انجمن علمی ریخته گری ایرانirfs.ir/userfiles/file/final 113.pdfهرامــش...

انتشارات جامعه ریخته گران ایران / سال سی و پنجم / شماره 113 / پاییز و زمستان 1395

ISSN

102

8-38

97

قابل توجه عالقمندان به چاپ مقاله در فصلنامه تخصصي ریخته گري:

عالقمندان به چاپ مقاالت در فصلنامه ريخته گري، مي توانند مقاالت خود را بر اســاس الگــوي نگارش مقاالت به نشــاني

[email protected] ارسال كنند.

قابل توجه عالقمندان به نشریات تخصصي گروه انتشارات انجمن علمي ریخته گري ایران:

از كليــه اعضاي دانشــجويي، حقيقي و حقوقــي اين انجمن درخواست مي شــود هر گونه تغيير در نشــاني، شماره تماس يا شــماره دورنگار خود را به روابــط عمومي اين انجمن اطالع دهند. بديهي است در صورت صحيح نبودن نشاني پستي، اين انجمن هيچگونه مسئوليتي در قبال ارسال به موقع نشريات به

دريافت كنندگان نخواهد داشت.

صاحب امتیاز: جامعه ريخته گران ايران مدیر مسئول: دكتر پرويز دوامي

سردبیر: دكتر جالل حجازي مدیراجرایي: دكتر مهرداد عضو امينيان

هیات اجرایی:

مهندس اسداهلل اسالمی )فوالد طبرستان(

مهندس عبدالحميد قديمی )انجمن صنفي ريخته گري ايران(

مهندس مسعود شعبانی )انجمن علمی ريخته گري ايران(

هیات تحریریه:

)دانشگاه صنعتي شريف( دكتر حسين آشوری

)فوالد طبرستان( مهندس اسداهلل اسالمی

)انجمن علمی ريخته گری ايران( دكتر هاشم بنی هاشمی

)دانشگاه علم و صنعت ايران( دكتر جالل حجازی

)دانشگاه صنعت شريف( دكتر پرويز دوامی

)دانشگاه علم و صنعت ايران( دكتر مهدی ديواندری

)دانشگاه علم و صنعت ايران( دكتر سعيد شبستری

)دانشگاه آزاد اسالمی( دكتر نجم الدين عرب

) دانشگاه آزاد اسالمی( دكتر مهرداد عضو امينيان

)انجمن صنفي ريخته گري ايران( مهندس عبدالحميد قديمی

)دانشگاه اميركبير تهران( دكتر سيد محمد حسين مير باقری زیر نظر گروه انتشارات مجري طرح: نگارین پرتو )77530307(

نشاني نشريه: تهران، خيابان بهار شمالي، جنب اداره برق، شماره 174، طبقه سوم كدپستي: 1573635863

تلفن: 88827202-88824927، دورنگار: 88823490 Websit:www.irsf.ir

Email: [email protected] Telegram: irfs1359

تاييديه شــماره مطابــق 92/330/پ مورخ 92/5/26 مجله ريخته گري از ســال 1378 در پايگاه اســتنادي )ISC( علوم جهان اســامنمايه 0/112 تاثير ضريب با

گرديده است.

انتشارات جامعه ريخته گران ايران / سال سی و پنجم / شماره 113 / پاييز و زمستان 1395

ISSN

102

8-38

97

نشاني نشريه: تهران، خيابان بهار شمالي، جنب اداره برق، شماره 174، طبقه سومكدپستي: 1573635863 تلفن: 88827202-88824927، دورنگار: 88823490

Websit:www.irsf.ir Email: [email protected] Telegram: irfs1359

فهرست مطالب:

گزارش همايش ساالنه IMAT 2016 )دانشگاه شيراز( ........................................................................................ 2

بررسی تاثير سرعت سرد شدن بر رفتار انجمادی آلياژ منيزيم AZ91 به روش آناليز حرارتی......................... 5فرناز ياوری، سعيد شبستری

13 .................................................................... MAR-M302 بررسی ريزساختار سوپرآلياژ پايه کبالت ريختگی عابد جعفری، علی خرم، سيد محمد علی بوترابی

22..................................... GTD-111 اثر سرعت حرکت قالب در روش بريجمن برساختار انجمادجهت دار آلياژ محمد بابائی، سّيد مهدی عباسی، سّيد مهدی قاضی ميرسعيد، محمد مصطفايی

29........................... تأثير پارامترهای ريخته گری مرکب دوفلزی AL A356-AL 7075 برکيفيت فصل مشترک امير مشيری، ابوذر طاهريزاده، محمود مرآتيان، علی مالکی

34 ............................................................... IN-738LC بررسی علت شکست پره توربين گازی از آلياژ ريختگیحسن غياثی- محمد آقاجانلو

40 ............................................................ AlTi5B1 بررسی جوانه زايی آلياژهای آلومينيوم با افزودن جوانه زایاشکان نوری،حسين حسن نژاد

TiC بررسی خواص مکانيکی و ريزســاختار کامپوزيت زمينه آلومينيمی تقويت شده با نانو ذرات سراميکی پوشش داده شده به روش ريخته گری گردابی.................................................................................................... 45

محمد مافی، بهروز قاسمی، اميد ميرزايی

بررســی خواص مکانيکی نانوکامپوزيت زمينه آلومينيومی تقويت شــده با ذرات ســراميکی B4C به روش ريخته گری گردابی................................................................................................................................................... 50

محمدجواد عليا ، بهروز قاسمی، اميد ميرزايی

55 ......................................................................................... تکنولوژی ذوب و ريخته گری چدن های نيکل مقاومنجم الدين عرب

افزودنی های مصنوعی، راه گشايی برای قالب ها و ماهيچه ها........................................................................... 62مهرداد عضو امينيان

2ریخته‌گری

سال سی و پنج - شماره 113 - پاییز و زمستان 1395

IMAT 2016 گزارش همایش ساالنه) دانشگاه شیراز (

دهمين كنفرانس مشــترک انجمن علمــی ريخته گری ايران و انجمن مهندســين متالورژی ايران در روز های 18 و 19 آبان ماه در دانشگاه شيراز برگزار گرديد. در اين همايش دو روزه ســخنرانی های مختلف تخصصی، علمی و كاربردی ارائه گرديد. تعداد كل مقاالت پذيرش شــده در اين همايش 757 مقاله بوده است كه شامل 143 مقاله التين و 614 مقاله

فارسی بود.محورهای اصلی اين كنفرانس شامل موضوعاتی از جمله تجاری ســازی مواد و فرآيند های نوين، نقش مهندسی مواد در پدافنــد غير عامل، فرآيندهای ريخته گری، شــکل دهی، جوشــکاری، متالورژی پودر، مدل سازی و شبيه سازی در مهندســی مواد و متالورژی، نقش مهندسی مواد در افزايش بهــره وری نيروگاه ها، مواد نوين شــامل كامپوزيت ها، نانو مــواد، بيو مواد، آمــوزش و انتقال فناوری در مهندســی و علم مواد، متالورژی اســتخراجی، توليد آلياژها و سنتز مواد، بازرسی فنی و بررسی های غير مخرب، مديريت راهبردی در مهندسی مواد، سراميک های مهندسی، خوردگی و حفاظت و

رنگ و پوشش بود.پروفسور جالل حجازی، رييس انجمن علمی ريخته گری ايران، ســخنران اصلی مراســم افتتاحيه اين همايش بود كه

متن آن در ذيل آورده شده است:"ســالم، خوش آمديد. پنجمين كنفرانــس بين المللی،

دهمين همايش مشترک، بيستمين كنگره انجمن مهندسين متالورژی، بيســت و هشتمين ســمينار ساالنه انجمن علمی ريخته گری ايران)جامعه ريخته گران( را آغاز می كنيم. اين چندمين ها را عمداً پشــت ســر هم مطرح ميکنم تا ســابقه پيوســتگی در روند تکاملی يک تفکــر انجمنی را نيز مطرح

كرده باشم.اين پيوستگی و تداوم بدون پشتيبانی همه جانبه مديران و مهندسان صنايع، اســتادان و دانشجويان دانشگاه ها امکان پذير نبود، اگر ميخواســتيم فقط نام تمام كسانی كه در اين همايش ها،كنگره ها و در انجمن ها از بدو تاســيس به عنوان هيئت مديره، گروه های آموزش، انتشــارات، تحقيق و توسعه، آمــار، كتابخانه، دبيری علمــی و اجرايی همايش ها، مديران

3ریخته‌گری سال سی و پنج - شماره 113 - پاییز و زمستان 1395

و مهندســانی كه با پشــتيبانی همه جانبه به ياری انجمن ها آمدند ياد كنيم، اين ســخن بســيار طوالنی می شــد ولی به همين بســنده می كنيم كه همه آنها در تداوم و پيوســتگی فعاليت انجمن هــا آمدند و از تمامی آنان تشــکر و قدردانی می كنيم، هر چند ممکن است به تکرار مکررات تعبير شود، ولی وظيفه ما اســت كه به تمام كسانی كه راهياب تثبيت و بقــای انجمن ها بوده اند، ادای دين كنيم و ياد و خاطره آنان

را گرامی بداريم.اينک در شيراز ميهمان دانشگاه شيراز و بخش مهندسی مواد اين دانشــگاه هســتيم. هنوز خاطره سال 1384 را به خاطر داريم و اين خاطرات به اندازه ای شيرين بود كه وقتی پيشــنهاد شفاهی بخش مهندســی مواد اين دانشگاه توسط دوســت بسيار عزيزم، جناب آقای دكتر جانقربان مطرح شد، هيئت مديــره دو انجمن به اتقاق با آن موافقت كردند، چون می دانستيم همه چيز در جای خود و به درستی برنامه ريزی و اجرا می شود و در كنار آن يکبار ديگر در شيراز ، شهر شعر و ادب و هنر و علم ايران گرد هم می آييم، با همه خاطرات و

گفته ها و شنيده های آن سال. به نمايندگی از طرف انجمن مهندسين متالورژی ايران و جامعه ريخته گران ايران سپاسگزاری می كنم از رياست محترم دانشگاه شيرازجناب آقای دكتر مجيد ارشاد، رياست محترم دانشکده مهندســی جناب آقای دكتر محمد جواد عابدينی، رياست محترم بخش مهندسی مواد جناب آقای دكتر مهدی جاويدی و جناب آقای دكتر زبرجد دبير همايش، جناب آقای دكتر ابراهيمی دبير علمی همايش و جناب آقای دكتردانش منش دبير اجرايی همايش. خســته نباشيد. صميمانه برايتان

آرزوی موفقيت و سالمتی می كنم.همچنين بايد تشــکر كنم از كليه استادان، دانشجويان، مقاله دهندگان، داوران ، اعضای هيئت علمی دانشــگاه ها و موسســات آموزش عالی، شركت ها و واحد های صنعتی كه با حمايت های علمی و مالــی خود امکان برگزاری اين همايش

را فراهم ساختند."اينــک به پيام انجمن های مهندســين متالورژی و علمی

ريخته گری ايران می رسيم:توســعه كمی و كيفــی آموزش در شــاخه های مختلف مهندســی مواد و متالورژی و توســعه كمی و كيفی صنايع متالورژی ايران بر كسی پوشيده نيست، اين رشد ها را می توان در كميت دانشجويان، پژوهش، دوره های تحصيالت تکميلی، مقــاالت داخلی و بين المللی، هيئت علمی دانشــگاه ها و به ويژه رأس هــرم اعضای هيئت علمی، ميــزان و تنوع توليد محصوالت، كميت و كيفيت صنايع، مراكز پژوهشی مستقل و

وابسته به صنايع و يا دانشگاه ها و مراكز دانش بنيان به خوبی مشاهده كرد.

اما در كنار چنين رشد هايی، چالش هايی را هم داريم كه در رأس آن نبود توازن منطقی بين نيازهای صنعت به نيروی انسانی و رشد كمی فارغ التحصيالن دانشگاه ها قرار می گيرد، در حقيقت فرآيند )نياز- اشــتغال- نيرو( در اين روندها ديده

نشده است.دانشــگاه ها اعم از دولتی، آزاد و غير انتفاعی در هر ســه مقطــع تحصيلی و به ويژه در دوره هــای تحصيالت تکميلی دانشــجو می پذيرند، صنايع هم با توجه به ســابقه آن ها كه بسياری از آن ها بعد از انقالب به وجود آمده اند، از نظر نيروی انســانی تا حدود زيادی اشباع شــده اند و نتيجه آن افزايش جوانــان با مدارک تحصيلی كارشناســی و باالتــر و بيکاری عام و بيکاری از تخصص شــده است. متاسفانه در اين راستا برنامه های ديگری نيز وجود دارد ، بســياری از ســازمان ها و نهادهای اجرايی و حتی بعضی از انجمن ها نيز به ايجاد مراكز آموزشــی خاص خود می پردازند )خوشبختانه اين فرآيند در

شاخه های مهندسی متالورژی بسيار كم ديده شده است(با توجه به چنين بحرانی، سه چالش مهم كه در زير آورده شده است، پيش روی دانشگاه و صنعت است و انجمن ها بايد نقش موثر و كليدی خود را در حل آن ها ايفا نمايند. متاسفانه از سوی وزارت علوم، تحقيقات و فناوری كه وظيفه اصلی در

اين مهم دارد، تاكنون كاری صورت نگرفته است.1( برنامــه ريزی برای ترســيم و تدوين ســيمای نياز-

اشتغال- نيرو و كوشش برای گنجاندن در برنامه های خود،هــر چنــد هزينه های بااليــی دارد و شــايد كمک های مالــی چندانی را هــم نتوانيم جذب كنيــم. در اين چالش، همکاری های بخش صنعت و به ويژه صنايع بزرگ و بخش های مستقل پژوهشــی و خدمات، ضرورت تام دارد ولی مهمتر از آن همکاری كامل انجمن های فعال در مهندســی متالورژی، مواد و شاخه های مختلف آن مثل ريخته گری، آهن و فوالد،

جوشکاری و ... است.2( شــرح وظايف مهندســان در صنايع و نياز به مدارک تحصيلی مناسب آن شغل و شرح وظايف و هدف های اشتغالی مقاطــع مختلف تحصيلی اســت كه هر يک چــه وظايفی را می تواننــد و بايد انجام دهند و برنامه آموزشــی آن ها چگونه بايد باشــد، به كارگيری يک فارغ التحصيــل دكترا به جای يک كارشــناس، فقط در ايران ديده می شود و نتيجه آن هدر رفتن ســرمايه گذاری در آموزش و دلسردی است، انجمن ها می توانند با همکاری كارشناســان صنعتی و دانشگاهيان و با

همکاری بين خود در اين راستا گامهای مهمی بردارند.



3( در صنايــع كشــور بصورت عام يا خــاص، هر كس با هر درجه تحصيلــی، نيازمند آموزش هــای اوليه وكارورزی اســت كه به هيچ مــدرک تحصيلی منجر نمی شــود و اين آموزش ها را می توان غير كالســيک ناميــد. نقش انجمن ها در تکميل آموزش های دانشــگاهی و كالسيک از سال ها قبل وجود داشــته اســت. گروه های آموزش انجمن ها از فعالترين

بخش های انجمنی هستند.در اين راستا برنامه های كوتاه مدت و ميان مدت ، طراحی و اجرا می شــود و انجمن ها در اين راســتا بــا بهره گيری از ديدگاه های تخصصی مهندســان صنايع و استادان دانشگاهها نسبتاً موفق بوده اند ولی مشکل اصلی، مشکل فرهنگی است و چگونــه می توانيم در تغيير نگرش فرهنگی از مدرک گرايی به گواهی نامه های انجمنی موفق شويم. اين مهم كاری بسيار دشوار است و تنها صنايع و مديران صنعتی كشور می توانند با برنامه ريزی صحيح، در اين تغيير نگاه فرهنگی، نقش اصلی را داشته باشند و انجمن ها بايد در اين راستا تالش و كوشش

مضاعفی داشته باشند.چالش های فوق هر چند ظاهراً ســاده، ولی فايق آمدن بر آنها بسيار مشکل است و فقط عالقه به جوانان، آينده كشور و برنامه ريزی درست، راهگشاست وكمک همگان را می طلبد.پس از ســخنرانی دكتــر حجازی ، پروفســور النگدن از انگلســتان، دكتر دالداســو از ايتاليا، دكتر شاهوردی از بنياد نــوآوری و شــکوفايی، دكتر مالکيــان از كانادا و پروفســور عباســچيان از آمريکا، دكترغفاری نظری از ايتاليا و پروفسور مــدو از آمريکا بصــورت ويديو كنفرانس بعنوان ســخنرانان

كليدی به ايراد ســخنرانی پرداختنــد. همچنين از دكتر رضا محمودی

از دانشــگاه تهران، دكتر علی حائريان اردكانی دانشــگاه صنعتی سجاد مشــهد و مهندس متحدی بعنوان سخنرانان

مدعو دعوت به عمل آمد و به ايراد سخنرانی پرداختند.همچنين دو كارگاه آموزشــی با عنوان آشنايی با قابليت نرم افــزار Deform در آناليز فرآيندهای شــکل دادن فلزات توســط آقای دكتر پرديس از دانشگاه شيراز و ثبت اختراع و پتنت توســط آقايان دكتر ميرزايی و دكتر برنايی ازستاد نانو

برگزار گرديد.نمايشگاه جانبی نيز همزمان با همايش در جوار سالن های همايش در 15 غرفه نظر گرفته شــده كه شامل تجهيزات آزمايشــگاهی، فروش كتب تخصصی و صنايع دســتی شهر

شيراز بود، برپا و برگزارگرديد. در اختتاميــه همايــش از آقای دكتر ســيد محمد علی بوترابی اســتاد دانشــگاه علم وصنعت ايران به عنوان استاد برجســته و آقای مهندس غروی از شــركت چدن سازان به عنوان مهندس برجســته تقدير بعمل آمــد. همچنين از 18 پوســتر برتر همايش تقدير شد و جوايزی )ربع سکه( به رسم

يادبود از سوی شركت فراسان شيراز اعطا گرديد.عالوه بر اين از دبيران انجمــن علمی ريخته گران ايران جناب آقــای مهندس رزاقی و انجمن مهندســين متالورژی ايران جناب آقــای مهندس جزايری به پاس زحمات چندين ســاله ايشــان تقدير و تشــکر بعمل آمد و در انتها از دست اندركاران و دبيران همايش تشکر و قدردانی گرديد.

شکل1( عکس يادگاری شرکت کنندگان در همايش IMAT 2016 در دانشگاه شيراز


بررسی تاثیر سرعت سرد شدن بر رفتار انجمادی آلیاژ منیزیم AZ91 به روش آنالیز حرارتی

فرناز ياوری1، سعيد شبستری2

)[email protected]( 1- دانش آموخته كارشناسی ارشد، دانشکده مهندسی مواد و متالورژی، دانشگاه علم و صنعت ايران )[email protected] ( 2- استاد، دانشکده مهندسی مواد و متالورژی، دانشگاه علم و صنعت ايران

Effect of cooling rate on solidification characteristics of AZ91 magnesium alloy using cooling curve thermal analysis

F .Yavari1, S.G. Shabestari2

1- M.Sc. graduated, School of Metallurgy and Materials Engineering, Iran University of Science and Technology (IUST)

2- Professor, School of Metallurgy and Materials Engineering, Iran University of Science and Technology (IUST)

چکيدهامروزه آلياژهای منيزيم به دليل چگالی پايين و اســتحکام ويژه باال مورد توجه صنايعی از جمله خودروسازی و هوافضا قرار گرفته اند. با توجه به تاثير مســتقيم شــرايط انجمادی بر ريزساختار يک آلياژ و تاثير ريزساختار بر خواص يک قطعه ريختگی، ايجاد شرايط مناسب ريخته گری و انجمادی برای اين آلياژها از اهميت ويژه ای برخوردار اســت. دراين تحقيق از روش آناليز حرارتی منحنی های ســرد شدن برای مطالعه مشخصه های انجمادی يکی از پركاربردترين آلياژهای منيزيم يعنی آلياژ AZ91 استفاده شده است. بدين منظور منحنی های ســرد شدن اين آلياژ AZ31 در شش سرعت سرد شدن متفاوت از طريق آناليز حرارتی رسم شده و تاثير سرعت سرد شدن مشخصه های انجمادی آن بررســی شده است. نتايج نشان داده اســت كه تغييرات سرعت سرد شدن مشخصه های جوانه زنی و رشد دندريت های اوليه، دامنه انجماد و دمای پايان انجماد، و مشــخصه های واكنش يوتکتيک تاثير گذار اســت. به گونه ای كه افزايش ســرعت سرد شدن موجب افزايش دمای جوانه زنی دندريت های اوليه، افزايش دامنه انجماد و كاهش دمای واكنش يوتکتيک می شــود. ريز ساختار و فازهای تشکيل

شده نيز مورد بررسی قرار گرفت.

