با خط چین در شکل 2 مشخص شده است(، که می تواند به دلیل راحت تر فعال شدن دوقلویی کششی باشد. بعد از نقطه تسلیم نیز، در ابتدا شیب ناحیه کارسختی با افزایش تنش به صورت خطی افزایش یافته است، که ناشی از دوقلویی های کششی می باشد. بنابراین، رخداد نقطه تسلیم در سطح تنش پایین تر و رفتار خطی ناحیه کار سختی بیانگر حضور دوقلویی های کششی در نمونه های ED می باشد] 1-2، 12[. اما در نمونه های ND، بعد از نقطه تسلیم یا به عبارت دیگر، در محدوده تغییر شکل پلاستیک با توجه به این که تقعر منحنی رو به پایین است می توان گفت لغزش قاعده حکم فرما بوده است. فعال شدن لغزش هرمی   c a منجر به جهت گیری مناسب صفحات بلوری برای لغزش قاعده به عنوان مکانیزم لغزش ثانویه می گردد ]12، 20- 21[. همچنین، حضور دوقلویی های فشاری و دوقلویی های دوتایی نیز منجر به جهت گیری مناسب صفحات بلوری برای لغزش قاعده می گردد] 8[ همان طور که توسط بارنت] 2[ و کبیریان] 8[ گزارش شده است. بنابراین سیستم لغزش هرمی و حضور دوقلویی های فشاری و دوتایی می توانند باعث جهت گیری آسان صفحات قاعده شوند .
در شکل 2-الف مشاهده می شود که تنش پیک نمونه های NDکمی بالاتر از نمونه های ED قرار دارد. در نرخ کرنش پایین اثر دوقلویی کششی در افزایش کارسختی نمونه های ED کاهش می یابد. همچنین در جهت ND به علت برش خوردن دانه ها توسط دوقلویی فشاری و دوتایی، تنش بیشینه در نتیجه اثر هال- پچ] 22[ افزایش می یابد و به میزان اندکی از نمونه های ED بالاتر می رود، در این شرایط تنش ناحیه پایدار نیز برای حالت ND بالاتر است] 23-24[. اما همان طور که در شکل 2-ب مشاهده می شود تنش پیک نمونه های ED بسیار بالاتر از نمونه های ND قرار دارد. بنابراین، نرخ کرنش های بالا باعث افزایش کار سختی بیشتری در نمونه های ED نسبت به ND می گردد. به دلیل این که در نرخ کرنش های بالا شرایط برای تشکیل دوقلویی های کششی در جهت ED بیشتر فراهم می شود و چرخش شبکه در اثر گسترش این نوع از دوقلویی ها منجر به محدودیت لغزش و افزایش کارسختی می گردد و همچنین افزایش کارسختی سبب افزایش تنش بیشینه شده و وقوع تبلور مجدد دینامیکی را به تاخیر می اندازد. بنابراین طبق اثر معروف بازینسکی دانسیته بیشتری از نابجایی های غیر متحرک ایجاد می گردد] 2، 25-26[. اما در نمونه ND به دلیل وقوع دوقلویی های فشاری و دوتایی و جهت گیری مناسب صفحات بلوری، لغزش آسان نابجایی ها به راحتی اتفاق می افتد و در نهایت تبلور مجدد دینامیکی در کرنش های پایین تری آغاز می گردد] 17-27[.
نکته دیگری که می توان به آن پی برد این است که با افزایش نرخ کرنش، میزان انعطاف پذیری افزایش یافته است. دلیل این امر را می توان مربوط به فعال شدن سیستم لغزش غیر قاعده ،مخصوصا لغزش هرمی   c a دانست .عسگری و همکارانش ]28[ نیز چنین رفتاری را در شبیه سازی بافت تغییر شکل آلیاژ منیزیم AZ31B تحت بارگذاری دینامیکی مشاهده کردند. 3-2- بررسی تحولات ریز ساختار بررسی های ریزساختاری نیز به خوبی وقوع و گسترش دوقلویی های مختلف در ناحیه کارسختی را نشان می دهد. همان گونه که در شکل 3-الف مشاهده می شود با افزایش کرنش در نمونه های ED دوقلویی های کششی با مورفولوژی ضخیم و عدسی شکل گسترش می یابند. در کرنش حدود 1/0 که حداکثر کرنش برشی در راستای محور c توسط دوقلویی اعمال می شود ،کسر حجمی دوقلویی های کششی به مقدار بیشینه خود می رسد .
اما در ادامه از میزان آنها کاسته شده همان طور که در شکل 3-