کلمات کليدی: آناليز حرارتی، انجماد آلياژ AZ91، سرعت سرد شدن، ريزساختار

Abstract: The application of cast magnesium alloys as the lightest structural metal is increasing due to the requirement for weight reduction in the automotive and aerospace industries. Most commercial magnesium alloys are based on the Mg-Al system (AZ and AM alloys) and casting is the most commonly used production process for magnesium components. Mechanical properties of cast alloys are strongly depend on their as-cast microstruc-ture and it is related to solidification and cooling condition. In this research solidification characteristics of the most widely used Mg alloys, AZ91 alloy, has been investigated using cooling curve thermal analysis technique. For this purpose, cooling curves of AZ91 alloy have been plotted in six different cooling rates. The results show that by increasing cooling rate, the nucleation temperature of primary dendrites is increased and the nucle-ation temperature of eutectic phases is decreased. Microstructure and phases have also been investigated.

Key words: thermal analysis, solidification, AZ91 magnesium alloy, cooling rate, microstructure



1- مقدمهامروزه منيزيم به عنوان ســبک ترين فلز ســاختاری مورد توجه صنايع هوافضا و خودروسازی قرار گرفته است. جايی كه كاهش وزن به دليل كاهش مصرف ســوخت از اهميت ويژه ای برخوردار اســت. منيزيم به دليل برخورداری از نسبت استحکام به وزن باال، جايگزين مناسبی برای به كارگيری در خودروهای سبک می باشد. همين امر موجب توجه محققان به توسعه ی آلياژهای منيزيم در دهه های اخير شده است. با اين حال هنوز هم كاربرد منيزيم در مقايسه با فلزاتی از قبيل آهن و آلومينيم، به دليل مشــکالتی كه در فرآيند ريخته گری قطعات منيزيمی وجود دارد و ضعيف بودن استحکام در دمای باال و

مقاومت به خوردگی بسيار كم تر است ]5-1[.بيشــتر آلياژهای تجاری منيزيم، آلياژهای پايه Mg-Al هستند. آلياژهای Mg-Al در مقايســه با ساير آلياژهای منيزيم ارزان قيمت بوده، قابليت ريخته گری خوبی مخصوصا به روش دايکســت دارند و خواص مکانيکی خوبی در دمای اتاق از خود نشان می دهند ]4، 5[. از آنجايــی كه ريخته گــری اصلی ترين فرآينــد توليد قطعات منيزيمی به شمار می رود و با توجه به اين كه خواص قطعات متاثر از ريز ســاختار آن هاست و ريزســاختار يک قطعه نتيجه مستقيم تركيب شــيميايی و شــرايط انجمادی آن اســت، مطالعه شرايط انجمــادی اين آلياژهای به منظور كنتــرل پارامترهای انجمادی و دســتيابی به خواص مطلوب اهميت ويــژه ای خواهد يافت. يکی از روش های رسيدن به اين هدف، بررسی انجماد يک آلياژ با استفاده از روش آناليز حرارتی منحنی های ســرد شدن است. در اين روش يــک ترموكوپل داخل قالبی كه نمونه درون آن ريخته شــده و در حال انجماد اســت قرار می گيرد و تغييرات درجه حرارت در حين انجماد نمونه از طريق يک مبدل به كامپيوتر ارسال می شود. با رسم منحنــی دما-زمان در حين انجماد نمونــه، توليد اطالعات مربوطه و تحليــل آن با كمک كامپيوتر و با اســتفاده از روش های رياضی

می توان به نتايج كمی و كيفی مطلوبی دست يافت ]9-6[.منحنی ســرد شــدن هر آلياژ، تعيين كننده رفتار انجمادی و تغييرات فازی آن اســت. بر اســاس وجود گرمای نهان تحوالت و دگرگونی های فازی، تغييرات شيب هايی در منحنی های دما - زمان )منحنی های ســرد شدن( حاصل می شود. هر تغيير شيب يا نقطه عطف روی منحنی اصلی، به صورت يک پيک بيشــينه و يا كمينه روی منحنی مشتق اول ظاهر می شود و در عين حال منحنی مشتق دوم در همان نقطه از خط صفر عبور می كند. بنابراين با اســتفاده منحنی سرد شدن و مشــتقات آن، می توان تحوالت فازی و نحوه انجماد را مطالعه نموده و با ديگر عوامل مانند تغييرات ســاختاری، مشخصات فازها، دماهای گوناگون، خواص مکانيکی و غيره ارتباط

كمی و كيفی برقرار نمود ]9-6[.قابليت آناليز حرارتی و منحنی های ســرد شدن، پتانسيل های

مختلفی را برای بهره گيــری از آن در موارد گوناگون ريخته گری و انجماد به وجود آورده است كه شامل زمينه های تحقيقاتی و كنترل كيفی در واحدهای ذوب و ريخته گری است. در تحقيقات مختلف، بررســی مکانيزم هــای انجماد فلزات از اهميــت خاصی برخوردار است. اين بررسی ها شــامل تعيين دقيق درجه حرارت های تغيير فاز )دمای منحنی مايع، دمــای منحنی جامد و دمای واكنش های يوتکتيک(، تشکيل فازهای مختلف، محاسبه ميزان گرمای حاصل از تغيير فاز، مکانيزم تشــکيل فازهــای مختلف، اندازه گيری تحت تبريــد و تغييرات درصد فاز جامد بــا درجه حرارت و زمان، تعيين درجه اصالح ســاختار فازهای يوتکتيک و تعيين نقطه كوهرنســی دندريت1 اســت و حاصل چنين تحقيقاتی می تواند، رسم دياگرام های فازی تعادلی و غيرتعادلی، محاســبه ســرعت انجماد، سرعت جوانه زنی و ســرعت رشد و ارتباط آنها با پارامترهای مختلف، تاثير عناصــر مختلف بر مکانيزم انجماد فلزات و تعيين پارامترهای مورد

نياز برنامه های شبيه سازی باشد ]19-9[.با توجه به تحقيقات ناچيز كه در زمينه بررســی مشخصه های انجمادی آلياژهای منيزيم انجام گرفته و نيز رشــد روزافزون كابرد اين آلياژها )به ويژه آلياژهای پايــه منيزيم – آلومينيم( در صنايع خودروســازی و هوافضا، در اين تحقيق به بررســی مشــخصه های AZ91 انجمــادی يکــی از پركاربردترين آلياژهای منيزيــم يعنیپرداخته شــده اســت. در اين راســتا تاثير سرعت ســرد شدن بر مشــخصه های انجمادی اين آليــاژ از جمله دمای شــروع و پايان انجماد، دامنه انجماد و مشــخصه های واكنش يوتکتيک و همچنين ريزساختار آلياژ AZ91 مورد بررسی قرار گرفته است كه می تواند به بهبود كيفيت و خواص قطعات توليدی از اين آلياژهای كمک نمايد.

2- مواد و روش تحقيق ،AZ91 اين تحقيق در ســه مرحله انجام شده است: توليد آلياژ

آناليز حرارتی و بررسی های ريزساختاری

2-1- آلياژ سازیبرای آلياژ سازی ابتدا شمش منيزيم خالص درون بوته فوالدی و با اســتفاده از كوره مقاومتی، تحــت محافظت گاز آرگون و پودر فالكــس Magrex برای محفاظت از مذاب در برابر اكسيداســيون، ذوب شد. سپس مقدار مورد نياز آلومينيم و روی توزين و به مذاب منيزيم اضافه گرديد و با استفاده از يک همزن فوالدی به مدت يک دقيقه به خوبی همزده شــد. )الزم به ذكر است فوالد حالليتی در مذاب منيزيم ندارد(، مذاب آماده شده در دمای 700 درجه سانتی گراد درون قالب فوالدی شمش ريزی كه از قبل پيش گرم شده، به آرامی و از ارتفاع كمتر از يک سانتی متر ريخته شد تا از ايجاد تالطم 1- Dendrite coherency point


و تشــکيل فيلم های اكسيدی در حين ريختن جلوگيری شود. پس از ريختن مذاب در قالب مقداری پودر گوگرد روی سطح آزاد قالب ريخته شــد تا از اكسيد شدن آن جلوگيری كند. الزم به ذكر است كه در تمامی مراحل خروج مذاب از كوره و ريختن آن در قالب گاز آرگون روی سطح مذاب نگه داشته شد. در نهايت برای تعيين دقيق تركيب آلياژ آماده شده، آزمايش كوآنتومتری بر روی آن انجام شد.

تركيب شيميايی آلياژ در جدول 1 ارائه شده است.

جدول 1( ترکيب شيميايی آلياژ AZ91 مورد استفاده در اين تحقيقMgZnAlنام عنصر

درصد وزنی )%(1/029/36عنصر پايه

2-2- آناليز حرارتیبرای هر آزمايش آناليز حرارتــی ابتدا حدود 150 گرم از آلياژ AZ91 مجــددا ذوب گرديد. يــک ترموكوپل نــوع K و از جنس

)كرومل-آلومل( با استفاده از پايه و گيره بورت به گونه ای در مركز قالــب مورد نظر ثابت شــد كه فاصله نوک آن تــا كف قالب حدود 2/5 سانتی متر باشد. سپس مذاب آماده شده به آرامی درون قالبی بصورت فنجانک كه ترموكوپل داخل آن قرار داده شده بود، ريخته شــد. برای محافظت از مذاب ريخته شــده در قالب در برابر اكسيد شــدن، روی ســطح قالب مقداری پودر Magrex ريخته شد و گاز آرگون تا هنگامی كه سطح قالب منجمد شود روی قالب نگه داشته شــد. پس از ريخته شــدن مذاب درون قالب تغييرات دمايی نمونه در حين ســرد شدن از طريق ترموكوپل به دستگاه آناليز حرارتی و پس از آن به كامپيوتر منتقل شــده و ثبت گرديد. در نهايت نمودار

تغييرات دما بر حسب زمان در حين انجماد ترسيم گرديد. برای دستيابی به ســرعت های سرد شدن مختلف از قالب هايی با جنس مختلف شــامل: ماسه CO2، شاموتی، گرافيتی و فوالدی با

ضخامت های متفاوت استفاده شده است.

2-3 بررسی های ريزساختاریبــه منظور مطالعه ريزســاختار، نمونه ها از قســمت قرارگيری نــوک ترموكوپل ها، برش عرضی خــورده و از طريق متالوگرافی و با اســتفاده از ميکروسکوپ نوری مورد بررســی قرار گرفتند. برای مشاهده ريزســاختار از محلول حکاكی نايتال 2% و برای مشاهده 5 ml ،1/5 پيکريک اســيد g ســاختار دانه بندی از محلولی حاوی

استيک اسيد، ml 25 اتانول و ml 10 آب مقطر استفاده شد.

3- نتايج و بحث3-1- بررسی منحنی های سرد شدن و استخراج پارامترهای انجمادی

AZ91 شــکل 1 منحنی سرد شدن و مشتق اول آن برای آلياژ

در سرعت سرد شدن Cs-1˚ 0/87 را نشان می دهد. در اين شکل دو تغيير شيب در منحنی سرد شدن و دو پيک در منحنی مشتق اول مشاهده می شــود. با توجه به اين كه در تحقيقات مختلف گزارش شــده است كه ريزساختار عمومی آلياژهای گروه AZ شامل دو فاز اصلــی α-Mg و β-Mg17Al12 اســت ]4، 13، 20-24[، بنابراين پيــک اول مربوط به جوانه زنی و رشــد دندريت-های α-Mg اوليه α-Mg + β-Mg17Al12 و پيک دوم مربوط به واكنــش يوتکتيکاست. در اين شــکل پارامترهای انجمادی مورد بررسی در تحقيق حاضر، نشــان داده شــده اســت. همان طور كه در شکل مشاهده می شــود اين پارامترهای انجمادی شــامل: دمای جوانه زنی و رشد دندريت هــای α-Mg اوليــه، تحت تبريد جوانه زنی و گرمابخشــی دندريت های α-Mg اوليه، مشــخصه های واكنش يوتکتيک، دمای

پايان انجماد است.شــکل 2 تاثير سرعت ســرد شدن بر شــکل و شيب منحنی ســرد شدن در آلياژ AZ91 در ســرعت های سرد شدن متفاوت را نشان می دهد. همانگونه كه مشــاهده می شود، محدوده هاي فازي گوناگون، با افزايش سرعت سرد شدن، به سمت زمان های كوتاه تر و دماهای كمتر انتقال پيدا مي كنند. دليل اين امر اين اســت كه با افزايش سرعت سرد شدن، شــاهد افزايش مکان های بالقوه جوانه زنــی در آغاز فرايند انجماد و پايداری تعــداد زيادی از جوانه های پايدار به سبب حضور يک تحت تبريد حرارتی در مذاب هستيم. در اين شــرايط جوانه های پايدار سريعا تشکيل شده و رشد آنها زودتر به وقوع می پيوندد. اين موضوع تا پايان انجماد ادامه يافته و انجماد آلياژ در سرعت های سرد شدن باال زودتر به اتمام می رسد. همچنين سرعت سرد شدن متناسب با خروج حرارت از نمونه در حال انجماد اســت. بنابراين در سرعت های سرد شدن كم، به دليل سرعت كم خروج گرما از نمونه، منحنی با شــيب كمتــری افت می كند و در

نتيجه منحنی سرد شدن گسترده تر می شود.

شکل 1( منحنی سرد شدن آلياژ AZ91 و مشتق اول آن در سرعت سرد

0/87 ˚Cs-1 شدن



شکل 2( تغييرات منحنی های سرد شدن با افزايش سرعت سرد شدن

α-Mg 3-2- تاثير سرعت سرد شــدن بر دمای جوانه زنی اوليه

شکل 3 تاثير سرعت سرد شدن بر دمای جوانه زنی دندريت های α-Mg را نشــان می دهد. همان طور كه در شکل مشاهده می شود با

افزايش سرعت سرد شدن، دمای جوانه زنی دندريت های فاز زمينه افزايش يافته اســت. با افزايش سرعت سرد شدن از Cs-1˚ 0/22 به Cs-1˚ 8/13 دمــای جوانه زنی دندريت های اوليه در آلياژ AZ91 از

C˚ 599/7 بــه C˚ 610/4 افزايش يافته اســت. در اين زمينه هيچ

مطالعه ای روی آلياژهای منيزيم تاكنون گزارش نشده است. اما در برخی از تحقيقاتی كه روی آلياژهای مختلف آلومينيم انجام شــده اســت، نتايج مشابهی گزارش شده اســت ]16، 25، 26[. با توجه بــه اين تحقيقات دليل افزايش دمــای جوانه زنی فاز اوليه می تواند افزايش خوشــه های اوليه جوانه زايی شده در حجم واحدی از مذاب با افزايش ســرعت سرد شدن باشد. در نتيجه، اين قابليت در مذاب به وجود می آيد كه در دماهای باالتری نســبت به سرعت های سرد شدن كم، شروع به جوانه زنی كند. از طرفي درجه حرارت جوانه زني رابطه معکوس با سد انرژي الزم جهت جوانه زايي دارد، در نتيجه با افزايش سرعت سرد شدن، سد انرژي الزم جهت جوانه زايي كاهش

يافته و جوانه زني در دماي باالتر روي اتفاق می افتد ]16[.

α-Mg شکل 3( تاثير سرعت سرد شدن بر دمای جوانه زنی دندريت هایاوليه

3-3- تاثير سرعت ســرد شدن بر تحت تبريدهای جوانه زنی و گرمابخشی

برخــی از محققين تحت تبريد جوانه زنی را به صورت اختالف دمای جوانه زنی و دمای مينيمم )TN,α=TN-Tmin∆( محاسبه نموده AZ91 اند ]16[. بر اساس اين معيار تحت تبريد جوانه زنی در آلياژبا افزايش ســرعت سرد شدن، افزايش می يابد )شکل 4(. با افزايش سرعت سرد شــدن، مذاب به دمائي پائين تر از دماي منحني ذوب ســرد مي گردد و در نتيجه ميزان تحت تبريــد جوانه زني افزايش مي يابد و اين امر موجب سهولت جوانه زايي مي گردد. نيروي محركه براي جوانه زني، همانند رشــد كريســتال ها، تابعي از ميزان تحت تبريد اســت كه در حين فرآيند انجماد ايجاد مي شود. در مواردي كه هسته هاي ناهمگن به مقدار كافي در مذاب موجود باشند، فوق تبريد مشاهده شده، به ندرت بيشــتر از چند درجه مي گردد، ولي وقتي مذاب تميز باشــد، بدون تماس با اين هســته ها، نقش فوق تبريد در جوانه زايي بيشــتر است كه اين ميزان فوق تبريد مي تواند

با سرعت سرد كردن بيشتر تأمين شود ]8، 16[.

شکل 4( تاثير سرعت سرد شدن بر تحت تبريد جوانه زنی دندريت های α-Mg اوليه

در جدول 2 تاثير ســرعت ســرد شــدن بر ميزان تحت تبريد گرمابخشی دندريت ها )TRec,α∆( آورده شده است. الزم به ذكر است كه تحت تبريد گرمابخشی به صورت اختالف دمای رشد و مينيمم )TG,α – Tmin,α( اندازه گيری شــده و تنها در سرعت سرد شدن های كمتر از Cs-1˚ 5/08 قابل محاســبه بوده اســت. بــه دليل آنکه در سرعت های سرد شدن باال نرخ خروج گرمای نهان آزاد شده ناشی از تشــکيل فاز اوليه به بيرون از سيســتم بسيار زياد است، منحنی مشــتق دوم مقدار صفر خود را قطع نکرده، بنابراين در اين حاالت دماهای TG و Tmin غير قابل مشاهده است. به عبارت ديگر دماهای

TG و Tmin بر هم منطبق شده اند.


با توجه به جدول 2 مشاهده می شود كه تحت تبريد گرمابخشی با افزايش سرعت سرد شدن كاهش می يابد. در اين خصوص می توان گفت كه سرعت سرد كردن سريع باعث افزايش سرعت خروج گرما از سيستم شده و هسته هاي موجود در مذاب سريع تر فعال مي شوند و شرايط رشد را پيدا مي كنند، بنابراين سيستم با ميزان گرمابخشي كمتري به دماي رشد مي رسد. محققين زيادي عنوان كرده اند كه با كاهش اندازه دانه، ميزان گرمابخشــي كاهش مي يابد، به طوري كه در جوانه زايي مناسب، گرمابخشي كاماًل حذف مي گردد ]9، 10[. از آنجايی كه با سريع سرد كردن يک جوانه زايي نسبي ايجاد مي گردد. بنابراين انتظار هم مي رود كه ميزان فوق تبريد گرمابخشــي نيز تا

حدودي كاهش يابد.