شکل) 2(: نمودار تنش حقیقی–کرنش حقیقی نمونه های ED و ND در نرخ کرنش های: )الف(: 1-s 01/ و ) ب(: 1-s

ب مشاهده می شود و در کرنش های بالاتر فقط دو قلویی های فشاری با مورفولوژی نازک و کشیده )شکل 3-ج( در ریزساختار به چشم میخورد. بررسی ریزساختار در نمونه های ND نیز بیانگر وقوع دوقلویی های فشاری از مراحل اولیه تغییر شکل است .بررسی ریز ساختار در نمونه های ND نیز بیانگر وقوع دوقلویی های فشاری از مراحل اولیه تغییر شکل است. همان طور که در شکل 3-د نیز مشاهده می گردد دوقلویی های فشاری با مورفولوژی نازک و کشیده تشکیل شده است.

شکل) 3(: ریزساختار فشار گرم در نرخ کرنش 1-s 1 نمونه ED در کرنش
حقیقی: )الف(: 075/0، )ب(: 15/0، )ج(: 25/0 و )د(: نمونه ND در کرنش حقیقی 1/0.
همان طور که در نمودار تنش حقیقی-کرنش حقیقی شکل 2مشاهده شد بعد از تنش بیشینه، فرآیند تبلور مجدد رخ داده اما باافزایش نرخ کرنش تبلور مجدد دینامیکی به تعویق افتاده است .در توجیه این رفتار می توان گفت با افزایش نرخ کرنش، نیرو محرکه تبلور مجدد و کار سختی، هر دو افزایش می یابند اما مورد دومی غالب تر می باشد، به عبارت دیگر کارسختی ناشی از تجمع نابجایی ها فرآیند غالب تغییر شکل می باشد. بنابراین ،کرنش و تنش پیک، با افزایش نرخ کرنش، افزایش می یابند .
علت افزایش کرنش نقطه بیشینه در نرخ کرنش بالا می تواند مربوط به لغزش هرمی باشد. تاثیر نرخ کرنش بر شروع تبلور مجدد و رفتار سیلان در چندین پژوهش] 29-30[ گزارش شده است .
بررسی های ریز ساختاری در دمای C° 250 و نرخ کرنش های 1-s 1 و 1-s 01/0 نشان می دهد به دلیل اینکه کار سختی بیشتری در نمونه های ED اتفاق می افتد کسر حجمی و اندازه دانه تبلور مجدد در نمونه های ED کمتر می باشد. همان طور که در شکل 4 مشاهده می شود در نرخ کرنش 1-s 01/0 )شکل 4-الف و 4-ب( اندازه و میزان دانه های تبلور مجدد برای نمونه های ED و ND شبیه یکدیگر بوده در حالی که در نرخ کرنش1-s 1 )شکل
4-ج و 4-د( اندازه دانه نمونه های ED نسبت بهND کوچک تر می باشد. با توجه به نمودار تنش حقیقی-کرنش حقیقی شکل 2 مشاهده می شود که در نرخ کرنش 1-s 01/0 تنش سیلان نمودار ها تقریبا مشابه یکدیگر بوده، بنابراین اندازه دانه های تبلور مجدد مشابه یکدیگر می باشد، اما در نرخ کرنش 1-s 1 تنش پیک نمونه های ND زود تر از نمونه های ED حاصل می شود لذا در نمونه های ND تبلور مجدد زودتر شروع شده و کسر حجمی دانه های تبلور مجدد یافته نسبت به نمونه های ED بیشتر می باشد. با مقایسه ریزساختار در نرخ کرنش های مختلف مشاهده می شود که نرخ کرنش بالا منجر به اندازه دانه ریز تری نسبت به نرخ کرنش پایین شده است به عبارت دیگر، اندازه دانه در نرخ کرنش 1-s 1 نسبت به نرخ کرنش 1-s 01/0 کوچک تر می باشد .با توجه به این که با افزایش دانسیته نابجایی ها و ایجاد مجدد بر بافت آلیاژ منیزیم 31AZ نورد شده اشاره کردند.

دوقلویی ها، انرژی بیشتری در ریزساختار ذخیره می گردد ،بنابراین مکان های جوانه زنی بیشتری برای دانه های تبلور مجدد فراهم می شود، با این وجود نرخ کرنش بالا نیرو محرکه رشد دانه های جدید را کاهش می دهد پس اندازه آنها کاهش می یابد .بوهلن و همکارانش] 31[ به نقش انرژی ذخیره شده در دانه ها بر تبلور مجدد دینامیکی در بررسی تاثیر مکانیزم های تبلور
1-E D s
شکل) 4(: ریز ساختار فشار گرم در نرخ کرنش 01/0: )الف(: ،
)ب(: ND ونرخ کرنش 1-s 1 )ج(: ED و )د(: ND

بوهلن و همکارانش] 32[ به نقش انرژی ذخیره شده در دانه ها بر تبلور مجدد دینامیکی در بررسی تاثیر مکانیزم های تبلور مجدد بر بافت آلیاژ منیزیم 31AZ نورد شده اشاره کردند. همچنین بر اساس تحقیقات وانگ و همکارانش] 33[، دوقلویی ها بر روی جوانه زنی DRX حین تغییر شکل گرم آلیاژ های منیزیم تاثیر گذار می باشند. جوانه زنی DRX در مرز دوقلویی و درون دوقلویی ها می تواند رخ دهد، به دلیل این که این نواحی دارای انرژی ذخیره شده بیشتری نسبت به زمینه بوده و بنابراین مکان های مرجحی برای DRX می باشند. در نتیجه تحت نرخ کرنش های بالا که کسر حجمی دوقلویی ها افزایش یافته است، با افزایش کرنش تبلور مجدد بیشتری نیز می تواند رخ دهد.
همان طور که در شکل 4-د مشاهده می شود، در کنار دانه های ریز حاصل از تبلور مجدد دینامیک، باند هایی در زاویه °45 نسبت جهت اعمال فشار تشکیل شدهاند .مطالعات صورت گرفته توسط دل وال] 34[ نشان می دهد تبلور مجدد دینامیک بر روی دوقلویی های فشاری و دوتایی عامل اصلی این پدیده می باشد. آنها بیان کردند که دوقلویی های دوتایی باعث جهت گیری مناسب صفحات قاعده برای لغزش آسان در باند برشی می گردند.

3-3- تغییرات بافت
شکل 5 نشان دهنده بافت نمونه اکسترود شده می باشد، که در آن صفحات قاعده عمود بر RD )جهت نورد=جهت اکسترود( قرار گرفتهاند. همان طور که در شکل مشاهده می شود ،صفحات قاعده (2000) به میزان °30-10 به سمت TD )جهت عرضی( جهت گیری کردهاند، به طوری که محور c دانه ها عمود بر جهت اکسترود می باشد. علت این رویداد ممکن است وجود باندهای برشی در نمونه باشد. این باندها در زاویه °35 نسبت به صفحه نورد و موازی با جهت عرضی تشکیل می شوند
.]35[

شکل )5(: تصویر قطبی نمونه اکسترود شده

همچنین وانگ و همکارانش] 33[ مشاهده کردند، زمانی که قطب های قاعده در جهتی تقریبا موازی با جهت ND قرار بگیرند، لغزش غیرقاعده ای نابجایی  a می تواند منجر به تطابق کرنش در راستای TD شود. با این وجود بافت مشاهده شده بافت معمول در آلیاژ منیزیم اکسترود شده می باشد ]15[.
شکل 6 تصاویر قطبی نمونه ED را بعد از آزمون فشار گرم در دمای C° 250 و نرخ کرنش 1-s 1 نشان می دهد. همان طور که در شکل 6-الف مشاهده می شود، صفحات قاعده در مرکز تصویر قطبی دارای تراکم بسیار زیادی بوده که نشان دهنده بافت قاعده ای (0002) غالب می باشد، که در آن دانه ها به گونه ای جهت گیری کرده اند که محور c آنها عمود بر RD می باشد. با اعمال کرنش بیشتر صفحات قاعده به سمت جهت RD جهتگیری می کنند )شکل 6-ب(، که این امر منجر به کاهشدانسیته قطب در صفحات قاعده شده است .