جدول 2( تاثير سرعت سرد شدن بر تحت تبريد گرمابخشی

8/135/082/120/870/570/22C.R (˚Cs-1)

00/40/71/11/61/8∆TRec,α (˚C)

بــه طور كلــی در منابع برای كنترل جوانه زايــی در آلياژهای آلومينيــم، دو پارامتر دمای جوانه زنی و تحت تبريد گرمابخشــی مورد بررسی قرار می گيرد. به اين صورت كه هر چه دمای جوانه زنی بيشــتر و تحت تبريد گرمابخشی كمتر باشد، جوانه زايی بهتر انجام شــده و ساختار ريزدانه تر خواهد شــد ]6، 9، 10[. در اين تحقيق نيــز افزايش دمــای جوانه زنی α-Mg اوليــه و كاهش تحت تبريد گرمابخشــی آن با افزايش سرعت سرد شــدن مشاهده شده است.

بنابراين انتظار می رود كه اندازه دانه كاهش يابد )بخش6-3(.

3-4- تاثير سرعت سرد شدن بر دمای پايان انجماد و دامنه انجماددر شــکل5 تاثير سرعت سرد شدن بر دمای پايان انجماد آلياژ AZ91 نشــان داده شــده است. همانگونه كه مشــاهده می شود با

افزايش سرعت سرد شدن، دمای پايان انجماد كاهش می يابد. دليل اين پديده را می توان كاهش سينتيک فرآيند نفوذ با افزايش سرعت سرد شدن دانست ]16، 17[. همچنين در شکل 6 مشاهده می شود كه با افزايش سرعت سرد شدن، دامنه دمايی انجماد افزايش يافته اســت. در بخش های قبل مشاهده شــد كه با افزايش سرعت سرد شدن دمای جوانه زنی فاز اوليه افزايش و دمای پايان انجماد كاهش يافته است. بنابراين كامال منطقی است كه دامنه انجماد كه حاصل اختــالف دمای جوانه زنی فاز اوليه و دمای پايان انجماد اســت، با افزايش سرعت سرد شدن افزايش پيدا كند. به طور كلی با افزايش

سرعت سرد شدن از Cs-1˚ 0/22 به Cs-1˚ 8/13 دامنه انجماد در آلياژ AZ91 18/6 درجه سانتی گراد افزايش يافته است.

شکل 5( تاثير سرعت سرد شدن بر دمای پايان انجماد

شکل 6( تاثير سرعت سرد شدن بر دامنه انجماد

3-5- تاثير سرعت سرد شدن بر مشخصه های انجمادی واکنش α-Mg + β-Mg17Al12يوتکتيک

مشــخصه های دمايی واكنش يوتکتکيک در ســرعت های سرد شــدن مختلف در جدول 3 ارائه شده اســت. همانطور كه مشاهده می شــود، سرعت سرد شدن بر مشخصات دمايی محدوده يوتکتيک α-Mg + β-Mg17Al12 تاثير گذار است، به اين صورت كه با افزايش

سرعت سرد شــدن دمای جوانه زنی، دمای رشــد و دمای مينيمم كاهش يافته اســت. به طور كلی می توان گفت كه افزايش ســرعت سرد شدن موجب افت دمای واكنش يوتکتيک شده است. )به دليلی مشابه آنچه در بخش 3-3 بيان شد، Tmin برای واكنش يوتکتيک نيز

در سرعت های سرد شدن باال قابل اندازه گيری نبوده است.(بسياری از محققين برای بررسی ميزان اصالح ساختار يوتکتيک در آلياژهای مختلف از متغيــری تحت عنوان افت دمای يوتکتيک )TG,E∆(2 كه بــه صورت اختالف دمای رشــد يوتکتيک در حالت اصالح شــده و اصالح نشده تعريف شده است، اســتفاده كرده اند. بر اســاس اين تحقيقات افت دمای واكنش يوتکتيک موجب اصالح

ساختار يوتکتيک شده است ]12، 28-26[.در تحقيق حاضر نيز افت دمای يوتکتيک به صورت اختالف دمای

2- Eutectic growth undercooling



)0/22 ˚Cs-1( رشــد يوتکتيک نسبت به كمترين سرعت سرد شدن اندازه گيری شــده اســت. همان طور كه در جدول 3 و شــکل 7 مشــاهده می شود، با افزايش سرعت سرد شــدن از Cs-1˚ 0/22 به Cs-1˚ 8/13 دمای واكنش يوتکتيک 5/4 درجه ســانتی گراد كاهش

يافته اســت. بنابراين انتظار می رود كه با افزايش سرعت سرد شدن ساختار يوتکتيک بيشتر اصالح شده باشد. اين نتايج با بررسی های

ريزساختاری در بخش 3-6 مطابقت دارد. در خصوص علت اين تغييرات دمايی در منطقه يوتکتيک می توان اشاره نمود كه افزايش سرعت سرد شدن باعث ايجاد اخالل در فرآيند نفوذ می گردد. به عبارت ديگر با افزايش ســرعت ســرد شدن سرعت نفوذ در منطقه خميری كاهش پيدا كرده و موجب می شود كه تشکيل جوانه های اوليه برای تركيب يوتکتيک به تاخير افتاده و دمای جوانه زنی فاز يوتکتيک كاهش پيدا كند. از طرفی با افزايش ســرعت سرد شــدن مکان های بالقوه برای جوانه زنی فاز يوتکتيک افزايش می يابد. افزايش مکان های بالقوه جوانه زنی در كنار كاهش سرعت نفوذ موجب

ريزتر شدن و در واقع اصالح ساختار يوتکتيک می شود.

شکل 7( تغييرات افت دمای واکنش يوتکتيک بر حسب تغيير سرعت سرد شدن

α-Mg + β-Mg17Al12 جدول 3( مشخصات دمايی واکنش يوتکتيک

∆TG,E

Tmin,E

(˚C)TG,E

(˚C)TN,E

(˚C)C.R

(˚Cs-1)0425/3426/8430/60/22

1/3424/3425/5429/40/571/7424/1425/1428/40/873/4422/9423/4426/92/124/7422/1426/05/085/4421/4425/58/13

3-6- بررسی های ريزساختاری

شکل 8 ريز ساختار آلياژ AZ91 را نشان می دهد. همان طور كه پيش از اين نيز در بخش 3-1 اشاره شد، ريز ساختار آلياژهای گروه AZ طبق تحقيقات قبلی شــامل زمينــه α-Mg، تركيب يوتکتيک

α-Mg + β-Mg17Al12 و رسوبات β-Mg17Al12 می باشد. در اين

شــکل زمينه α-Mg، تركيب يوتکتيک α-Mg + β-Mg17Al12 و رسوبات β-Mg17Al12 به خوبی مشخص شده است.

0/22 ˚Cs-1 در سرعت سرد شدن AZ91 شکل 8( ريزساختار آلياژ

شکل 9 ســاختار دانه بندی آلياژ AZ91 را در سه سرعت سرد شــدن مختلف نشان می دهد. با توجه به اين شکل مشاهده می شود كه با افزايش سرعت سرد شدن اندازه دانه كاهش يافته است. اندازه دانه در نمونه ها به صورت قطر معادل ميانگين محاســبه شده است و نتيجه محاســبات در شکل 10 ارائه شده است. همان طور كه در اين شکل نيز مشاهده می شود محاسبات نشان می دهد كه با افزايش ســرعت سرد شــدن اندازه دانه كاهش يافته اســت به طوری كه با افزايش سرعت سرد شدن از CR˚ 0/22 به CR˚ 8/13 اندازه دانه در آلياژ AZ91 از μm 165/42 به μm 70/73 كاهش پيدا كرده است. با توجه به نتايج ارائه شده در بخش های 3-2 و 3-3 مبنی بر افزايش دمــای جوانه زنی فاز اوليه و كاهش تحت تبريد گرمابخشــی آن با افزايش سرعت سرد شدن، كاهش اندازه دانه قابل پيش بينی بود.

شکل 10( ساختار دانه بندی آلياژ AZ91 در سرعت های سرد شدن5/08 ˚Cs-1 )2/12، ج ˚Cs-1 )0/57، ب ˚Cs-1 )الف


در بخش 3-5 تاثير ســرعت ســرد شدن بر ســاختار فازهای يوتکتيک از طريق بررســی منحنی های سرد شدن مورد بحث قرار گرفت و پيش بينی شــد كه با افزايش ســرعت سرد شدن ساختار يوتکتيک از حالت فاز پيوســته و درشــت بــه ذارت ريز و پراكنده تبديل خواهد شــد. شکل 11 تاثير سرعت ســرد شدن بر ساختار فازهای يوتکتيک را در نمونه های مورد آزمايش نشان می دهد. اين شــکل پيش بينی های صورت گرفته در بخش 3-5 را تاييد می كند. دليل اصالح ســاختار يوتکتيک با افزايش سرعت سرد شدن نيز در

بخش 3-5 تشريح شده است.

شکل11( ساختار يوتکتيک آلياژ AZ91 در سرعت های سرد شدن

8/13 ˚Cs-1 )0/22، ب ˚Cs-1 )الف

4- نتيجه گيری AZ91 نتايــج حاصل از اين تحقيق كه پيرامــون آلياژ منيزيم

صورت گرفت به طور خالصه عبارتند از:1. منحنی های ســرد شدن به شــکل قابل توجهی تحت تاثير ســرعت ســرد شــدن قرار دارند. به گونه ای كه محدوده فازهای گوناگون با افزايش سرعت سرد شدن به سمت زمان های كوتاه تر و

دماهای كمتر انتقال می يابد.2. افزايش سرعت سرد شدن از Cs˚ 0/22 به Cs˚ 8/13 موجب افزايــش دمای جوانه زنی دندريت های α-Mg اوليه از C˚ 599/7 به C˚ 610/4، و كاهش تحت تبريد گرمابخشی شده است. در نتيجه

70/73 μm 165/42 به μm ســاختار ريزدانه تر شده و اندازه دانه ازكاهش پيدا كرده است.

3. دمای پايان انجماد با افزايش سرعت سرد شدن كاهش يافته و درنتيجه، كاهش دمای پايان انجماد و افزايش دمای جوانه زنی فاز اوليه موجب افزايش دامنه انجماد با افزايش سرعت سرد شدن شده 8/13 ˚Cs-1 0/22 به ˚Cs-1 اســت. هنگامی كه سرعت سرد شدن ازافزايش می يابد، دامنه انجماد در آلياژ AZ91 به ترتيب 18/6 درجه

سانتی گراد افزايش يافته است.4. با افزايش ســرعت سرد شــدن دماهای مشــخصه منطقه

يوتکتيک از جمله دمای جوانه زنی و رشد كاهش می يابد. همچنين محاسبه افت دمای يوتکتيک نسبت به كمترين سرعت سرد شدن، به عنوان پارامتری برای پيش بينی ميزان اصالح ساختار يوتکتيک، نشــان می دهدكه با افزايش ســرعت سرد شــدن از Cs˚ 0/22 به

Cs˚ 8/13 واكنــش يوتکتيک 5/4 درجه ســانتی گراد افت دمايی

خواهد داشــت. به اين معنا كه با افزايش سرعت سرد شدن ساختار يوتکتيک ظريف تر می گردد.

5- منابع1. H.E. Friedrich and B.L.Mordike, “Magnesium Tech-

nology”, Springer Berlin Heidelberg, 2006, PP. 145-218.

2. M. Nazmul Khan, “Solidification study of commercial magnesium alloys”, A Thesis for the Degree of Master of Applied Science (Mechanical Engineering) at Con-cordia University Montreal, Quebec, Canada, 2009.

3. M. O. Pekguleryuz, K. U. Kainer and A. A. Kaya, “Fundamentals of Magnesium Alloy Metallurgy”, Woodhead Publishing, 2013, PP. 152-196.

4. A. K. Dahle, Y. C. Lee, M. D. Nave, P. L. Schaffer and D. H. StJohn, “Development of the as-cast micro-structure in magnesium-aluminium alloys”, Journal of Light Metals, Vol. 1, 2001, PP. 61-72.

5. D.H. StJohn, A.K. Dahle, T. Abbott, M.D. Nave and M. Qian, “Solidification of cast magnesium alloys”, Magnesium Technology, 2003, PP. 95-100.

6. L. Backerud, G. Chai and J. Tamminen, «Solidification characteristics of aluminum alloys», Vol. 2: Foundry Alloys, Skanauminum, Stockholm-Sweden, 1990.

7 . 2024 Al م. غنچه، » بررســی شرايط انجماد وجوانه زايی در آلياژاز طريق آناليز حرارتی«، پايان نامه كارشناســی ارشــد، دانشــکده

مهندسی مواد و متالورژی، دانشگاه علم و صنعت ايران، 1392.م. ملکان، » بررســي جوانه زايي و شــرايط انجماد آليــاژ آلومينيم . 8

AS5U3G از طريق آناليز حرارتی«، پايان نامه كارشناســی ارشد،

دانشکده مهندســی مواد و متالورژی، دانشگاه علم و صنعت ايران، .1382

9. J. H. Sokolowski and F. C. Robles Hernansez, “Ther-mal analysis and microscopical characterization of Al–Si hypereutectic alloys”, Journal of Alloys and Com-pounds, Vol. 419, 2006, PP. 180–190.

10. S.G. Shabestari and M. Malekan, “Assessment of the effect of grain refinement on the solidification charac-teristics of 319 aluminum alloy using thermal analy-sis”, Journal of Alloys and Compounds, Vol. 492, 2010, PP. 134–142.

11. Shabestari, S.G, M.H. Ghoncheh and H. Momeni, “Evaluation of formation of intermetallic com-pounds in Al2024 alloy using thermal analysis technique”, Thermochimica Acta, Vol. 589, 2014, PP.



174–182.12. S.G. Shabestari and S. Ghodrat, “Assessment of modi-

fication and formation of intermetallic compounds in aluminum alloy using thermal analysis”, Materials Sci-ence and Engineering A, Vol. 467, 2007, PP. 150–158.

13. S.M. Liang, R.S. Chen, J.J. Blandin, M. Suery and E.H. Han, “Thermal analysis and solidification path-ways of Mg–Al–Ca system alloys”, Materials Science and Engineering A, Vol. 480, 2008, PP. 365–372.

14. Jilin Li, Rongshi Chen, Yuequn Ma and Wei Ke, “Computer-aided cooling curve thermal analysis and microstructural characterization of Mg–Gd–Y–Zr sys-tem alloys”, Thermochimica Acta, Vol. 590, 2014, PP. 232–241.

15. L. A. Dobrzanski, R. Maniara, J. Sokołowski and W. Kasprzak, «Effect of cooling rate on the solidification behavior of AC AlSi7Cu2 alloy», Journal of Materials Processing Technology, Vol. 191, 2007, PP. 317-320.

16. S. G. Shabestari and M. Malekan, “Thermal Analysis Study of the Effect of the Cooling Rate on the Micro-structure and Solidification Parameters of 319 Aiumi-num Alloy”, Canadian Metallurgical Quarterly, Vol. 44, 2005, PP. 305-312.

17. M. H. Ghoncheh, S. G. Shabestari and M. H. Abbasi, “Effect of cooling rate on the microstructure and solid-ification characteristics of Al2024 alloy using comput-er-aided thermal analysis technique”, Journal Thermal Analysis Calorimetry, Vol.117, 2014, PP.1253–1261.

18. M. H. Ghoncheh and S. G. Shabestari, “Effect of cool-ing rate on the dendrite coherency point during solidi-fication of Al2024 alloy”, Metallurgical and Materials Transactions A, vol. 46, 2015, PP. 1287-1299.

19. M. Malekan and S. G. Shabestari, “Effect of grain re-finement on the dendrite coherency point during so-lidification of the A319 aluminum alloy”, Metallurgi-cal and Materials Transactions A, Vol. 40, 2009, PP. 3196-3203.

20. E. Mohammadi Mazraeshahi , B. Nami, S.M. Mires-maeili and S.M. Tabatabaei, “Effect of Si on the creep properties of AZ61 cast magnesium alloy”, Materials and Design, Vol. 76, 2015, PP. 64–70.

21. M. Krupinski and T. Tanski, “Prediction of mechani-cal properties of cast Mg-Al-Zn alloys”, Materials Sci-ence and Engineering, Vol. 56, 2012, PP. 30-36.

22. M, Paliwal and In-Ho Jung, “The evolution of the growth morphology in Mg–Al alloys depending on the cooling rate during solidification”, 2013, Acta Mate-rialia, Vol.61, 2013, PP.4848-4860.

23. M. Masoumi and M. Pekguleryuz, “Effect of cooling rate on the microstructure of AZ31 magnesium alloy”, AFS Trans., Vol. 117, 2009, pp. 617–26.

24. C.H. Caceres, C.J. Davidson, J.R. Griffiths and C.L. Newton, “Effects of solidification rate and ageing on the microstructure and mechanical properties of AZ91 alloy”, Materials Science and Engineering A, Vol. 325,

2002, PP. 344–355.25. M. B. Djurdjevic, W. T. Kierkus, G. E. Byeczynski, T.

J. Stockwell and J. H. Sokolowski, «Modeling of frac-tion solid for 319 aluminum alloy», AFS Transactions, Vol. 107, No. 14, 1999, PP. 173-179.

26. G. Chai and L. Backerud, «Factors affecting modifi-cation of Al-Si alloys by adding Sr-containing master alloys», AFS Transaction, Vol. 100, No. 194, 1992, PP. 847-854.

27. J. Charbonnier; «Microprocessor assisted thermal analysis testing of aluminum alloy structures «AFS Transactions, 1984, PP. 907-922.

28. L. Anantha Narayanan, F. H. Samuel and J. F. Gruzles-ki, «Thermal analysis studies on the effect of cooling rate on the microstructure of 319 aluminum alloys», AFS Transactions, Vol. 100, No. 141, 1992, PP. 383-391.


MAR-M302 بررسی ریزساختار سوپرآلیاژ پایه کبالت ریختگیعابد جعفری1، علی خرم2، سيد محمد علی بوترابی3

[email protected] 1- كارشناس ارشد ريخته گری ،دانشکده فناوری های نوين دانشگاه صنايع و معادن ايران- تهران، ايران2- دكترای مکانيک ساخت و توليد، دانشکده مهندسی مکانيک دانشگاه خواجه نصيرالدين طوسی- تهران، ايران3- دكترای مهندسی متالورژی، دانشکده مهندسی مواد و متالورژی دانشگاه علم و صنعت ايران - تهران، ايران

Microstructure Investigation of Cobalt-Based Superalloy MAR-M302

A. Jafari1*, A. Khorram2 , S.M.A. Boutorabi3

1- Iran University of Industries and Mines (IUIM) ,*[email protected] KNTU University of Technology

3- Iran University of Science and Technology

چکيدهدر اين تحقيق، ريزســاختار ســوپرآلياژ پايه كبالت ريختگی MAR-M302، با اســتفاده از ميکروســکوپ نوری )OM(، ميکروسکوپ الکترونی روبشی )SEM( و طيف سنجی انرژی ساطع شده )EDS( بررسی شده است و همچنين برای تعيين فازهای موجود در سوپرآلياژ ،MAR-M302 اســتفاده شده است. نتايج بررسی های انجام شده نشــان می دهد كه ريزساختار سوپرآلياژ پايه كبالت XRD ريختگی از ،MC شــامل زمينة آســتنيتی غنی از عناصر كبالت، كرم و تنگستن و سه نوع كاربيد رسوبی اســت كه عبارتند از كاربيد غنی از تانتاليمكاربيد يوتکتيکی غنی از تنگستن M6C و كاربيد غنی از كرم M23C6. كاربيد های M6C و M23C6 بصورت اليه ای و به شکل جزاير درشت

كاربيدی در تمام ريزساختار وجود دارد.

EDS آناليز -M23C6 كاربيد -MAR-M302 – واژه هاي کليدي : ريزساختار

Abstract: In this study, microstructure of as-cast cobalt based superalloy MAR-M302 is investigated by using optical microscopy, scanning electron microscopy equipped with energy dispersive spectroscopy. X-ray diffraction pattern is used for identify existent phases in as-cast super alloy. Metallographic investigations showed that as-cast MAR-M302 includes the MC carbides as a discrete, blocky dispersion with Chinese script morphology and the eutectics M23C6 and M6C carbides. The M23C6 and M6C carbides are lamellar eutectic with matrix as Great Island.

Key words: Microstructure, Heat treatment, MAR-M302, M23C6 carbide



1- مقدمه از نظر تاريخی آلياژ های پايه كبالت زمانی پايه ريزی شدند كه هاينس در ابتدای قرن بيســتم ضمن كار بر روی سنگ های معدنی كبالت-كرم-تنگســتن و كبالت- كرم- موليبدن متوجه اين مسأله شد كه آلياژ های دوگانة كبالت-كرم عالوه بر استحکام باال، زنگ نزن نيز می باشند. وی پس از چندی اثرات بسيار تعيين كننده موليبدن و تنگســتن بر اين آلياژ ها را نيز بررســی و تعيين كرد. تركيب هاي اصلي ســوپرآلياژهاي امروزی پايه كبالــت درواقع از تحقيقاتي كه در زمينة آلياژهاي كبالت-كرم- تنگســتن و كبالت-كرم در اوايل سال 1900 انجام شد، شروع گرديد. سوپرآلياژ پايه كبالت ريختگي X-40، در واقع به عنوان مدلی براي ساخت سوپر آلياژهاي جديدتر

پايه كبالت استفاده شد. به طـــور كلی ســوپرآلياژ X-40، در نازل رديف اول توربيـــن های گازی زميـنی قديمـی و سوپـرآليـاژ های جديدتـــر MAR-M509 و MAR-M302 در پره های نازل رديف اول و گاهــی رديف دوم توربين هــای گازی هوايی به كار می روند. پره های توربين های گازی از جمله مهمترين و حساس ترين قطعات توربين های هوايی محسوب می شوند و نقش اصلی آنها تبديل انرژی سينتيکی گاز خروجی از محفظة احتراق به انرژی مکانيکی است. در موتورهــای توربينی پره هاي ثابت رديــف اول يا نازل هاي رديف اول توربين پس از محفظه احتراق قرار گرفته اند و گاز حاصل از احتراق را با زاويه مناســب به ســمت پره هــاي متحرک هدايت مي كننــد. نازل هاي رديف اول درمعرض باالترين دما و بيشــترين ســرعت گاز مي باشــند. درواقع در اين مرحله دماي گاز حاصل از احتراق تنها توســط مخلوط شــدن با مقداري از هواي كمپرســور كاهش پيدا مي كند. بنابراين به دليل شــرايط كاري ذكر شــده و با توجه به ايــن نکته كه دماي گاز حاصل از احتراق باالتر از دماي ذوب آلياژهاي موجود مي باشــد. تفاوت دمايي ممکن اســت باعث تنش هاي حرارتي در اين پره هاي ثابت و تشــکيل ترک خســتگي توسط خستگي كم چرخه شود. نيروهاي آيروديناميکي و نيروهاي ناشي از فشار هواي خنک كننده در برخي موارد ممکن است منجر به ايجاد خزش در قســمت هايي كه دما باال است، شود. تغيير شکل ناشــي از خزش باعث كاهش راندمان توربين و نياز به تعويض پرة ثابت مي شــود. همچنين خزش مي تواند منجر به ايجاد ترک شده و ســطح تحت بار را كاهش دهد. بنابراين در ساخت پره هاي ثابت رديف اول بايد از آلياژهايي اســتفاده كرد كه ضريب انبساط دمايي پاييــن، مقاومت به خســتگي كم چرخه، داكتيليتــي باال، هدايت حرارتي باال و همچنين مقاومــت به خزش، جوش پذيري )قابليت

تعمير( و قابليت ماشينکاري مناسب داشته باشند]1[. ســوپر آلياژهايي كه براي پره هاي نازل توربين مناسب هستند، اغلــب پايه كبالت و برخي اوقات پايه نيکل مي باشــد. اســتفاده از ســوپرآلياژهاي پايه كبالت به دليل آن اســت كه اين سوپرآلياژها

عــالوه بر كارايی در دماهاي باال اغلب به راحتي ريخته گري شــده و جوشــکاري مي شوند. اين سوپرآلياژها داراي مقاومت به خوردگي باالتر و مقاومت به خزش پايين تري نســبت به آلياژهاي پايه نيکل مي باشــند و از آنجا كه ريخته گري آنها آسان تر است، پره هاي نازل توربين كه در موتور های جت مورد اســتفاده قرار مي گيرند، اغلب به روش ريخته گري توليد مي شــوند و عمليــات حرارتي انحالل1 و پيرســازي2 به منظور پايدارســازي كاربيدها بر روي آنها اعمال مي گردد. در ســوپر آلياژهاي پايه كبالت اســتحکام الزم به واسطه حضــور عناصر ديرگذاري چون تانتاليم و تنگســتن كه تشــکيل محلول جامد مي دهند و همچنين وجــود كاربيدها )كاربيد كرم و

كاربيد زيركونيم( ايجاد می شود]2،1[.بسياری از خواص سوپرآلياژ های پايه كبالت متأثر از خود عنصر كبالت به ويژه مقاومت آن در برابر تنش است. اثر استحکام بخشی محلول جامد كرم، تنگســتن، موليبدن، تشکيل كاربيد های فلزی و مقاومت به خوردگی ناشــی از حضور كــرم، از همين قبيل خواص اســت. به طور كلی از تركيبات نرم تر و چقرمه تر جهت كاربرد های دمای باال نظير پرة توربين های گازی اســتفاده می شود و تركيبات ســخت تر جهت مصارف مقاومت در برابر ســايش بــه كار می رود. سوپرآلياژ های پايه كبالت از طريق محلول جامد و رسوب كاربيد ها ســخت می شــوند. كاربيد های موجود در مرزدانه هــا، مانع لغزش

مرزدانه ها می شود. تمام سوپرآلياژها در شرايط عمليات حرارتی شده و آنيل )نرم( شده ســاختار بلوری FCC دارند. هيچ يک از ســوپرآلياژهای پايه كبالت كاماًل محلول جامد نيســتند. به اين دليل كه حاوی فاز های ثانويه ای نظير كاربيد ها و تركيبات بين فلزی می باشــند. پيرسازی موجب رسوب فاز ثانويه در اين سوپرآلياژ می شود و رسوب فاز های ثانويه به نوبة خود كاهش شکل پذيری در دمای محيط را به همراه دارد. ســوپرآلياژ های پايه كبالت كمتر از سوپر آلياژ های پايه نيکل در معرض خوردگی داغ قرار می گيرند. اگرچه مقاومت اكسايشــی آنها چندان رضايت بخش نيست. همچنين اين سوپرآلياژ ها خواص تنــشـ زمانـ دمای ثابتی دارنــد كه به آنها اين امکان را می دهد كه در قطعــات و بخش های ثابت توربين ها با طــول عمر زياد كه تنش های نســبتاً پايينی را در دماهای باال تحمل می كنند، به كار روند. توســعة سوپرآلياژهاي استحکام يافته توسط فاز γ، پايه نيکل با ريخته گري در خالء، در خالل ســال هاي 1950 تا 1970 باعث كاهش استفاده از سوپر آلياژهاي پايه كبالت كه فاقد سختي رسوبي قابل رقابت بودند، شد. بنابراين سوپرآلياژهاي پايه كبالت به عنوان يک مادة ثانويه در ساخت اجزاء توربين هاي گازي در سال های اخير

مطرح شدند]3[.

1- Solution2- Aging


تفــاوت بســيار مهــم ميــان ســوپرآلياژهای پايــه كبالت با ســوپرآلياژهای پايه نيکل مربوط به رفتار عالی سوپرآلياژهای پايه كبالت در اتمســفرهای حاوی گوگرد، نمک های سديم، هالوژن ها، اكسيدهای واناديم و اكسيد های سرب )تركيباتی كه در سوخت های فســيلی و بالتبع در توربين های گازی به وفور يافت می شود( است. در چنين شــرايطی نيکل با سولفيد نيکل تشکيل يک يوتکتيک با نقطة ذوب پايين می دهد. در نتيجه گاز های حاوی گوگرد ســاختار

سوپر آلياژ های پايه نيکل را از هم می پاشند]4[. متغير های ريزســاختاری اساســی در ســوپرآلياژ ها عبارتند از مورفولوژی و ميزان رســوب ها، شــکل و انــدازة دانه ها و توزيع كاربيد ها. ريزســاختار ســوپرآلياژ ها را می توان از طريق انتخاب و اصالح تركيب شــيميايی و فرآيند توليد كنترل كرد. سوپرآلياژ های ريختگــی معموالً اندازة دانة درشــت تر، جدايش آلياژی بيشــتر و خواص گسيختگی و خزشی بهتری دارند، در حاليکه سوپرآلياژ های كار شده از ريزساختار يکدست تری برخوردارند و در ضمن ريز دانه تر

بوده و خواص كششی و مقاومت به شکست بهتری دارند. كاربيد ها به ويژه در ســوپرآلياژ های پايه كبالت ممکن اســت تا حدودی زمينه را مســتحکم كنند. همچنين در ســوپرآلياژ های كارشــده نقش كنترل كننده رشــد دانه را بازی می كنند. در حالی كه برخی از كاربيد ها به تركيب شيميايی و فرآيند توليد وابسته اند،

برخی ديگر از آن ها چندان هم متأثر از اين عوامل نيستند]2[.به طـــوری كه به لحاظ استحکام، ســوپرآلياژهای پايه كبالت تــوان رقابت با پايه نيکل ها را ندارند. ميــزان تنش قابل تحمل در ســوپرآلياژ های پايه نيکل بسيار بيشتر از سوپرآلياژ های پايه كبالت است، به همين دليل از سوپرآلياژ های پايه كبالت بيشتر در ساخت پره های نــازل توربين و از ســوپرآلياژ های پايه نيکل در ســاخت پره های گردان توربين های گازی اســتفاده می شــود. فاز آستنيتی زمينة ســوپرآلياژهای پايه كبالت اساســاً از عناصري نظير كبالت، كرم، نيکل و عناصر ديرگداز نظير موليبدن و تنگستن تشکيل شده اســت. در مورد سوپرآلياژهاي پايه نيکل عالوه بر عناصر ذكر شده، عناصري نظيــر آلومينيوم و تيتانيم نيز در زمينه به صورت محلول جامد قرار دارند. وجود برخي از اين عناصر باعث كاهش انرژي نقص چيدمان و ممانعت از لغزش نابجايي ها و نتيجتاً افزايش اســتحکام

زمينه مي شود]5[.آستنيت زمينة سوپرآلياژ های پايه كبالت ساختار FCC دارد. با اين حال از آنجا كه ساختمان بلوری كبالت بصورت عنصری و نه آلياژی در دمــای 417 درجة ســانتی گراد از FCC به HCP تغيير می كند، سوپرآلياژ های پايه كبالت پايدار شده FCC متمايل به تشکيل نقص چيدمان HCP در زمينة FCC هســتند. بنابراين در سوپرآلياژ های پايه كبالت كه معموالً FCC هســتند، اليه ها يا حجم های كوچکی از

ساختار HCP به وسيلة نقص چيدمان بوجود می آيد]5،6[.

كبالت خالص داراي آلوتروپيک آستنيتي FCC در دماي باال و ساختار ماتنزيتی HCP در دماي پايين تر از 417 درجة سانتی گراد اســت. ميزان تشــکيل فاز HCP به مقدار ناخالصي ها و اندازة دانه بستگي دارد، ريز دانه بودن و درصد ناخالصي ها از استحاله جلوگيري مي كند. همچنين اعمال تغيير شــکل به ســاختار FCC در دماي محيط نيز ممکن است منجر به استحالة آلوتروپي در سوپرآلياژهای پايه كبالت، براســاس واكنش های زير شــود. عناصر آلياژي اثرات متفاوتي بر روي اين تغيير حالت دارند. عنصر كرم و عناصر ديرگداز پايدار كننده شــبکه HCP هســتند و برخي عناصر از قبيل آهن، نيــکل و منگنز نقش پايدار كنندگي شــبکه FCC را بر عهده دارند

.]7،5[زمينة آســتنيتي در ســوپرآلياژهاي پايه كبالت داراي نقايص چيدمان اســت. اين نقايص اليه هايــي از اتم ها بوده كه در آرايش فشــرده داخل زمينه FCC مرتب مي شــوند. ميزان نقص چيدمان تابعي از تركيب شــيميايي ســوپرآلياژ، دما، تنش اعمالي و ميزان تغيير شکل است. همچنين در اثر سرد شدن سريع از دماي پايداري فاز آســتنيتی FCC به دماي محيط، فاز مارتنزيتي HCP در زمينه تشکيل مي شود. آزمايشات انجام شده نشان داده است كه در حين عمليات پيرســازي نيز فاز مارتنزيتي بــه صورت خطوط موازي در

اطراف كاربيدهاي دندريتي شکل مي گيرد ]8[.يکی از ويژگی های مهم نقص چيدمان صفحات اتمی، تأثيرشان بر اســتحکام است. برای انتقال نابجايی به يک صفحة لغزش ديگر، دو نابجايی بايد بر اثر فشــار به يک تک نابجايی تبديل شــوند. اين امر مســتلزم انجام كار اســت و هر چه نابجايی گســترده تر باشد )سطح عيب بزرگتر باشــد( كار بيشتری برای فشردن نابجايی های جزيــی و تبديل آنهــا به يک تک نابجايی الزم اســت. بنابراين هر چه نابجايی های جزيی گســترده تر باشــند، بلور مستحکم تر است. گسترش نابجايی های جزيی را انرژی نقص چيدمان صفحات اتمی كنتــرل می كند، هرچه انرژی نقص چيدمــان صفحات اتمی كمتر باشــد نابجايی های جزيی می توانند گسترده تر باشند. بنابراين يک نوع اســتحکام بخشــی در بلور های FCC از طريق كنترل تركيب شيميايی آنها به منظور كاهش انرژی نقص چيدمان صفحات اتمی

صورت می گيرد ]9[.تمايل به تشــکيل نقص چيدمان به نوبــة خود به انرژی نقص چيدمان بستگی دارد و عناصر آلياژی در سوپرآلياژ های پايه كبالت، آن را تحت تأثير قرار می دهند. عناصری چون نيکل، آهن، تانتاليم FCC و زيركونيم انرژی نقص چيدمان را افزايش می دهند و ساختاررا پايدار می كنند، كه علت آن مشــکل تر شدن تشکيل نابجائيهاي جزئــي در حضور اين عناصر مي باشــد. در عــوض عناصری چون موليبدن، كرم و تنگســتن با تشــکيل محلول جامد، باعث كاهش انرژی نقص چيدمان می شوند و ســاختار HCP را پايدار می كنند،



لذا تمايل به تشکيل نقص چيدمان در سوپرآلياژ های پايه كبالت را باال می برند. ســوپرآلياژ های پايه كبالت استحکام خود را از تركيبی از سخت شــدن از طريق محلول جامد و پراكندگی سختی بدست

می آورند]5،8[. نقص چيدمــان صفحات اتمی نقش مهمی در رســوب كاربيد دارد. در سوپرآلياژ های پايه كبالت نقص چيدمان صفحات اتمی به عنوان مکان هايی برای جوانه زنی رســوب كاربيد ها عمل می كنند، بنابراين بر اثر پير ســازی سوپرآلياژ ، رسوب های ريز پخش شده ای را می توان توليد كرد كه بر استحکام خزشی و كششی تأثير زيادی

می گذارند ]10،5[.عامل اصلي استحکام بخش، در اكثر سوپرآلياژهاي پايه كبالت مورد استفاده در دهة هفتاد و بعد از آن وجود ذرات كاربيد مکعبي و غير كوهرنت در ريز ســاختار آنها مي باشد. بر همين اساس، درصد كربن اين ســوپرآلياژها اصوالً بيش تراز درصد كربن سوپرآلياژهاي

پايه نيکل يا پايه آهن است]8[.از آنجايی كه مهم ترين فاز ثانويه در ســوپرآلياژ های پايه كبالت كاربيد ها هستند، توزيع ظريف كاربيد ها، استحکام اين سوپرآلياژها را به نحو چشمگيری افزايش می دهد. توزيع مطلوب كاربيد ها چنان توزيعی است كه به حد كافی ظريف باشند تا باعث افزايش استحکام شوند ولی مقدار كاربيد ها نبايد آنقدر زياد باشد كه شکل پذيری را كاهــش دهند )معموالً مقدار كاربيد را با محدود كردن مقدار كربن كنترل می كنند(. عمدتاً ســعی بر آن است كه از تشکيل اليه های پيوسته يا نيم پيوسته كاربيد جلوگيری شود. توزيع مناسب كاربيد برای هر سوپرآلياژ از طريق عمليات حرارتی بدست می آيد. كاربيد ها اســتحکام خزشی و تنش گسيختگی ســوپرآلياژ های پايه كبالت و برخی از ســوپرآلياژ های پايه نيکل و پايه آهن را از طريق رســوب

درون دانه ها بهبود می بخشند ]7[. به دليل حضور درصد بااليي از كرم در تركيب شيميايي اكثر سوپرآلياژهاي پايه كبالت و تشکيل درصد بااليي از انواع كاربيدهاي كرم، مطالعه انواع كاربيدهاي كرم از اهميت خاصي برخوردار است. در ايــن كاربيدها عالوه بر كرم اغلــب عناصر ديگري مانند كبالت، تنگســتن و يا موليبدن به عنوان جانشين قسمتي از كرم يافت مي M3C2 ،M7C3 ، M23C6 شــوند. كاربيد های غنی از كرم به سه شکل

در زمينة سوپرآلياژهاي پايه كبالت رسوب می كنند ]5،7[.كاربيــد M23C6 مي تواند در ســوپرآلياژهاي ريختگي دقيق، به عنوان رســوبات اوليه حين انجماد تشکيل شود. در سوپرآلياژهاي تجاري تر اين كاربيد به صورت رسوبات بين دندريتي داخل بازوهاي دندريت ثانويه تشکيل شده و آخرين فازي است كه منجمد مي شود. حضور M23C6 حل نشــده در ريزساختار ســوپرآلياژهاي پايه نيکل γ در حين فرآيند پيرســازي باعث به تعويق افتادن رسوب گذاريمي شــود. كاربيد M23C6 ساختمان مکعبی دارد و در بررسي آناليز

شــيميايي، اين كاربيد تركيب Cr18Co4(Ta ,W)1C6 را نشان داده است]11،5[.