شکل) 6(: تصاویر قطبی نمونه های حاصل از آزمون فشار گرم در نرخ کرنش 1-s 1 و کرنش های: )الف:( 06/0 و )ب:( 1/0
ED

3726811059021

2261734360995

با توجه به شکل 6-الف مشاهده می شود در ابتدا صفحات قاعده موازی با جهت فشار قرار گرفته است و نشان دهنده بافت قوی می باشد. علت بافت قاعده ای شدید می تواند مربوط به دوقلویی کششی و لغزش قاعده ای باشد. با توجه به این که در ابتدای فرآیند تغییر شکل، لغزش قاعده و دوقلویی کششی {2101} می توانند تشکیل شوند .چوی و همکارانش] 12[ فعال شدن دوقلویی کششی و لغزش قاعده ای را در ابتدای تغییر شکل پلاستیک حین آزمایش فشار در جهت نورد ورق آلیاژ منیزیم 31AZ مشاهده کردند .کبیریان و همکارانش] 8[ نیز بیان کردند که فقط لغزش قاعده  a با تنش برشی بحرانی کم و دوقلویی کششی در ابتدای تغییر شکل پلاستیک در نمونه های ED حضور داشته، در حالی که سایر مکانیزم های تغییر شکل تاثیر چندانی در تغییر بافت نداشتهاند .همان طور که در شکل 6-ب مشاهده می شود با اعمال کرنش بیشتر دوقلویی های کششی بیشتری فعال شده و منجر به تطبیق کرنش پلاستیک در راستای محور c می شود. با توجه به این که جهت اعمال فشار عمود بر محور c )فشار در جهت موازی با صفحات قاعده( می باشد ،دوقلویی های فعال شده از نوع دوقلویی کششی  0211{2101} می باشند که منجر به چرخش صفحات شبکه به میزان 1120 86° نسبت به جهت گیری اولیه می گردد، به طوری که قطب های قاعده به سمت جهت RD متمایل شده و عمود بر جهت فشار قرار می گیرند، بسیاری از منابع فعال شدن دوقلویی های کششی را در ابتدای فشار در نمونه های ED مشاهده کرده اند ]12، 24، 36[.
شکل 7 تاثیر نرخ کرنش حین آزمون فشار گرم نمونه های ED را بر تغییرات بافت در دمای C° 250 و کرنش 1/0 نشان می دهد. در رابطه با تاثیر نرخ کرنش بر روی بافت می توان گفت که با افزایش نرخ کرنش، دوقلویی های کششی بیشتری تشکیل شده و گسترش یافته است. بنابراین همان طور که در شکل 7-الف و 7-ب مشاهده می شود با افزایش نرخ کرنش شدت قطب های قاعده در RD افزایش یافته که به دلیل افزایش دوقلویی هایی کششی بوده که منجر به تقویت بافت قاعده می شود به گونه ای که دانسیته قطب صفحات قاعده در جهت عمود بر جهت تنش فشاری تقویت می گردد. تقویت بافت قاعده با افزایش نرخ کرنش توسط استزینسکی و همکارانش] 32[ گزارش شده است. شکل 8 تصاویر قطبی آلیاژ منیزیم 63AZ نمونه های ND را در دمای C° 250 و نرخ کرنش 1-s 1 در کرنش های متفاوت نشان می دهد. همان طور که مشاهده می شود، ابتدا صفحات قاعده به سمت جهت عرضی (TD) چرخیده )8-الف( و سپس با اعمال کرنش بیشتر تمرکز بیشتر قطب ها در جهت RD می باشد )شکل 8-ب و 8-ج( اما در نهایت با اعمال کرنش بیشتر، قطب ها به سمت مرکز تصویر )شکل 8-د( متمایل شدهاند .

شکل 7. تصاویر قطبی حاصل از آزمون فشار گرم نمونه های ED در کرنش
1/0 و نرخ کرنش های: )الف(: 1-s 1/0 و) ب(: 1-s 1

همان طور که در شکل 8-الف مشاهده می شود صفحات قاعده به سمت TD چرخیده اند. با توجه به این که صفحات شبکه تقریبا در حدود °56 نسبت به جهت گیری اولیه یا بافت اولیه )شکل 5( به سمت TD تغییر جهت دادهاند ،و همچنین اعمال فشار در جهت عمود بر صفحات قاعده )موازی با محور c( بوده است ، لذا می توان نتیجه گرفت که دوقلویی فشاری عامل تغییرات بافت باشد] 34[. همان طور که در شکل های 8-ب و 8-ج مشاهده می شود، با اعمال کرنش بیشتر دوقلویی های بیشتری فعال شده و تغییر بافت چشم گیری مشاهده شده است به طوری که قطب ها در نزدیکی RD تجمع یافتهاند. علت این جهت گیری را می توان مربوط به دو عامل دانست، نخست، با اعمال کرنش بیشتر، دانه ها به گونه ای جهت گیری کرده که امکان فعالیت دوقلویی کششی فراهم بوده و با حضور دوقلویی کششی صفحات قاعده به میزان °86 چرخیده و در نزدیکی RD تجمع پیدا کرده اند. این موضوع در مطالعات منگ و همکارانش ]36[ مشاهده شده است. عامل دوم که فعال شدن لغزش هرمی می باشد .

شکل) 8(: تصاویر قطبی نمونه های ND
حاصل از آزمون فشار گرم در نرخ
کرنش 1-s 1 و کرنش های: )الف(: 075/0، )ب(: 1/،0 )ج(: 2/0 و )د(: 6/0
تحقیقات انجام شده] 8-9[ نشان داده است که لغزش هرمی  c a باعث فشرده شدن محور c می شود، بنابراین قطب هایقاعده از جهت فشار فاصله گرفته و به سمت RD در جهت گیری می کنند. با توجه به شکل 8-د در کرنش 6/0 مشاهده می شود که یکی از قطب ها به سمت مرکز تصویر متمایل شده و قطب دیگر به سمت TD جهت گیری کرده است. علت این تغییرات بافت می تواند ناشی از وقوع تبلور مجدد دینامیکی باشد. با مراجعه به نمودار تنش حقیقی-کرنش حقیقی شکل 2-ب مشاهده می شود که در کرنش 6/0 تبلور مجدد دینامیکی رخ داده است. وقوع تبلور مجدد منجر به کاهش شدت بافت قاعده شده، همچنین باعث می شود بافت حاصل از تبلور مجدد مشابه بافت اولیه شود با این تفاوت که شدت کمتری نسبت به بافت اولیه دارد] 37-39[.

4- نتیجهگیری
با افزایش میزان کرنش در نمونه های ED، وقوع و گسترش دوقلویی های کششی منجر به افزایش شدت بافت صفحات قاعده (0002) در جهت عمود بر جهت فشار شده است. به عبارت دیگر، وقوع دوقلویی های کششی منجر به تمرکز قطب های قاعده به سمت RD شده که در نتیجهی چرخش دانه ها می باشد به گونه ای که محور c آنها موازی با جهت فشار قرار گرفته است .
افزایش نرخ کرنش در نمونه ED، منجر به گسترش بیشتر دوقلویی کششی شده و در نتیجه تقویت بافت قاعده (0002) در جهت RD حاصل شده است .
افزایش میزان کرنش در نمونه ND، وقوع و گسترش دوقلویی های فشاری و دوتایی را سبب شده است. به علاوه، افزایش دانسیته صفحات قاعده (0002) در نزدیک RD مشاهده شده که می تواند ناشی از لغزش هرمی یا حضور دوقلویی های کششی باشد. در نهایت در کرنش های بالا می توان به نقش تبلور مجدد و تاثیر آن بر کاهش بافت قاعده اشاره نمود. 5- مراجع
M. R. Barnett, “Twinning and the ductility of magnesium alloys: Part I. “Tension” twinsˮ, Mater.
Sci. Eng, Vol. 464A, pp. 1-7, 2007.

M. R. Barnett, “Twinning and the ductility of magnesium alloys: Part II. “Contraction” twinsˮ, Mater. Sci. Eng, Vol. 464A, pp 8-16, 2007.

]3[ م. پاکشیر، ر. مدحت و خ مرشد بهبهانی ،”بررسی و مقایسۀ رفتار خوردگی آلیاژ منیزیم 91AZ ریختگی و تغییرفرمیافته بهروش اکستروژنبرشیساده”، فصلنامه علمی پژوهشی فرآیندهای نوین در مهندسی مواد ،2، 1394.

M. G. Lee, R. H. Wagoner, J. K. Lee, K. Chung & H. Y. Kim, “Constitutive modeling for anisotropic/asymmetric hardening behavior of magnesium alloy sheetsˮ, Int. J. Plast, Vol. 24, pp.
545-582, 2008.