كاربيد M23C6 در شرايط ريختگي سوپر آلياژهای پايه كبالت هم در مرز دانه ها، هم در نواحي بين دندريتي و هم به صورت ذرات ريز رسوب مي كند. ابتدا ذرات درشت كاربيدي و كاربيدهاي يوتکتيکي شــکل مي گيرنــد كه ترجيحاً داراي شــکل بالكي بــا مورفولوژي نيمه گرد هســتند و مي توانند حين انجماد، پيرســازي يا سرويس تشــکيل شوند، هر چند ممکن است از تركيب ساير كاربيدها نظير M7C3 و MC با زمينه نيز ايجاد شــوند. كاربيدهاي M23C6 ريزتر

غالبــا ً به صورت يوتکتيک مركب از صفحــات ريز M23C6 در ميان اليه هاي زمينة آستنيتی تشکيل مي شوند ]5،7[. قرار گرفتن مجدد سوپر آلياژ در درجة حرارت باال باعث انحالل و رسوب گذاري مجدد كاربيدهاي M23C6 ريز حول كاربيدهاي اوليه مي شــوند و اين عمل دركل مدت ســرويس براي تمامي ســوپرآلياژهاي ريختگي تداوم

مي يابد ]11[.مهمترين نوع كاربيدها در ســوپرآلياژها M23C6 مي باشد، زيرا اين فاز عمدتاً بر روي مرزدانه رســوب كرده و مي تواند باعث تقويت

و يا تضعيف خواص سوپر آلياژها گردد ]10،5[.هر دو نوع كاربيد M23C6 در اســتحکام بخشي دخيل هستند، كاربيــد اوليه مانع لغزش مرزدانه اي و توليد نابجايي مي شــود، در حالي كه ذرات ريز كاربيد M23C6 اگر به صورت كنترل شده رسوب كنند با حركت نابجائي ها مقابله نموده و باعث اســتحکام بخشــي مي شوند، اما اگركنترل نشده رســوب كنند ممکن است استحکام بخشي فداي كاهش داكتيليتی، مخصوصاً تحت شرايط كار طوالني مدت در محدودة درجة حرارت رســوب گذاري بشــود ]9[. درجه حــرارت انحالل كاربيــدی M23C6 در ســوپرآلياژهاي پايه كبالت معموالً حدود 1040 درجة ســانتی گراد است. در عين حال جزاير يوتکتيکي معموالً تحــت تاثير عمليات حرارتي قرار نگرفته و حتي تا دماي 1330 درجة ســانتی گراد پايــداري خود را حفظ مي كنند

.]12،5[شرايط تنشي و محيطي نيز عواملي هستند كه بر نحوة رسوب گذاري و مورفولوژي كاربيدها خصوصاً كاربيد M23C6 تأثير فراواني مي گــذارد. محل هاي پر انرژي نظير مرزهاي دانه ، باندهاي لغزش، نابجايي ها، دوقلويي، نقص هاي چيدمان و غيره مکان هاي مناســبي براي تشکيل رســوب اين كاربيدها مي باشد ]11[. آزمايشها نشان داده اســت كه باندهاي لغزش ايجاد شــده در حين آزمايش تنش گسيختگي به دليل انباشتگي نابجايي ها مکان مناسبي براي تشکيل

رسوب اين كاربيدها مي باشد ]13[. در حين فرآيند پيرســازي نقص چيدمان مکان مناسبي براي تشــکيل رسوب هاي كاربيدي اســت. اما در صورت باال بودن دماي پيرسازي به دليل كم شدن و از بين رفتن مکان هاي نقص چيدمان


جوانه زني و رشد رســوب هاي كاربيدي برروي نابجايي هاي تجزيه نشده انجام مي شود. در واقع مرز بين ساختار HCP و FCC در نقص چيدمان مکان مناسبي براي رسوب گذاري مي باشد. شکل گيری و جوانه زنــي كاربيدها بر روي نابجايي ها به صورت زنجيره وار خواهد

بود ]9،5[.

2- مواد و روش تحقيقبه منظور بررســی ريزساختار ريختگی ســوپرآلياژ پايه كبالت MAR-M302 نمونه های هويجی شکل با استفاده روش ريخته گری

دقيق در خالء، ريخته گری شــدند. سيستم راهگاهی مورد استفاده در شــکل 1، آورده شــده اســت. كليه نمونه ها بعد از ريخته گری تحت آزمايش X-Ray، قرار گرفتند. نمونه های الزم برای بررســی ريزساختاری بصورت مکـــعبی و با ابعاد 2 سانتی متر از برشکاری نمونه های هويجی تهيه شــدند. تركيب شــيميايی سوپرآلياژ پايه

كبالت MAR-M302 در جدول 1، آورده شده است.

شکل 1( مدل سه بعدی سيستم راهگاهی و چيدمان نمونه های هويجی

MAR-M302 جدول1( ترکيب شيميايی سوپرآلياژ پايه کبالت

عناصر شيميايیدرصد وزنی مينيمم درصد وزنی ماکزيمم

کربن1/000/85

کروم23/521/50

کبالتمابقیمابقی

تنگستن12/0010/00

زيرکونيوم0/50/2

بور0/0050/00

تانتاليم11/009/00

بررســی های ريزساختاری با اســتفاده از ميکروسکوپ نوری و EDS ميکروســکوپ الکترونی روبشی انجام شــد و آناليز شيميايینيز توســط دستگاه نصب شده بر روی ميکروسکوپ الکترونی انجام

شده است.

3-نتايج و بحثXRD 3-1-آناليز

شــکل 2 تصوير الگوی تفرق اشعه X ســوپرآلياژ پايه كبالت MAR-M302 ريختگی را نشــان می دهد، پيک های نشــان داده

شــده در الگوی تفرق نشان دهنده ســه نوع كاربيد MC، M6C و M23C6 و همچنين فاز آستنيتی زمينه است.

MAR-M302 سوپرآلياژ ريختگی پايه کبالت X شکل2( الگوی تفرق اشعه

MAR-M302 3-2- بررسی ريزساختار سوپرآلياژ

بديــن منظور از نمونة متالوگرافی آماده شــده، تصاوير مختلف با ميکروســکوپ نوری و الکترونی روبشی از ريزساختار، تهيه شد. در شــکل های 3 و 4، نمونه هايی از اين تصاوير آورده شده است. با توجه به تحقيقات ســيمز و همکارانش]8[، ريز ساختار سوپرآلياژ پايه كبالت MAR-M302، شــامل ســه نوع كاربيد MC ،M6C و M23C6 اســت كه در تصاوير ميکروســکوپ الکترونی روبشی از پرة

مــورد مطالعه، اين ســه نوع كاربيد به وضوح قابل رؤيت هســتند. EDS از كاربيد هــای مختلف بــا مورفولوژی های متفــاوت آناليزنيز گرفته شــده، تــا نوع و درصد عناصر موجــود در اين كاربيد ها مشــخص شود. آناليز EDS بيشــتر به منظور شناسايی و تشخيص درصد تغييرات عناصر موجود در كاربيد ها و زمينة آســتنيتی انجام شــد. در شــکل های 5 تا 9، نتايج آناليز EDS برای نقاط مشخص شــده در تصاوير ميکروسکوپ الکترونی روبشی كه با حروف التين مشخص شده، آورده شده اســت. ريز ساختار سوپرآلياژ پايه كبالت MAR-M302، شــامل سه نوع كاربيد MC ،M6C و M23C6، است.

در شکل3-الف، نواحی مشخص شده با دايره های سياه رنگ جزاير كاربيدی پراكنده ای را در ريزســاختار نشــان می دهند. اين جزاير كاربيدی از واكنش يوتکتيک حاصل شــده اند و شامل كاربيد های M6C و كاربيد های M23C6 هســتند. در شکل 3-ب، نقاط مشخص

شــده شامل كاربيد های MC، می باشــند كه مورفولوژی آنها مانند حروف چينی است. در شکل 3-ج، كاربيد های MC، با مورفولوژی حــروف چينی بصورت واضح تری ديده می شــوند. كاربيدها در اين محل ها به صورت خطوط موازی رسوب گذاری كرده اند كه با توجه به نظر ســيمز ]8[، زنگنه و همکارانشــان]14[، احتماالً صفحات



نقايص چيدمــان و نابجايی های صفحه ای )نيم صفحة نقص( درون دانه ای هستند. در شــکل 3-د، كاربيد های درشت تر MC، بصورت بلور های منفرد، نشــان داده شده اســت كه در كنار كاربيد های با مورفولــوژی حروف چينی قرار دارد و بــا توجه به تحقيقات زنگنه و همکارانش]14[ احتماالً روی نواقص شــبکه ای با انرژی بيشــتر رســوب گذاری كرده اند. همچنين در شکل 3-د، كاربيد جزيره ای يوتکتيکی متشــکل از كاربيد های M6C و M23C6، نشان داده شده است كه در ميکروسکوپ نوری كاربيد های لبه ای تيره رنگ غنی از كرم M23C6، به صورت واضح ديده می شــوند كه در فصل مشترک بين كاربيد M6C و زمينة آســتنيتی رسوب گذاری كرده اند. جزاير يوتکتيکی عمدتاً بر روی نواقص بلوری با انرژی باال، مانند مرزدانه ها رسوب گذاری می كنند، اما اين جزاير كاربيدی در درون دانه ها نيز

می توانند تشکيل شوند. در شــکل های 4-الــف و ب، تصاوير ميکروســکوپ الکترونی روبشــی، نحوة توزيــع كاربيد هــا را در زمينه نشــان می دهد. در شــکل4-الف، نحوة توزيــع كاربيد های MC، بــا اندازه های كمتر از يــک ميکرومتر، بصــورت بلور های منفرد، در كنــار كاربيد های ســوزنی شــکل MC، با طــول 20 ميکرومتر، را نشــان می دهد. شــکل 4-ب، كاربيد های MC، با مورفولوژی های متفاوت ســوزنی و كريســتال های منفرد و ريز را نشــان می دهد. همچنين در اين شکل جزاير يوتکتيکی متشــکل از كاربيد های M6C و M23C6، كه بصــورت اليه اليه )پرليتی( در كنار هم قرار گرفته اند، نشــان داده شــده است. نقاط تيره رنگ تر از زمينه كه بصورت كاماًل سياه رنگ ديده می شــوند، اصــوالً كاربيد های M23C6 غنــی از كروم و نقاط خيلی روشن كه بصورت سفيد درخشان ديده می شوند، كاربيد های MC، غنی از تانتاليم هســتند. در شــکل 4-ج، كاربيد يوتکتيکی

جزيره ای، متشکل از دو نوع كاربيد M23C6 و M6C، نشان داده شده اســت، همچنين در كنار اين كاربيد پرليتی شکل، با توجه به نظر اســتانفورد و همکارانش]15[ كاربيد های M23C6 و MC قرار گرفته در فضای بين دندريتی مشاهده می شود. در شکل 4-د، كاربيد های MC با اندازه هــای كوچکتر از دو ميکرومتــر، در كنار كاربيد های

قرارگرفتــه در فضای بين دندريتی در اندازه های نانومتری نشــان داده شده است. در شکل 4-ه، تصوير الکترون برگشتی، كاربيد های يوتکتيکی M6C را به وضوح نشان می دهند، اليه های روشن، شامل ،M23C6 اســت كه در كنار اليه های تيره رنگ كاربيد M6C كاربيدقرار گرفته اند. كاربيد های غنی از كروم M23C6، همراه با كاربيد های حاوی عناصر ديرگداز M6C، طی واكنش يوتکتيک و از حالت مذاب تشــکيل می شوند. در صورتی كه سرعت ســرد كردن پايين باشد، ايــن كاربيد ها می تواند در حين انجمــاد و در فضای بين دندريت، در زمينة آســتنيتی بدون حضور كاربيد M6C، بصورت ذرات فلفلی

مانند رسوب گذاری كنند.

MAR-M302 شکل3( تصاوير ميکروسکوپ نوری از ريزساختار سوپرآلياژالف( جزاير کاربيدی پراکنده ای در ريزساختار ب( نقاط مشخص شده شامل کاربيد های MC ج( کاربيد های MC، با مورفولوژی حروف چينی

د(کاربيد های درشت تر MC بصورت بلور های منفرد

MAR-M302 از ريزساختار سوپرآلياژ ريختگی SEM شکل4( تصاويرالف و ب( نحوة توزيع کاربيد ها در زمينه ج( کاربيد يوتکتيکی جزيره ای،

متشکل از دو نوع کاربيد M23C6 و M6C د( کاربيد های MC در فضای بين دندريتی در اندازه های نانومتری ه( تصوير الکترون برگشتی از کاربيد های

M6C يوتکتيکی


شکل 5، تصوير ميکروسکوپ الکترونی روبشی از ريزساختار مورد مطالعه، در دوحالت الکترون ثانويه و الکترون برگشــتی و همچنين نتايــج آناليز EDS در نقطة A، بر روی بلــور منفرد كاربيد MC، در

ميان كاربيد های MC با مورفولوژی حروف چينی، را نشان می دهد.

شکل5( آناليز EDS نشان دهندة وجود کاربيد MC در سوپرآلياژ MAR-M302

A نقطة EDS بــا توجه به شــکل 5 و جدول 2، نتايــج آناليز ، نشــان دهندة كاربيــد غنی از تانتاليم MC اســت كه بيش از 60 درصد وزنی از تركيب شيميايی اين كاربيد را عنصر تانتاليم كه ميل تركيبی شديدی با كربن دارد تشکيل می دهد و مابقی كبالت ، كرم و كربن هستند. در تصاوير ميکروسکوپی شکل 5، جزاير يوتکتيکی اولية متشــکل از كاربيد هــای تيره رنگ غنی از كــروم M23C6 و MC در كنار كاربيد های ،M6C كاربيد هــای غنی از عناصر ديرگداز

با مورفولوژی حروف چينی، به وضوح مشاهده می شوند.

A برای نقطه EDS جدول 2( نتايج آناليزعناصر شيميايیدرصد وزنی درصد اتمی

کربن44/318/44

کروم13/5711/19

کبالت20/9219/55


در شکل 6، نيز مانند شــکل 5، تصوير ميکروسکوپ الکترونی روبشــی از ريزســاختار ســوپرآلياژ، در دوحالت الکترون ثانويه و الکترون برگشتی و همچنين جدول 3، نتايج آناليز EDS در نقطة B، بر روی بلور منفرد كاربيــد MC، اما با اندازه ای حدود 10 برابر بزرگتر از كاربيد مشــخص شــده در نقطة A، در ميان كاربيد های

MC با مورفولوژی حروف چينی، نشان داده شده است.

B برای نقطه EDS جدول 3( نتايج آناليزعناصر شيميايیدرصد وزنی درصد اتمی

کربن35/676/05کروم13/5710/27کبالت26/1421/77تانتاليم24/2161/90

نتايج آناليز EDS در شــکل 6، نيز وجود كاربيد غنی از تانتاليم MC را در نقطة B، تصديق می كند. با وجود اندازة حدود 10 برابری

كاربيد نشان داده شده در نقطة B نسبت به نقطة A، آناليز شيميايی تغييرات آنچنانی ندارد و حدود 60 درصد وزنی از تركيب شــيميايی كاربيد نشان داده شده در نقطة B در شکل 5، عنصر تانتاليم و مابقی

عناصر تشکيل دهندة كاربيد MC، كبالت، كرم و كربن هستند.

شکل6( آناليز EDS نشان دهندة وجود کاربيد MC در سوپرآلياژ MAR-M302

در شــکل7، تصويــر الکترون برگشــتی از كاربيــد جزيره ای يوتکتيکی نشــان داده شده است، كاربيد تيره رنگ نشان داده شده در نقطة C، با توجه به نتايج آناليز EDS شکل 7 و جدول4، كاربيد

تيره رنگ غنی از كرم M23C6 است.كاربيد تيره رنگ نشــان داده شــده در نقطة C، همانطور كه در جدول 4، آورده شده است، در حدود 70 درصد وزنی تركيب شيميايی آن عنصر كرم و مابقی عناصر به ترتيب درصد تشکيل دهنده، كبالت،



تنگســتن و كربن هســتند. اصوالً كاربيد های غنی از كرم در زمينة كبالتی بصورت سياه رنگ و تيره تر از زمينه ديده می شوند.

شکل7(آناليز EDS نشان دهندة وجود کاربيد M23C6 در سوپرآلياژ MAR-M302

C برای نقطه EDS جدول 4( نتايج آناليزعناصر شيميايیدرصد وزنی درصد اتمی

کربن9/253/85

کروم70/3570/12

کبالت15/8215/38


در شکل 8، با توجه به جدول 5، نتايج آناليز EDS، برای كاربيد نشان داده شده در نقطة D، حاكی از وجود كاربيد غنی از تنگستن

M6C در جزيرة كاربيدی يوتکتيکی اوليه است

شکل8( آناليز EDS نشان دهندة وجود کاربيد M6C در سوپرآلياژ MAR-M302

كاربيد نشــان داده شده در نقطة D، در حدود 37 درصد وزنی عنصر تنگســتن تشکيل شده است و مابقی عناصر به ترتيب درصد

تشکيل دهنده، كبالت، كرم، كربن و تانتاليم هستند..

D برای نقطه EDS جدول 5( نتايج آناليزعناصر شيميايیدرصد وزنی درصد اتمی

کربن53/6313/95

کروم18/4419/79

کبالت16/9520/65


تنگستن8/6537/49

در شــکل9، تصوير الکترون برگشتی از كاربيدهای MC نشان داده شده اســت. نقطة E، در زمينة آستنيتی در ميان كاربيد های

MC با مورفولوژی حروف چينی انجام شد.

شکل 9( آناليز EDS نشان دهندة زمينة آستنيتی غنی از عناصر کبالت، MAR-M302 کرم و تنگستن در نمونة ريختگی سوپرآلياژ

بــا توجه بــه نتايج آناليز EDS شــکل 9و جــدول 6، تركيب شيميايی نقطة E، در زمينه آستنيتی كبالت، شامل كروم، تنگستن

و تانتاليم است.E برای نقطه EDS جدول 6( نتايج آناليز

عناصر شيميايیدرصد وزنی درصد اتمی

کروم25/8821/73

کبالت70/2766/88


تنگستن2/918/63


4-نتيجه گيري بر اساس الگوی تفرق اشــعه X ريزساختار ريختگی سوپرآلياژ پايه كبالت MAR-M302، شامل زمينة آستنيتی و سه نوع كاربيد رسوبی اســت. كاربيد های رسوبی در زمينه آســتنيتی عبارتند از كاربيــد غنی از تانتاليــم MC، كه بصــورت ذرات منفرد بلوكی و تيغه ای در سراســر زمينه پخش شــده اند و همچنين كاربيد های يوتکتيکی غنی از تنگستن M6C و غنی از كرم M23C6، اين دو نوع كاربيد در زمينه آســتنيتی بصورت اليه اليه ای و به شکل جزايری رســوب گذاری می كنند و موجب تردی سوپرآلياژ در دمای محيط

می شوند.

5-تقدير و تشکرنويســندگان اين مقاله وظيفه می دانند كه از جناب آقای دكتر فرزاد شــهری، سازمان پژوهش های علمی و صنعتی ايران به دليل

همفکری ها و راهنمايی هايی كه داشته اند، تشکر نمايند.

6-منابع1. Boyce , M.P., The gas turbine handbook , second edi-

tion , Houston , Texas , Gulf Professional Publishing , 2002 .

2. Sims, C.H., Stoloff, N., Hagel, W., Superalloys II : High temperature materials for aerospace and indus-trial power , New York : A Wiley Inter science Publica-tion , 1987.

3. Mraz, S.J., Birth of an engine blade , McGraw-Hill , 1997.

4. Mankins, W.L., Lamb, S., Physical Metallurgy of Nickel and Nickel Alloys , In ASM Handbook , Vol.1 : Properties and Selection: Irons, Steels, and High Per-formance Alloys , ASM International , 1990 .

5. Rhysones, T.N., Coatings for blades and vane applica-tions in gas turbine , Corrosion Science ,Vol. 29 , pp. 623 – 636 , 1989 .

6. Smith , W.F., Nickel and Cobalt Alloys , In Structure and Properties of Engineering Alloys , 2nd Edition , McGraw-Hill , 1993 .

7. Kraft, S.A., Mughrabi, H., Thermo mechanical fatigue of the Nickel based superalloy , ASTM Special Tech-nology Publication , 2003 .

8. Maier, H.J., Christ, H.J., Modeling of cyclic stress-strain behaviorand damage mechanisms under thermo mechanical fatigue conditions. International Journal of Fatigue , Vol .19 , pp.167–174 , 1996 .

9. Dahshan, M.E., Case study of corrosion failure of an aluminide coating in gas turbine. Surface and Coatings Technology, Vol.10 , pp.108–117, 2000 .

10. Daleo, J.A., Ellison, K.A., Boone, D.H., Metallur-gical considerations for life assessment and the safe refurbishment and requalification of gas turbine blade .

Journal of Engineering Gas Turbines Power , Vol.124 , pp.571–579 , 2002 .

11. McMinn, A., Coatings technology for hot components of industrial combustion turbines , John Wiley & Sons , 1997 .

12. Hwang, Y., Park, M., Kim, S. T. G., Failure analysis of a J85 engine turbine components , Engineering Failure Analysis , Vol.34 , pp. 395–408 , 2000 .

13. Koul, A.K., Immarigeon, J.P., Dainty, R.V., Patnaik, P.C., Degradation of high performance aero-engine turbine blades , Journal of Engineering Gas Turbines Power ,Vol.78 , pp.258-269 , 1993 .