G. Proust, C. N. Tomé, A. Jain & S. R. Agnew, “Modeling the effect of twinning and detwinning during strain-path changes of magnesium alloy AZ31ˮ, Int. J. Plast, Vol. 25, pp. 861–880, 2009.

P. G. Partridge, “The crystallography and deformation modes of hexagonal close-packed metalsˮ Metall. Rev, Vol. 12, pp. 169–194, 1967.

B. C. Wonsiewicz, “Plasticity of Magnesium Crystals, Massˮ, Inst. Tech (1966) PhD Thesis, 1966.

F. Kabirian, A. S. Khan & T. Gnaupel-Herlod, “Visco-plastic modeling of mechanical responses and texture evolution in extruded AZ31 magnesium alloy for various loading conditionsˮ, Int. J. Plast, Vol. 68, pp. 1-20, 2015.

S. R. Agnew, M. H. Yoo & C. N. Tome, “Application of texture simulation to understanding mechanical behavior of Mg and solid solution alloys containing Li or Yˮ, Acta Mater, Vol. 49, pp. 4277–4289, .1002

S. Godet, L. Jiang, A. A. Luo & J. J. Jonas, “Use of Schmid factors to select extension twin variants in extruded magnesium alloy tubesˮ, Scripta Mater, Vol. 55, pp. 1055–1058, .6002

M. R. Barnett, Z. Keshavarz, A. G. Beer & D. Atwell, “Influence of grain size on the compressive deformation of wrought Mg–3Al–1Znˮ, Acta Mater, Vol. 52, pp. 5093–5103, 2004.

S. H. Choi, E. J. Shin & B. S. Seong, “Simulation of deformation twins and deformation texture in an AZ31 Mg alloy under uniaxial compressionˮ, Acta Mater, Vol. 55, pp. 4181–4192, 2007.

Y. V. R. K. Prasad & K. P. Rao, “Effect of crystallographic texture on the kinetics of hot deformation of rolled Mg–3Al–1Zn alloy plateˮ, Materials Science and Engineering, Vol. 432A, pp.
170–177, 2006.

I. A. Maksoud & H. Ahmed, “Investigation of the effect of strain rate and temperature on the deformability and microstructure evolution of
AZ31 magnesium alloyˮ, Mater. Sci. Eng, Vol.
504A, pp. 40−48, .9002

P. Klimanek & A. Potzsch, “Microstructure evolution under compressive plastic deformation of magnesium at different temperatures and strain ratesˮ, Mater. Sci. Eng, Vol. 324A, pp. 145−150, 2002.

J. C. Tan & M. J. Tan, “Dynamic continuous recrystallization characteristics in two stage deformation of Mg-3Al-1Zn alloy sheetˮ, Mater. Sci. Eng., Vol. 339A, pp. 124−132, 2003.

S. Xu, W. R. Tyson, R. Eagleson, R. Zavadil, Z. Liu, P. L. Mao, C. Y. Wang, S. I. Hill & A. A. Luo, “Dependence of flow strength and deformation mechanisms in common wrought and diecast magnesium alloys on orientation, strain rate and temperatureˮ, Journal of Magnesium and Alloys, Vol. 1, pp. 275-282, 2013.

T. Al-Samman & G. Gottstein, “Room temperature formability of a magnesium AZ31 alloy:
Examining the role of texture on the deformation mechanismsˮ, Materials Science and Engineering, Vol. 488A, pp. 406-414, .8002

L. Jin, D. Lin, D. Mao, X. Zeng & W. Ding, “An electron back-scattered diffraction study on the microstructure evolution of AZ31 Mg alloy during equal channel angular extrusionˮ, J. Alloy Compd, Vol. 426, pp. 148-154, .6002

M. Knezevic, A. Levinson, R. Harris, R. K. Mishra, R. D. Doherty & S. R. Kalidindi, “Deformation twinning in AZ31: Influence on strain hardening and texture evolutionˮ, Acta Mater, Vol. 58, pp. 6230–6242, .0102

S. Xu, W. R. Tyson, R. Bouchard & R. Eagleson, “Tensile and Compressive Properties for Crashworthiness Assessment of a Large AZ31 Extrusionˮ, Mater. Sci. Forum, Vol. 618, pp. 527532, 2009.

S. G. Hong, S. H. Park & C. S. Lee, “Role of {10– 12} twinning characteristics in the deformation behavior of a polycrystalline magnesium alloyˮ, Acta Mater, Vol. 58, pp. 5873–5885, 2010.