14. Zangeneh , Sh., Farhangi, H., Influence of Service Induced Microstructural Changes on The Failure of a Cobalt-based Superalloy First Stage Nozzle , Materi-als and Design , Vol.31 , pp. 3504-3511, 2010 .(33)

15. Stanford, N., Djakovic, A., Shollock, B.A., McLean, M., Souza, D., Secondary M6C precipitation in K40S cobalt-base alloy , Materials Letters, Vol.49 , pp. 160-164 , 2001 .



اثر سرعت حرکت قالب در روش بریجمن برساختار انجماد جهت دار GTD-111 آلیاژ

محمد بابائی*1، سّيد مهدی عباسی2، سّيد مهدی قاضی ميرسعيد3، محمد مصطفايی41-دانشجوی فوق ليسانس شناسايی و انتخاب مواد دانشگاه صنعتی مالک اشتر

2- دكتری مهندسی مکانيک- دانشيار دانشگاه صنعتی مالک اشتر3- فوق ليسانس مهندسی مواد- دانشگاه صنعتی مالک اشتر

4- دانشجوی دكتری شناسايی و انتخاب مواد دانشگاه صنعتی مالک اشتر*[email protected]

The Effects of Withdrawal Rate in Bridgman Directional Solidification Technique on Structure of GTD-111

M .Babaei ,S.M .Abbasi ,S.M .Ghazi Mirsaed ,M .MostafaeiMetallic Materials Research Center ,Malek Ashtar University of Technology ,Tehran ,Iran

چکيدهدر پژوهش حاضر اثر تغييرات سرعت حركت قالب روش بريجمن بر ريزساختار و درشت ساختار سوپرآلياژ GTD-111 انجماد جهت دار آزمايشگاهی مورد بررسی قرار گرفته است. برای اين منظور سرعت حركت قالب 2/5، 5 و mm/min 10 انتخاب شد و اثر اين تغييرات بر ميزان انحراف جهت گيری، چگالی دانه های ستونی، فاصله ی بازوهای دندريتی و تشکيل دانه های سرگردان مورد بحث و تحليل قرار گرفت. از اين رو مشــاهده شد كه با افزايش سرعت حركت قالب، تعداد دانه ها افزايش و انحراف دانه ها و فاصله ی بازوهای دندريتی اصلی كاهش می يابد. همچنين مشــاهده شد كه اثر افزايش سرعت حركت قالب بر تعداد دانه های سرگردان در ابتدا كاهشی و سپس افزايشی است. از اين رو با بررســی ســاختار آلياژ اين نتيجه حاصل شد كه با افزايش ســرعت حركت قالب از يک حد، احتمال ايجاد دانه های سرگردان در

ساختار افزايش می يابد و اين مورد اثر مخربی بر ساختار جهت دار دارد، اين موضوع در سرعت كشش mm/min 10 مشاهده شد.

کلمات کليدی: سوپرآلياژ پايه نيکل، انجماد جهت دار، روش بريجمن، سرعت حركت قالب، درشت ساختار و ريزساختار.

Abstract: In this study the effect of Bridgman technique withdrawal rate on structure of Ni-base superalloy GTD-111 has been investigated. So the withdrawal rate 2.5, 5 and 10 mm/min selected and effect of this varia-tion on structure contain density of grains, deviation orientation, primary and secondary dendrite arm spacing were evaluated. It was observed increasing withdrawal rate cause density of grains increased but the deviation orientation, primary and secondary dendrite arm spacing decreased. It was also observed that by increasing the withdrawal rate, at first the number of freckle decrease and then increase. Thus, this result was obtained with investigation of alloy structure that by the increasing the withdrawal rate of a limit, risk of formation the freckle increase in alloy structure and this has a negative effect on the directional structure. This issue was observed in 10 mm/min withdrawal rate.

Key Words: Ni-base Superalloy, Directional Solidification, Bridgman Technique, Withdrawal Rate, Macro-structure, Microstructure.


1- مقدمهســوپرآلياژهای پايه نيکل به دليل اســتحکام خزشــی باال و مقاومــت به اكسيداســيون در دماهــای باال به طور گســترده در ســاخت تيغه های توربين و ســاير قطعات موتور مورد استفاده قرار می گيرند]1[. ســوپرآلياژ GTD-111 در دهــه ی 1970 از طريق اصــالح ســوپرآلياژهای Rene 80 و IN738LC طراحی شــد. اين آلياژ در اواسط دهه ی 1970 توسط شركت جنرال الکتريک جهت جايگزينی با آلياژ IN-738LC توســعه داده شد و در دهه ی 1980 به عنــوان تيغه در رديــف اول موتور توربيــن گازی صنعتی مورد

استفاده قرار گرفت]2-4[.ســاختارهای پلی كريستال در دماهای باال به دليل تمركز تنش در مرزدانه و لغزش، شکســت ترد را دراين نواحی نشــان می دهند درنتيجه اســتحکام دما باال كاهش می يابد]5[. بــرای اين منظور تکنيک های انجماد جهت دار به طور گسترده ای جهت توليد تيغه ها و پره های توربين های پيشــرفته جهت عملکرد مطلوب در شرايط دما و تنش شديدتر مورد استفاده قرار گرفته است. با ابداع تکنيک بريجمن امکان ايجاد ساختارهای جهت دار در مقياس صنعتی فراهم گرديد كه به دنبال آن تحقيقــات زيادی روی روش های انجماد با ســرعت باال )HRS( انجام گرفت و موجــب پيدايش تکنيک های

ديگری همچون روش LMC شد]6[. در روش ريخته گــری متداول شــيب دمايی با گذشــت زمان كاهش می يابد تا به صفر می رســد در نتيجه دانه های هم محور در مركز شــمش تشــکيل می گردد، حال اگر در حيــن انجماد مقدار شــيب دمايی ثابت نگه داشته شود احتمال تشکيل دانه های ستونی )HRS( 1افزايش می يابد]7[. از دهه ی 1970 تکنيک انجماد سريعيــا بريجمن جهت توليد صنعتی قطعات ســوپرآلياژهای پايه نيکل انجمادجهت دار مورد استفاده قرار گرفته است. در اين روش به دليل اينکه مقدار شيب دمايی )GL( در حين ريخته گری كاهش می يابد احتمال ايجاد ريزساختار درشت و ناخواسته افزايش می يابد]8و9[. در فرآينــد انجماد جهــت دار پارامترهــای كليــدی در تعيين )R( ســاختار و خواص نهايی قطعه ی توليدی، سرعت حركت قالبو شيب دمايی )G( در راســتای حركت رو به جلوی فصل مشترک جامد/مذاب می باشد. روش بريجمن می تواند شيب دمايی مورد نياز را برای توليد قطعــات كوچک تأمين كند اما در قطعات بزرگ اين تکنيک نمی تواند شــيب دمايی مورد نيــاز را تأمين كند به همين دليــل يوتکتيک های بزرگ ʹγ/γ در ريزســاختار ريخته گری ايجاد می شــود و در نتيجه مدت زمــان عمليات حرارتی انحاللی اين نوع قطعات افزايش می يابد كه باعث افزايش هزينه های توليد می گردد. از سوی ديگر در اين قطعات ميزان عيب انحراف جهت گيری دانه ها

به مراتب افزايش می يابد]10[.

1- High Rate Solidification

عملکــرد قطعــه ی ريخته گری در شــرايط كاری وابســته به ريزســاختار ايجاد شــده در حين فرآيند انجماد اســت. مطالعات صورت گرفته توســط جيامی و تيشنکو ]11[ نشان داد كه كاهش بازوهــای دندريتی اثر مطلوبی بر كاهش جدايش و افزايش همگنی ســاختار دارد ]12[ بــرای همين منظور نيــز روابطی جهت ايجاد ارتباط بيــن فاصله ی بازوهای دندريتی اوليهλ1( 2(، شــيب دمايی طولی )G( و ســرعت حركت قالب )R( نيز مطرح شــده است.اين پارامترها به خواص حرارتی ماده و شرايط فرآيند همچون نوع روش انتقال حرارت بســتگی دارد]12[. هانت ]13[ نيز در مطالعات خود رابطه ی بين فاصله ی بازوهای دندريتی اوليه، شيب دمايی و سرعت حركت قالب را برای ســوپرآلياژهای پايه نيکل طبق رابطه 1 بيان كرد. در آن K، ضريبی تجربی است كه ارتباط بين فاصله ی بازوهای دندريتی اوليه، شيب دمايی و سرعت حركت قالب را ايجاد می كند.

)1(در اين رابطه هرچه مقدار شــيب دمايی )G( و يا سرعت حركت قالــب )R( افزايش يابد، فاصله ی بازوهای دندريتی كمتر می شــود و ريزســاختار ريزتری حاصل می گردد. همچنين افزايش ســرعت حركــت قالب يک پارامتر مهم در كاهش زمان فرآيند و هزينه های

ريخته گری است]12[. يکــی از عيــوب موجود در ســاختار انجماد جهــت دار يافته، انحراف جهت گيری دانه ها اســت. در انجمادجهت دار، ســاختار در راســتای جهت <001> رشــد می كند به دليــل اينکه اين جهت كريســتالوگرافی دارای كمترين انرژی الزم برای رشــد است، رشد در اين جهت با ســرعت بااليی صورت می گيرد. از سوی ديگر اين جهت دارای كمترين مدول االســتيک است كه خوشبختانه خواص دما باالی مناســبی را نيز ارائه می دهد]14و15[. از سوی ديگر در حالت واقعی ســاختارهای جهت دار نسبت به جهت <001> دارای انحراف هستند كه ميزان اين انحراف تا °10 قابل پذيرش می باشد و افزايــش انحراف بيش از اين مقدار به عنوان يک عيب ســاختار

معرفی می گردد]16[. در ايــن پژوهــش، در روش بريجمن اثر ســرعت حركت قالب بر فاصلــه ی بازوهای دندريتی، ميــزان جهت گيری، چگالی دانه ها و تشکيل دانه های ســرگردان مورد بررســی قرار گرفت و شرايط بهينه ای از نظر دســتيابی به كمترين فاصله ی بين بازوی دندريتی، انحراف جهت گيری، چگالی دانه ها و دانه های ســرگردان به دست

آمد.

2- مواد و روش تحقيقدر اين تحقيق از ســوپرآلياژ پايه نيــکل GTD-111 با تركيب

2- Primary Dendrite Arm Spacing



اســتفاده Ni-13.7Cr-9.5Co-4.0W-4.8Ti-3.2Al-2.5Ta (%wt)

گرديد. فرآيند آلياژسازی و ريخته گری شمش اوليه در يک كوره ی VIM تحت خالء mbar 3-10 انجام شد. فرآيند انجماد جهت دار در

يک كوره ی بريجمن آزمايشــگاهی تحت خــالء و درون يک قالب آلومينايی اســتوانه ای روی يک صفحه ی مبرد فوالد خنک شونده با سيســتم آبگرد انجام گرفت. شــماتيک كوره بريجمن به صورت شکل 1 می باشــد. حدود 5 دقيقه پس از بارريزی مذاب به داخل قالب و پايدار شــدن مذاب، مجموعه قالب و صفحه مبردی آبگرد، با سرعت پايين روی از ناحيه ی گرم با دمای C° 1600 به ناحيه ی 50mm 22 و طول آن هاmm سرد حركت داده شدند. قطر نمونه هادر نظر گرفته شــد سرعت حركت نمونه ها برای 3 نمونه در جدول 1 ارائه شــده اســت نمونه ها پس از ريخته گری جهت بررسی های

ساختاری در دو راستای عرضی و طولی برش داده شده اند.

جدول 1( سرعت حرکت قالب انتخابی در اين پژوهش.

سرعت حرکت قالبنمونه

12/5 mm/min

25 mm/min

310 mm/min

جهت بررســی ريزساختاری، سنباده زنی از مش 80 تا 1200 و پس از پوليش محلول اچ ماربل جهت بررسی ريزساختار و بازوهای بين دندريتی به كار برده شــد. برای مشــاهده ی درشت ســاختار 80 mL HCl:2 mL HNO3:11 mL نمونه ها از محلول اچ با تركيب

H2O:16 g FeCl3 با دمای C° 100 استفاده شد.

تصاويــر ميکروســکوپی به كمک ميکروســکوپ نــوری مدل Olympus BX51 گرفته شــد. به منظور انجام متالوگرافی كمی، اندازه گيــری فاصله ی بيــن بازوهای دندريتی اوليــه )PDAS( در بزرگنمايــی 50 برابــر و برای حدود 10 منطقه با روش دســتی و λ1=np ]17[ كــه در آن λ1 فاصله ی بازوهای

بــه كمک رابطه ی 1/2-دنديتی اوليه و np تعداد اثر بازوهای دنديتی اوليه در واحد ســطح اســت محاسبه شد. جهت بررســی فاصله ی بين بازوهای دندريتی ثانويهSDAS( 3( نيز از رابطه ی λ2=L/(n) ]17[ استفاده گرديد كه در آن λ2 فاصله ی بازوهای دنديتی ثانويه و n تعداد بازوهای دنديتی

ثانويه در طول خط L است.به منظور تخمين شــيب دمايی از رابطه 1 اســتفاده شــد كه مقدار K به دليل شــباهت آلياژ GTD-111 با آلياژ IN-738 كه در تحقيقات كرمانپور و همکاران ]18[ استفاده شده، به صورت تجربی

برابر با 1765 در نظر گرفته شده است.

3- Secondary Dendrite Arm Spacing

شکل 1( شماتيک کوره ی انجماد جهت دار بريجمن مورد استفاده در کار حاضر.

3- نتايج و بحث در جدول 2 نتايــج متالوگرافی كمی و پارامترهای اندازه گيری شــده برای هر يک از نمونه های مورد مطالعه، ارائه شــده اســت. جهت محاسبه ی شــيب دمايی از رابطه 1 استفاده شد كه با مقادير حاصل از شيب دمايی، سرعت حركت قالب و رابطه 2 مقدار سرعت

سرمايش به دست آمد.

)2(جوانه های جامد افزايش يافته و در نتيجه تعداد دانه های ستونی در واحد ســطح )چگالی دانه ها( افزايش يافته اســت. اين مورد را می توان در شکل 3 مشــاهده كرد. در اين رابطه R سرعت حركت قالبG ،(cm/min) شــيب دمايی )C/cm°( و V سرعت سرمايش

)C/min°( است ]19[.

جدول 2( بررسی پارامترهای اندازه گيری و برآورد شده برای نمونه های مورد مطالعه

نمونه

تعداد دانه ها در

واحد سطح )cm2(

PDAS(µm)

SDAS(µm)

سرعت سرمايش (°C/min)

شيب دمايی (°C/cm)

انحراف دانه ها

(°)

چگالی دانه های سرگردان

(1/ cm2)

11/630273/06/9527/84/256

23/730060/49/9519/93/284

35/328449/215/715/72/446

3-1- جهت گيری و چگالی دانه های ستونیدرشت ســاختار نمونه های انجماد جهت دار يافته در شــکل 2


نشان داده شده اند. همان طوركه مشاهده می شود با افزايش سرعت حركت قالب به دليل افزايش نرخ سرد شدن و افزايش تحت تبريد منطقه ی پايدار )ناحيه ی باالی دانه های هم محور تبريدی(، چگالی ميزان انحراف جهت گيری دانه های ستونی نسبت به راستای انجماد كه احتماالً همان جهت <001> می باشــد]14[ بر حســب تغيير سرعت حركت قالب در شکل 4 نشان داده شده است. همان طوركه مشــاهده می شــود با افزايش ســرعت حركت قالب، بر اثر افزايش ســرعت پيشــروی جبهه انجماد، طبق رابطه 2 ســرعت سرمايش افزايش می يابد و ميزان انحراف جهت گيری دانه های ستونی كاهش می يابد زيرا زمان كمتری برای رشــد دانه وجود داشــته است و به همين منظور رشــد با انحراف كمتری نسبت به جهت <001> كه

كمترين انرژی الزم را برای رشد دارد اتفاق می افتد]14[.

شکل 2( درشت ساختار مربوط به هر يک از نمونه های انجماد جهت دار يافته.

شکل 3( نمودار تغييرات چگالی دانه های ستونی بر حسب سرعت حرکت .22mm قالب در قطر قالب

شکل 4( نمودار تغييرات ميزان انحراف دانه های ستونی بر حسب سرعت .22mm حرکت قالب در قطر قالب

3-2- ارزيابی ساختار دندريتیيکی از اثرات مربوط به تغييرات ســرعت سرمايش، بر فاصله ی بازوهای دندريتی قابل مشاهده است. در شکل 5 ساختار دندريتی نمونه های مورد مطالعه در جهت طولی نشــان داده شــده است. با اندازه گيری فاصله ی بازوهــای دندريتی اوليه و ثانويه همان طوركه در شــکل 8 مشاهده می شــود. با افزايش سرعت حركت صفحه ی مبرد به دليل افزايش نرخ سرد شــدن، فاصله ی بازوهای دندريتی اوليــه و ثانويــه در حدود µm 25 كاهش می يابد. در شــکل 6 نيز ســاختار دندريتی نمونه ها در جهت عرضی نشــان داده شده است. همان طوركه مشــاهده می شود با افزايش ســرعت حركت قالب به دليــل كاهش مدت زمــان انجماد، ضخامت شــاخه های دندريتی عرضــی كاهش می يابد. همچنين با افزايش ســرعت حركت قالب، رشــد عرضی دندريت های ثانويه در نمونه ها ديده می شود. در اين مورد نيز می توان به اين نتيجه رســيد كه افزايش سرعت سرمايش از يک حد بحرانی باعث افزايش رشــد عرضی در ساختار جهت دار می گــردد كه اين حد در اين پژوهش C/min° 10 برآورد می گردد. در شــکل 7 رشــد عرضی در نمونه ی 3 به وضوح قابل مشــاهده می باشــد كه حاكی از وجود شار حرارتی شــعاعی در نمونه است. اين نوع شار باعث تشــکيل دانه های سرگردان و دانه های هم محور در ساختار جهت دار می شود. در تمامی ساختارهای جهت دار تالش بر اين اســت كه شار حرارتی در جهت طولی وجود داشته باشد كه وجود شــار عرضی، نشــان دهنده ی ظرفيت يک دستگاه در ايجاد

ساختار جهت دار است.

شکل 5( ساختار دندريتی نمونه های مورد مطالعه در جهت طولی.

شکل 6( ساختار دندريتی نمونه های مورد مطالعه در جهت عرضی.



شکل 7( ساختار دندريتی عرضی نمونه ی 3 )سرعت حرکت صفحه مبرد .)10 mm/min

شکل 8( نمودار تغييرات فاصله ی بين بازوهای دندريتی اوليه و ثانويه بر .22mm حسب سرعت حرکت قالب در قطر قالب

در شکل 9 و شــکل 10 نمودار مقايسه ای بين مطالعات حاضر با ســاير نتايج حاصل از محققان ديگر ارائه شده است. همان طوركه مشاهده می شود در تمامی تحقيقات صورت گرفته با افزايش سرعت حركت قالب فاصله ی بازوهای دندريتی اوليه و ثانويه كاهش می يابد. در شــکل 9 علت اختالف ناشی از فاصله ی بازوهای دندريتی اوليه بين پژوهش حاضر و ســاير پژوهش ها به علت استفاده از صفحه ی مبرد فوالدی به جای مســی اســت. فوالد دارای هدايت حرارتی به مراتب پايين تری نســبت به مس است ]20[ )هدايت حرارتی فوالدW.m-1K-1 14 و هدايت حرارتــی مس W.m-1K-1 401(. از ســوی

ديگر در ايــن پژوهش از صفحات آلومينايی به جای گرافيت جهت مانع حرارتی استفاده شده است كه همه ی اين عوامل باعث كاهش هدايت حرارتــی و در نتيجــه كاهش سرعت ســرمايش و افزايش

فاصله ی بازوهای دندريتی شده است.

شکل 9( نمودار مقايسه ای از افزايش سرعت حرکت نمونه بر فاصله ی بين بازوهای دندريتی اوليه.

شکل 10( نمودار مقايسه ای از افزايش سرعت حرکت نمونه بر فاصله ی بين بازوهای دندريتی ثانويه.

3-3- تشکيل دانه های سرگرداناختالف حرارتی و تركيب بين مذاب نوک دندريت و مذاب واقع در نقــاط دورتر باعث ايجاد يک جريان همرفت در مذاب می گردد. اين جريان همرفتی باعث تشــکيل دانه های سرگردان می شود كه از نظــر تركيب، تركيب شــان به تركيب يوتکتيک نزديک اســت. از اين رو با افزايش سرعت ســرمايش به دليل اينکه كســرحجمی يوتکتيک كاهش می يابد احتمال تشــکيل دانه های ســرگردان نيز كاهش می يابد]17و22[. در شــکل 11 اثر تغييرات سرعت حركت قالب بر تعداد دانه های ســرگردان بررسی شده است. همان طور كه مشاهده می شود با افزايش سرعت حركت قالب ابتدا تعداد دانه های ســرگردان كاهش و سپس بر خالف انتظار افزايش می يابد. افزايش ناگهانی تعداد دانه های ســرگردان به ضخامت فصل مشترک مذاب/

جامد مربوط می باشــد به دليل اينکه در ايــن پژوهش با توجه به شــرايط كوره )نوع صفحه ی مبرد و نــوع مانع حرارتی(، با افزايش سرعت حركت قالب، زمان كافی برای انتقال حرارت مذاب به خارج وجود نداشــته از اين رو ضخامت فصل مشترک مذاب/جامد افزايش يافته اســت و اين موضوع باعث افزايش احتمال تشــکيل دانه های سرگردان شده اســت]23[. از اين رو در اين تحقيق می توان برای آلياژ تحت سرعت ســرمايش بهينه را كمتر از C/min° 10 تعريف نمود. در شــکل 12 دانه ی سرگردان مشــاهده شده در نمونه ی3

نشان داده شده است

شکل 11( نمودار تغييرات تعداد دانه های سرگردان در واحد سطح )چگالی دانه های سرگردان( بر حسب سرعت حرکت قالب.


شکل 12( دانه ی سرگردان مشاهده شده در نمونه ی 3 )سرعت حرکت صفحه مبرد mm/min 10( ساختار کامًا هم محور در راستای ساختار

جهت دار.

4- نتيجه گيریدر پژوهش حاضر مانند ساير مطالعات صورت گرفته با افزايش سرعت حركت قالب، فاصله ی بازوهای دندريتی كاهش می يابد. در اين پژوهش نسبت به ساير پژوهش ها با افزايش سرعت حركت قالب، فاصله ی بازوهای دندريتی اوليه كمتر كاهش يافته است و علت آن استفاده از صفحه ی مبرد فوالدی به جای مسی و صفحات آلومينايی به جای گرافيت جهت مانع حرارتی است كه همه ی اين عوامل باعث كاهش هدايت حرارتی و در نتيجه كاهش سرعت سرمايش و افزايش فاصله ی بازوهای دندريتی شــده است. همچنين مشاهده شد كه با افزايش سرعت حركت قالب ميزان انحراف دانه ها نسبت به راستای شــيب دمايی كاهش و تعداد دانه ها در واحد سطح افزايش می يابد. از ســوی ديگر اثر افزايش ســرعت حركت قالب بر تعداد دانه های ســرگردان در ابتدا كاهشی و در ادامه افزايشی است. كه اين پديده نشان دهنده حد بحرانی سرعت سرمايش در آلياژ مورد مطالعه است.

در پژوهش حاضر مشــاهده شــد كه با افزايش سرعت حركت قالب، رشد عرضی در نمونه ها افزايش يافت. علت اين پديده افزايش بيش از حد ســرعت سرمايش و كاهش زمان مورد نياز برای انتقال حرارت می باشــد. ازاين رو جهت خروج حــرارت موجود، عالوه بر شــار حرارتی طولی شــار حرارتی عرضی نيز در مقطع نمونه ايجاد می گردد و همين امر باعث رشد عرضی در نمونه و افزايش احتمال تشکيل دانه های سرگردان می شود. از اين رو برای آلياژ مورد مطالعه ســرعت های خروج قالب كمتر از mm/min 10 جهت دستيابی به

ساختار جهت دار مناسب، پيشنهاد می گردد.

5- منابع1. Leidermark, D. (2011). Crystal Plasticity and Crack

Initiation in A Single-Crystal Nickel-Base Superalloy Modelling, Evaluation and Applications. Linköping University Electronic Press.

2. Sajjadi, S., Nategh, S., & Guthrie, R. I. (2002). Study of Microstructure and Mechanical Properties of High

Performance Ni-Base Superalloy GTD-111. Materials Science and Engineering: A, 325(1-2), 484–489.

3. Wangyao, P., Krongtong, V., Homkrajai, W., Polsilapa, S., & Lothongkum, G. (2006). Comparing Rejuve-nated Microstructures After Hip Process and Differ-ent Heat Treatments in Cast Nickel Base Superalloys, IN-738 And GTD-111 After Long-Term Service. Acta Metallurgica Slovaca, 12, 23-32.

4. Highsmith, S., Jr, & Johnson, W. S. (2006). Elevated Temperature Fatigue Crack Growth in Directionally Solidified GTD-111 Superalloy. Fatigue & Fracture of Engineering Materials & Structures, 29(1), 11–22.

5. Reed, R. C. (2006). The Superalloys Fundamentals and Applications. Cambridge University Press.

6. Wanga, F., Zhang, J., Bührig-Polaczek, A., & Ma, D. X. (2014). A High Thermal Gradient Directional So-lidification Method for Growing superalloy Single Crystals. Journal of Materials Processing Technology, 214(12), 3112–3121.

7. Lee, J. S., Gu, J. H., Jung, H. M., Kim, E. H., & Jung, Y. G. (2014). Directional Solidification Microstructure Control in CM247LC Superalloy. Materials Today: Proceedings, 1(1), 3-10.

8. Liu, C., Shen, J., Zhang, J., & Lou, L. (2010). Effect of Withdrawal Rates on Microstructure and Creep Strength of a Single Crystal Superalloy Processed by LMC. Journal of Materials Science & Technology, 26(4), 306-310.

9. Bingming, G., Lin, L., Xinbao, Z., Taiwen, H., Jun, Z., & Hengzhi, F. (2013). Effect of Directional Solidifi-cation Methods on the Cast Microstructure and Grain Orientation of Blade Shaped DZ125 Superalloy. Rare Metal Materials and Engineering, 42(11), 2222-2227.

10. Wang, F., Ma, D., Zhang, J., Liu, L., Hong, J., Bogner, S., & Bührig-Polaczek, A. (2014). Effect of Solidifica-tion Parameters On the Microstructures of Superalloy CMSX-6 Formed During the Downward Directional Solidification Process. Journal of Crystal Growth, 389, 47-54.

11. Giamei, A. F., & Tschinkel, J. G. (1976). Liquid Metal Cooling: A New Solidification Technique. Metallurgi-cal Transactions A, 7(9), 1427–1434.

12. Franke, M. M., Hilbinger, R. M., Lohmüller, A., & Singer, R. F. (2013). The Effect of Liquid Metal Cool-ing On Thermal Gradients in Directional Solidification of Superalloys: Thermal Analysis. Journal of Materials Processing Technology, 213(12), 2081–2088.

13. Hunt, J. D. (1979). Cellular and Primary Dendrite Spacings. Solidification and Casting of Metals, (pp. 3-9). London.

14. Segersäll, M., Moverare, J. J., Simonsson, K., & Jo-hansson, S. (2012). Deformation and Damage Mecha-nisms during Thermomechanical Fatigue of a Single-Crystal Superalloy in the <001> and <011> Directions. The Minerals, Metals and Materials Society, 215-223.



15. Zhao, X., Zhang, J., & Liu, L. (2015). Investigation of Grain Competitive Growth During Directional Solidi-fication of Single-Crystal Nickel-Based Superalloys. Applied Physics a Materials Science and Processing, 120(2), 793-800.

16. Campbell Jr, F. C. (2011). Manufacturing Technology for Aerospace Structural Materials. Elsevier.

17. Elliott, A. J. (2005). Directional Solidification of Large Cross-Section Nickel-base Superalloy Castings via Liquid-Metal Cooling. University of Michigan, Ma-terials Science and Engineering. Michigan: Materials Science and Engineering in The University of Michi-gan.

18. Kermanpur, A., Varahraam, N., Engilehei, E., Mo-hammadzadeh, M., & Davami, P. (2000). Directional Solidification of Ni-base Superalloy IN738LC to Im-prove Creep Properties. Materials Science and Tech-nology, 16, 579-586.

19. Tandjaoui, A., Mangelinck-Noel, N., Reinhart, G., Bil-lia, B., Lafford, T., & Baruchel, J. (2013). Investiga-tion of Grain Boundary Grooves at The Solid–Liquid Interface During Directional Solidification of Multi-Crystalline Silicon: In Situ Characterization by X-Ray Imaging. Journal of Crystal Growth, 377, 203–211.

20. Elliott, A. J., Tin, S., King, W. T., Huang, S. C., Gi-gliotti, M. F., & Pollock, T. M. (2004). Directional Solidification of Large Superalloy Castings with Ra-diation and Liquid-Metal Cooling: A Comparative As-sessment. Metallurgical and Materials Transactions A, 35A, 3221-3231.

21. Sifeng, G., Lin, L., Yiku, X., Chubin, Y., Jun, Z., & Hengzhi, F. (2012, May). Influences of processing pa-rameters on microstructure during investment casting of nickel-base single crystal superalloy DD3. China Foundry, 9(3), 159-164.

22. Copley, S. M., Giamei, A. F., Johnson, S. M., & Horn-becker, M. F. (1970). The Origin of Freckles in Unidi-rectionally Solidified Castings. Metallurgical Transac-tions, 1(8), 2193-2204.

23. Giamei, A. F., & Kear, B. H. (1970). On The Nature of Freckles in Nickel Base Superalloys. Metallurgical Transactions, 1(8), 2185–2192.


تأثیر پارامترهای ریخته گری مرکب دوفلزی AL A356-AL 7075 بر کیفیت فصل مشترک

امير مشيری1*، ابوذر طاهری زاده2، محمود مرآتيان3، علی مالکی4

1- دانشجوی كارشناسی ارشد، مهندسی مواد، دانشکده مهندسی مواد، دانشگاه صنعتی اصفهان2- استاديار، مهندسی مواد، دانشکده مهندسی مواد، دانشگاه صنعتی اصفهان3- دانشيار، مهندسی مواد، دانشکده مهندسی مواد، دانشگاه صنعتی اصفهان

4- استاديار، مهندسی مواد، پژوهشکده فوالد، دانشگاه صنعتی اصفهان*[email protected]

Effect of Compound Casting Parameters of an Aluminum-Aluminum Alloy on the Interface Quality

Amir Moshiri1, Aboozar TaheriZadeh2, Mahmood Meratian3, Ali Maleki4

1- MSc in Materials Engineering, Department of Materials Engineering, Isfahan University of Technology2- Assistant Professor, Department of Materials Engineering, Isfahan University of Technology3- Associate Professor, Department of Materials Engineering, Isfahan University of Technology

4- Assistant Professor, Steel Institute, Isfahan University of Technology

چکيدهآلومينيم يکی از پركاربردترين فلزات مورد اســتفاده در صنعت بوده و كامپوزيت های آلومينيمی به دليل داشــتن خواص فيزيکی و مکانيکی مطلوب به صورت هم زمان، بســيار مورد توجه مهندســان می باشــند. لذا در اين پژوهش، ريخته گری مركب نمونه های دوفلزی آلومينيم A356-آلومينيم 7075 كه از فلزات پركاربرد در صنعت می باشند، بدون آماده سازی سطح صورت گرفت و مذاب A356 با نسبت حجمی ثابت اطراف مغزی 7075 ريخته گری شــد. در اين مقاله، پارامتر دمــای مذاب به عنوان يکی از مهم ترين پارامترهای تأثيرگذار بر كيفيت فصل مشــترک و همچنين دمای مغزی و نحوه سرد شــدن نمونه بررسی شده است. مقايسه نتايج حاصل از بررسی ريزساختاری به وســيله ميکروسکوپ نوری، بيانگر بهبود فصل مشترک با افزايش دمای مذاب و مغزی بوده كه اين امر ناشی از تخريب اليه اكسيدی بر اثر تنش حرارتی و تنش برشــی بين دو فلز مورد اســتفاده می باشد. همچنين اين نتايج نشان می دهند كه نحوه سرد شدن نمونه ها، تأثير

چندانی بر كيفيت فصل مشترک ندارد.

واژگان کليدی: آلومينيم، كامپوزيت، دوفلزی، ريخته گری، فصل مشترک

Abstract: Aluminum is one of the most common metals used in industry and aluminum composites are highly regarded by engineers because of having simultaneously the desired physical and mechanical properties. Therefore, in this study, casting of aluminum-aluminum bimetallic composite samples of A356 and 7075 which are widely used metals in the industry have been done without surface preparation. With a constant volume ratio of metals, A356 melt was casted around the 7075 insert. In this paper, the melt temperature as one of the most important parameters affecting the quality of interface as well as the insert temperature and cooling the samples was investigated. Comparing the results of the optical microscopy indicate improvement of the interface quality with increasing the melt and insert temperature, due to the destruction of oxide layer caused by thermal stress between the metals. The results show that the cooling condition of the samples, has no significant effect on the quality of the interface.

Keywords: Aluminum, Composite, Bimetal, Casting, Interface



1- مقدمهبا پيشــرفت صنعت و تکنولوژی، نياز بــه حضور مواد جديد به خوبی احســاس می شود. اين مواد بايد خواص مطلوبی در كاربردها و شرايط مختلف داشته باشند. لذا مطالعه ساختار مواد از يک سو و ساخت قطعات چندفلزی از سوی ديگر موردتوجه قرار گرفت ]1[. كامپوزيت هــا، به ويژه كامپوزيت های زمينه فلــزی، ازجمله موادی هســتند كه به دليل خواص برتر پيشرفت بيشتری نسبت به ساير مواد داشــته اند. چندفلزی ها نيز نوعی كامپوزيت زمينه فلزی مورد توجه صنعتگران و مهندسان بوده كه امروزه بخشی از مواد صنعتی بــا خواص و كاربرد مختلف را به خود اختصاص داده اند، چراكه يک فلز بــه تنهايی نمی تواند تمام خواص موردنظر يک كاربرد خاص را تأمين كند. با وجود پژوهش هــای فراوان و ارائه روش های مختلف ساخت، قطعات دوفلزی همچنان در بين ساير مواد مهندسی نقش كم رنگی دارند كــه احتماالً به علت اختالف ميان روش های تئوری

ارائه شده و عمليات ساخت آن ها می باشد ]2 و 3[. هدف از ســاخت قطعات دوفلزی، ايجاد پيوندی مستحکم بين اليه ها با ضخامت مشخص در تمام سطح تماس و تشکيل ساختار و خواص موردنظر می باشد ]3 و 4[. لذا روش های ساخت اين قطعات را می توان براساس خواص نهايی محصول كه توسط مشخصات فصل مشترک تعيين می گردد، دسته بندی كرد. در اين روش ها، از طريق اعمال حرارت باال يا فشارهای مکانيکی، فلزات را به يکديگر متصل می كنند. ازجمله ايــن روش ها می توان به جوش كاری، لحيم كاری،

ريخته گری و نورد اشاره كرد ]2[.در ميــان روش هــای فــوق، ريخته گــری به علــت برقراری فصل مشترک مطلوب و ايجاد پيوند متالورژيکی بين دو فلز، روش مناســبی جهت توليد قطعات دوفلزی می باشد. ريخته گری مركب يکی از رايج تريــن روش های ريخته گری دوفلزی ها می باشــد. در ايــن روش، از يک فلز جامد )تحت عنــوان مغزی( و مذاب )تحت عنوان زمينه( اســتفاده می شود كه مذاب اطراف مغزی ريخته گری می گردد. لذا يک منطقه نفوذی در محل تماس اين دو فلز به وجود می آيــد كه منجر به انتقال فلزی )نفوذ پيوســته( از يک فلز به فلز

ديگر خواهد شد ]5[.هــدف اصلــی در ريخته گری مركــب، تشــکيل متالورژيکی فصل مشــترک می باشد تا دو فلز با تشــکيل محلول جامد، قابليت نفوذ در يکديگر را داشته باشند ]6[. ايجاد فصل مشترک مستحکم و پيوســته با پيوند متالورژيکی بين دو فلز، تنها با تر شــدن خوب مغزی توســط مذاب و عدم حضور اليه های اكســيدی يا تشــکيل تركيبات بين فلزی ميسر می باشــد ]5[. برای غلبه بر اين مشکل، راه حل هــای متفاوتی وجود دارد. مرســوم ترين روش برای دوفلزی

آلومينيم-آلومينيم، اعمال پوشش روی می باشد ]4[.در اتصــال دوفلزی هايی كه يکی از فلزات آلومينيم می باشــد،

به خصوص در روش ريخته گری، مشــکل اليه اكسيدی وجود دارد. اكســيد آلومينيم يک اليه بســيار نازک ولی مستحکم و چسبنده می باشــد كه از لحــاظ ترموديناميکی كاماًل پايدار بــوده و دمای انحاللش نيز بيشتر از دمای ذوب ريزی است. لذا در مذاب آلومينيم حل نشــده و روی ســطح باقی می ماند. درنتيجــه از ايجاد پيوند متالورژيکی بين دو فلــز جلوگيری می كند. پس بايد به نحوی اين اليه اكســيدی را حذف نمود. يکی از روش های رايج جهت حل اين مشــکل، اعمال پوشش روی با عمليات زينکاته يا گالوانيزه می باشد كه عالوه بر قابليــت انحالل در مذاب آلومينيم، از اكسيداســيون مجدد ســطح جلوگيری كرده و تر شوندگی ســطح را نيز افزايش

می دهد ]5 و 6[.تاكنون محققــان مختلفی پارامترهای گوناگونی از اين روش را بررســی كرده اند. با اين وجود، در همه تحقيقات، از پوشــش روی اســتفاده گرديده كه هزينه ســاخت اين قطعات را افزايش داده و امکان پذيــری توليد چنين قطعاتــی را در مقياس بزرگ تر و تعداد بيشــتر با مشــکل مواجه می كند. لذا در اين پژوهش، سعی بر آن شــده تا بدون اســتفاده از پوشــش محافظ، به بررسی پارامترهای ريخته گری دمای مذاب، دمای مغزی و نحوه ســرد شدن نمونه در ســاخت قطعه دوفلزی آلومينيم-آلومينيم پرداخته شود. درنهايت، فصل مشترک دو فلز با ميکروســکوپ نوری مشاهده شده تا تأثير

اين پارامترها بر كيفيت فصل مشترک بررسی گردد.

2- مواد و روش تحقيقدر ايــن پژوهش جهت ســاخت دوفلــزی آلومينيم-آلومينيم از آليــاژ ريختگی A356 به عنوان مــذاب و از آلياژ كارپذير 7075 به عنوان مغزی استفاده گرديد. تركيب شيميايی اين آلياژها با انجام

اسپکتروسکوپی نشری )كوانتومتری( تعيين گرديد )جدول 1(.

جدول 1( ترکيب شيميايی آلياژهای مورد استفاده.