D. Zhang & S. Li, “Orientation dependencies of mechanical response, microstructure and texture evolution in hot compression of AZ31 magnesium alloy processed by equal channel angular extrusionˮ, Mater. Sci. Eng, Vol. 528A, pp. 4982– 4987, 2011.

S. Abdsessameud & D. Bradai, “Microstructure and texture evolution in hot rolled and annealed magnesium alloy TRC AZ31ˮ, Canadian Metallurgical Quarterly, Vol. 48, pp. 433−442, 2009.

L. Jiang, J. J. Jonas, A. A. Luo, A. K. Sachdev & S. Godet, “Twinning-induced softening in polycrystalline AM30 Mg alloy at moderate temperaturesˮ, Scripta Mater, Vol. 54, pp. 771– 775, 2006.

N. Dixit, K. Y. Xie, K. J. Hemker & K. T. Ramesh, “Microstructral evolution of pure magnesium under high strain rate loadingˮ, Acta Mater, Vol.
87, pp. 56–67, .5102

]27[ ع. مرتضایی و م. شمعانیان ،”اثر عملیات حرارتی پیرسازی بر ریزساختار، خواص مکانیکی و مقاومت به خوردگی سوپرآلیاش پایه نیکل اینکونل 718″، فصلنامه علمی پژوهشی فرآیندهای نوین در مهندسی مواد ،4، 1394.

H. Asgari, J. A. Szpunar & A. G. Odeshi, “Experimental and simulation analysis of texture formation and deformation mechanism of rolled
AZ31B magnesium alloy under dynamic loadingˮ, Materials Science and Engineering, Vol. 618A, pp.
310-322, .4102

X. Fan, W. Tang, S. Zhang, D. Li & Y. Peng, “Effects of dynamic recrystallization in extruded and compressed AZ31 magnesium alloyˮ, Acta Metal, Vol. 23, pp. 334-342, .0102

T. Al-Samman, X. Li & S. G. Chowdhury, “Orientation dependent slip and twinning during compression and tension of strongly textured magnesium AZ31 alloyˮ, Mater. Sci. Eng, Vol.
527A, pp. .0102 ,3643−0543

J. Victoria-Hernandez, S. Yi, J. Bohlen, G. Kurz & D. Letzig, “The influence of the recrystallization mechanisms and grain growth on the texture of a hot rolled AZ31 sheet during subsequent isochronal annealingˮ, J. Alloy Compd, Vol. 616, pp. 189-197, 2014.

Styczynski, C. H. Hartig & J. Bohlen, “Cold rolling textures in AZ31 wrought magnesium alloyˮ, Scripta Mater, Vol. 50, pp. 943−947, 2004.

Y. Xin, M. Wang, Z. Zeng, G. Huang & Q. Liu, “Tailoring the texture of magnesium alloy by twinning deformation to improve the rolling capabilityˮ, Scripta Materialia, Vol. 64, pp. 986989, 2011.

J. Del Valle, M. T. Pérez-Prado & O. Ruano, “Texture evolution during large-strain hot rolling of the Mg AZ61 alloyˮ, Materials Science and Engineering, Vol. 355A,pp. 68-78, 2003.

Jain & S. R. Agnew, “Modeling the temperature dependent effect of twinning on the behavior of magnesium alloy AZ31B sheetˮ, Mater. Sci. Eng, Vol. 462A, pp. 29–36, 2007.

L. Meng, P. Yang, Q. Xie & W. Mao, “Analyses on compression twins in magnesiumˮ, Mater.
Trans, Vol. 49, pp. 710-714, .8002

R .Cottam, J. Roboson, G. Lorimer & B. Davis, “Dynamic recrystallization of Mg and Mg−Y alloys: Crystallographic texture developmentˮ, Mater. Sci. Eng, Vol. 485A, pp. 375−382, 2008.

S. E. Ion, F. J. Humphrey & S. H. White, “Dynamic recrystallization and the development of microstructure during the high temperature deformation of magnesiumˮ, Acta Metal, Vol. 30, pp. 1909−1919, 1982.

F. Xiong & C. H. J. Davies, “Strain path and temperature effects on texture and microstructure evolution of AZ31ˮ, Magnesium Technology. San Francisco, pp. .5002 ,222−712



قیمت: تومان