AlZn(%)

Cr(%)

Mg(%)

Cu(%)

Si(%)

عنصر آلياژ

باقی مانده 0/2 - 0/4 - 7/1 A356

باقی مانده 5/4 0/1 2/5 1/1 0/9 7075

جهت توليد دوفلــزی آلومينيم-آلومينيم به روش ريخته گری مركــب، مغزی 7075 با قطر 10 ميلی متــر و طول 150 ميلی متر بــه مدت 30 ثانيه با ســنباده P60 در جهت طولی پرداخت شــد تا ضخامت اليه اكســيدی به حداقل برسد. مغزی درون نشيمنگاه فوالدی به عمــق 40 ميلی متر قرار گرفت. اين مجموعه درون يک لولــه فوالدی به قطر 30 ميلی متر و ارتفاع 150 ميلی متر به عنوان

قالب جاگذاری شد )طرح نمادين شکل 1(.


جدول 2، 3 و 4 شــرايط ريخته گری مركــب نمونه ها جهت بررســی پارامترهای مورد نظر در اين پژوهش را نشان می دهند. ذوب در كوره مقاومتی و بوته گرافيتی تهيه شــد. قالب، مغزی و نشــيمنگاه آن همزمان در كوره مقاومتی پيش گرم شدند. سپس ريخته گری به صورت ثقلی از باال انجام شــد. جهت بررسی فصل مشــترک، نمونه ها در مقطع عرضی برش خــورده و پس از طی مراحل آماده ســازی متالوگرافی، با ميکروســکوپ نوری مشاهده

شدند.

شکل 1( طرح نمادين قالب ريخته گری مرکب.

جدول 2( شرايط ريخته گری نمونه ها برای بررسی پارامتر دمای مذاب.

نحوه سرمايشطول نمونه

)mm(پيش گرم قالب و

)°C( مغزیدمای ذوب

)°C(شماره

نمونه

در هوا 110 400 730 1

در هوا 110 400 750 2

در هوا 110 400 780 3

جدول 3( شرايط ريخته گری نمونه ها برای بررسی پارامتر دمای مغزی.

نحوه سرمايش

طول نمونه )mm(

پيش گرم قالب و )°C( مغزی

دمای ذوب)°C(

شماره نمونه

در هوا 110 300 780 1

در هوا 110 350 780 2

در هوا 110 400 780 3

جدول 4( شرايط ريخته گری نمونه ها برای بررسی پارامتر نحوه سرد شدن.

نحوه سرمايش

طول نمونه )mm(

پيش گرم قالب و )°C( مغزی )°C( دمای ذوب شماره

نمونه

در کوره 110 400 780 1

در هوا 110 400 780 2

در آب 110 400 780 3

3- نتايج و بحثشــکل 2، نتايج متالوگرافی نمونه های ساخته شــده جهت بررسی پارامتر دمای ذوب را نشان می دهد. همان طور كه ديده می شود، در تصوير )الف(، در تمام فصل مشترک، فاصله بين دو فلز كاماًل مشــهود است. در تصوير )ب( اين فاصله كمتر شده و در تصويــر )ج( و با افزايش دمای ذوب، اين فاصله تقريباً از بين رفته و يک فصل مشترک پيوسته بين دو فلز مشاهده می گردد.

A356-7075 شکل 2( تأثير دمای ريخته گری بر فصل مشترک دوفلزیالف( 730، ب( 750 و ج( 780 درجه سانتی گراد.

شکل 3، نتايج متالوگرافی نمونه های ساخته شده جهت بررسی پارامتــر دمــای مغزی را نشــان می دهد. در اين شــکل نيز ديده می شــود كه با افزايش دمای مغزی، فاصله بين دو فلز كمتر شــده است. همچنين مشــاهده می شود كه در دمای بيش از 750 درجه

سانتی گراد، كاهش بيشتری رخ داده است.شکل 4، نتايج متالوگرافی نمونه های ساخته شده جهت بررسی پارامتر نحوه ســرد شدن نمونه ها را نشان می دهد. با بررسی تصاوير مشاهده می شــود كه نحوه سرمايش و سرعت سرد شوندگی، تأثير

بسزايی در كيفيت فصل مشترک ندارد.



شکل 3( تأثير دمای پيش گرم مغزی بر فصل مشترک دوفلزی A356-7075

.400 oC )350 ج oC )300، ب oC )الف

شکل 4( تأثير نحوه سرد شدن نمونه بر فصل مشترک دوفلزی A356-7075

الف( کوره، ب( هوا ج( آب.

يکی از مشکالت ريخته گری قطعات دوفلزی آلومينيم-آلومينيم، تشــکيل اليه اكسيدی طبيعی چسبنده ای است كه به سرعت روی ســطح مغزی تشکيل می شود. سرعت تشکيل اين اليه اكسيدی به نحوی است كه اگر ســطح آلومينيم سندبالست شده و در معرض هــوای آزاد قرار گيرد، بالفاصله اليه اكســيدی به ضخامت تنها 1 نانومتر روی ســطح تشکيل می شود كه البته همين ضخامت جهت محافظت از آلومينيم در برابر خوردگی كافی است. حتی در صورت آســيب رسيدن به اين اليه اكسيدی، به طور طبيعی ترميم می شود ]7[. همان طور كه گفته شد، برای ريخته گری نمونه ها، ابتدا مغزی با ســنباده P60 پرداخت شــد تا هنگام ريخته گری، ضخامت اليه اكسيدی به حداقل برسد. در حين ريخته گری، به علت تفاوت دمای مغزی و مذاب آلومينيم، تنش حرارتی بااليی به ســطح مغزی وارد می شود. اگر اين تنش به حدی زياد باشد كه بتواند پوسته اكسيدی را بشکند، اتصال مناســبی بين دو فلز برقرار می گردد. در غير اين صورت، اليه اكسيدی سدی در برابر تشکيل فصل مشترک پيوسته و مطلــوب بين دو فلــز خواهد بود. همچنين به علت اســتفاده از سنباده زبر جهت پوليش سطح مغزی، تنش حرارتی-برشی اعمالی توسط مذاب به اليه اكســيدی نيز يک عامل تحريک كننده جانبی جهت شکستن اليه اكسيدی می باشد. به همين علت، افزايش دمای مــذاب و مغزی، بــه عنوان افزاينده تنش حرارتــی اعمالی بر روی پوســته اكســيدی عمل كرده و در نتيجه احتمال شکستن آن را

افزايش می دهند.نرخ توليد و ضخامت اليه اكســيدی آلومينيــم با افزايش دما افزايش می يابد، البته در دمای بيش از 900 درجه ســانتی گراد اين مقــدار قابل توجه خواهد بود. درنتيجه ضخامت اليه اكســيدی در دمای ريخته گری اين پژوهش، رشــد چندانی ندارد. لذا با افزايش دمای ذوب، دمای سطح مغزی افزايش بيشتری داشته و لذا احتمال ذوب سطحی و موضعی آن وجود دارد. اين نکته می تواند يکی ديگر از عوامل برقراری پيوند مناســب بين دو فلز در دمای باالتر باشــد. الزم به ذكر اســت اين دليل، نقش كمی در تشکيل فصل مشترک بيــن دو فلز دارد، زيرا زاويه تر شــوندگی مــذاب آلومينيم با اليه اكسيدی ســطح مغزی در دمای ريخته گری، بسيار زياد بوده و لذا

تماس طوالنی مدت و مناسبی با يکديگر ندارند ]8[[.با توجه به اينکه تشــکيل فصل مشــترک در لحظات ابتدايی برخورد مذاب به مغزی و انجماد آن رخ می دهد، لذا نحوه و سرعت ســرد شدن نمی تواند تأثير بسزايی بر كيفيت فصل مشترک داشته باشــد، زيرا انتقال حرارت آلومينيم باال بــوده و در لحظه برخورد مذاب به مغزی، انجماد رخ داده و فصل مشــترک تشکيل می شود. نحوه ســرد شــدن نمونه ها می تواند بر نفوذ سيليسيم از مذاب به مغــزی تأثيرگذار باشــد كه اين موضوع نيز بــه دليل ضريب نفوذ

پايين، چشمگير و مشهود نخواهد بود.


4- نتيجه گيریبا استفاده از مغزی بدون پوشش، پارامترهای ريخته گری، نقش بســزايی در تشکيل فصل مشترک پيوســته و مطلوب دارند. دمای مذاب يکی از مهم ترين اين پارامترها می باشــد، زيرا تأثير بسزايی بر نرخ توليد و ضخامت اليه اكســيدی، زاويه تر شــوندگی مذاب آلومينيم با ســطح مغزی، ذوب ســطحی مغزی و همچنين اعمال

تنش حرارتی بر اليه اكسيدی سطح مغزی دارد.طی بررســی های انجام شــده، مشخص شــد كه كيفيت فصل مشترک و عدم وجود فاصله بين دو فلز، به دمای مذاب وابسته بوده و بــا افزايش دمای آن، بهبود می يابــد. البته افزايش بی رويه دمای مذاب، مشکالتی ازجمله افزايش ضخامت اليه اكسيدی را به همراه

خواهد داشت.افزايش دمای مغزی نيز نتايج مشــابهی در پی داشته و موجب بهبود كيفيت فصل مشترک می گردد. افزايش زياد دمای مغزی نيز موجب خميری شــدن مغزی گشته و منجربه شکسته شدن آن در

حين ذوب ريزی می گردد.همچنين نحوه ســرد شــدن نمونه و سرعت ســرمايش آن ها، تأثيری بر فصل مشــترک ندارد و با تغيير قدرت محيط سردكننده،

كيفيت فصل مشترک تقريباً يکسان باقی می ماند.

5- منابع1. Wang J., Shen Y.: “Structure-Property-Functionality

Relationships in Bimetal Composites”, JOM, 64, 1190-1191.

2. Bykov A.A.: “Bimetal Production and Applications”, Steel in Transition, 41, 61-69.

3. Chawla K.K., “Composite Materials: Science and En-gineering”, 2nd ed., Springer Science and Business Media, Germany, 1998.

4. Papis K.J.M., Loeffler J.F., Uggowitzer P.J.: “Light Metal Compound Casting”, Science in China Series E: Technological Sciences, 52, 46-51.

5. Koerner C., Schwankl M., Himmler D.: “Aluminum-Aluminum Compound Castings by Electroless Depos-ited Zinc Layers”, Materials Processing Technology, 214, 1094-1101.

6. Papis K.J.M., Hallstedt B., Loffler J.F., Uggowitzer P.J.: “Interface Formation in Aluminum-Aluminum Compound Casting”, Acta Materialia, 56, 3036-3043.

7. ASM International Handbook Committee, “Properties and Selection: Nonferrous Alloys and Special-Purpose Materials”, Vol. 02, ASM International, 1990.

8. John H., Hausner H.: “Wetting of Aluminum Oxide by Liquid Aluminum”, International Journal of High Technology Ceramics, 2, 73-78.



IN-738LC بررسی علت شکست پره توربین گازی از آلیاژ ریختگیحسن غياثی1- محمد آقاجانلو2

[email protected] 1- استاديار پژوهشکده توسعه تکنولوژی جهاد دانشگاهی صنعتی شريف[email protected] 2- كارشناس متالورژی ايميدرو

Failure Analysis of IN-738LC Cast Alloy Gas Turbine BladeH.Ghiasi1, M_Aghajanlou2

1. Academic Staff of Technolgy Development of Institute2. Imidro Organization

چکيدهپره های يک توربين گازی بســته به رديف قرار گيری در توربين دارای شــرايط كاری در دماهای باال و تنش های زياد اند. اين پره ها عمدتا از ســوپر آلياژهای اســتحکام باالی مقاوم در دمای باال به روش های ريختگی و فورج توليد می شوند. يکی از اين آلياژها سوپر آلياژ ريختگی پايه نيکل IN-738 است كه در توليد پره توربين رديف سوم يک توربين گازی بکار رفته و در مدت بسيار كوتاهی دچار شکست شده است. به منظور بررسی علت شکست، آزمايشات آناليز شيميايی و تعيين خواص مکانيکی بر روی اين پره و پره قبلی كه پس از مدت طوالنی كار در دمای باال دچار شکســت شده اســت انجام گرديد و نتايج اين دو با هم مقايسه شد. همچنين ريزساختار اين پره و سطوح شکست آن در قسمت های ريشه و تيغه نيز مورد مطالعه قرار گرفت و مشخص گرديد كه عامل شکست، تردی نمونه در اثر تشکيل كاربيد

های تيغه ای شکل در مرزدانه ها بوده است.

کلمات کليدی: پره، توربين گازی، آلياژ ريختگی، كاربيد، شکست

Abstract: Turbine blades experience hot temperature and high level of stress in accordance with their place and the working condition. These blades which are produced from high strength superalloys with good resistance to the high temperature are mostly made by casting and forging processes. One of these alloys is the cast nickel base superalloy, Inconel-738. This alloy was used in the third row of the gas turbine, and was fractured in a short time. To figure out the reason of fracture, chemical analysis and mechanical tests was performed on the new and old blades that had been fractured after a great amount of time of work in an elevated temperature. The results from the tests for the new blade and the old one were compared with each other. Moreover, the microstructure and surface fracture of these blade were investigated in the root and blade locations. Conse-quently, the brittleness of blades which caused fracture is resulted from the formation of needle like carbides in the grain boundaries.

Key words: Blade, Turbine Gas, Cast Alloy, Carbide, Fracture


1- مقدمهآلياژ IN-738 يک آلياژ پايه نيکل رســوب سختی شونده است كه در شرايط خال ذوب و ريخته گری می شود. اين آلياژ كه دارای اســتحکام خزشی عالی در دمای باال )تا C˚ 982( همراه با مقاومت بــه خوردگی داغ عالی تر از برخی ســوپر آلياژهای پر اســتحکام بــا مقادير كروم پايين تر می باشــد، عمدتــا در تيغه ها و پره های

توربينهای گازی و موتورهای جت كه نيازمند تحمل دما و تنش باال همراه با مقاومت به خوردگی و سولفيداسيون داغ خوب می باشند،

استفاده می شود ]1[.اين آلياژ دارای خواص كششی و تنش گسيختگی دمای باالی عالی تر و نيز مقاومت به سولفيداسيون بهتری از آلياژ 713C است

.]1[

713C و IN-738C، IN-738LC جدول 1( مقادير اسمی عناصر در آلياژهای

SiFeZrBTiAlNbTaWMoCoCrC Element Alloy

≤0.3≤0.050.10.013.43.40.91.752.61.758.5160.17IN-738C≤0.3≤0.050.050.013.43.40.91.752.61.758.5160.11IN-738LC0.010.090.060.010.846.082.16------4.21---13.580.096713C

معموال دو نمونه از اين آلياژ توليد می شــود: IN 738C با ميزان IN كربــن 0/2-0/15 و مقدار زيركونيم 0/15- 0/05 درصد وزنی و738LC با ميزان كربن 0/13- 0/09 و مقدار زيركونيم 0/08- 0/03

درصد وزنی )جدول 1(. مقدار كربن و زيركونيم پايين تر باعث افزايش قابليت ريختگی آلياژ باالخص در مقاطع ضخيم می شود ]1[.

مقادير باالی كروم و نيکل )بــه عنوان پايه( در اين آلياژ باعث ايجــاد مقاومت به خوردگی عالی در محيــط های آبی و دمای باال می شود و لذا اين آلياژ را مناسب كاربرد در سيستم های احتراقی، توربين ها و رآكتورهای هسته ای می نمايد ]2-4[. اين خواص ويژه عمدتا با مورفولوژی و توزيع رسوبات در زمينه مرتبط است. يکی از اين رســوبات، كاربيدهای M23C6 است كه عمدتا در يا دمای باال و در طی عمليات پيرســازی در مرز دانه ها رسوب می نمايد ]7-5[. مورفولوژی اين كاربيدها در انواع مرزها همچون مرزهای كم زاويه و با زاويه زياد، مرز پيوسته و ناپيوسته دوقلويی ها، مرزهای تصادفی و غيره در آلياژهای مختلف، متفاوت است. علت اين پديده هنوز كامال

مشخص نشده و تحت مطالعه و بررسی می باشد ]8[.در برخی مطالعات ]9[ مشــخص گرديد كه توزيع كاربيدهای كروم بعنوان منابع نابجايی منجر به افزايش زاويه نوک ترک، يعنی كند شدن نوک ترک، كاهش تمركز تنش در نوک ترک و در نتيجه

افزايش مقاومت به رشد ترک می گردد.افزايش دما و زمان توقف در دماهای باال عالوه بر افزايش رسوب كاربيدها در مرز دانه ها و پيوســته شدن اين رسوبات، باعث درشت شــدن و رشــد آنها حتی به درون دانه ها نيز مــی گردد. از طرفی رســوب كاربيدها در مرز دانه ها باعث قفل شدن مرزها و جلوگيری از حركت آنها و در نتيجه عدم رشــد دانه ها می گردد و با توجه به وجود ناهمگنی در رســوب اين كاربيدها در مرزهای مختلف، رشد ناهمگــن دانه ها را داريم. به عبارتی برخی از دانه ها بســيار ريز و

برخی بسيار درشت اند )شکل 1( ]8[.

شکل 1( رسوب مرزدانه ای کاربيد کروم و ناهمگنی اندازه دانه ها )b و a تصاوير(

رسوب كاربيدهای كروم در مرزدانه ها باعث فقير شدن زمينه از كروم می شود و از آنجايی كه كروم نقش مهمی در افزايش استحکام آلياژ دارد، لذا باعث كاهش استحکام زمينه می گردد ]10[. از طرفی كاربيدهای M23C6 بســيار ترد بوده و دارای چسبندگی ضعيفی با زمينه می باشــند ]11[. بعد از اعمال تنش های باال، ابتدا كاربيدها شکســته شــده و ترک در مرزدانه ها ايجاد می گردد. ضمن اينکه چســبندگی ضعيف كاربيدها به زمينــه باعث ايجاد حفره در فصل مشــترک كاربيد با زمينه می شــود. در اين حالت، سطح شکست، تلفيقی از شکســت مرزدانه ای، درون دانه ای و شکست نرم عمدتا در زمينه اســت. مشاهده شکست نرم )dimple( در زمينه می تواند ناشــی از تخليه عنصر كروم از زمينه در نتيجه رسوب كاربيد كروم در مرزدانه ها باشد )شکل 2(. نمونه هايی از شکست مرزدانه ای نيز

با عالمت فلش مشخص گرديده است ]8[.

)b و a شکل 2( شکست نرم و شکست مرزدانه ای )تصاوير



پــره های توربين می توانند به داليل مکانيکی و يا متالورژيکی دچار زوال و در نهايت شکســت شــوند. تخريب های متالورژيکی می توانــد منجر به كاهــش مقاومت به خزش، خســتگی، ضربه و خوردگی شود. عوامل موثر در اين خسارت ها شامل عوامل محيطی )مثــل دمای بــاال، آلودگی های موجود در ســوخت و هوا و ذرات جامــد(، تنش های باالی مکانيکی )مربوط به نيروی گريز از مركز، تنش های خمشــی و ارتعاشی( و تنش های باالی حرارتی )مربوط

به شيب های دمايی( می باشند ]12[.مکانيزم های عمده كاهش دهنده عمر پره ها عبارتند از: خزش، خســتگی حرارتی )خستگی كم چرخه(، خســتگی ترمومکانيکی )خستگی پرچرخه(، خوردگی، سايش توسط سيال، اكسيداسيون و برخورد جســم خارجی ]13[. عالوه بر اينها، تغييرات ريزساختاری مثل تغيير شــکل فاز γ، رشــد دانه ها، ايجاد حفرات خزشــی در مرزدانه ها، رســوب كاربيدها و تشــکيل فازهای ترد نيز از عوامل

كاهش عمر پره هاست ]12[.از طرفی مدت زمان قرار گرفتن در سرويس و تعداد خاموش و روشــن شدن های سيستم، همچنين شرايط كاری موتور مثل دما، ســرعت دوران، بار اوليه و شرايط ســيکلی و نيز اختالفات فرآيند ساخت پره مثل اندازه دانه، تخلخل، تركيب آلياژ و عمليات حرارتی

همگی بر ميزان آسيب ديدن پره موثرند [12].آلياژ IN-738LC كــه عموما در پره هــای توربين گازی بکار می رود توســط فاز γ سخت می شود. تغييرات ريزساختاری در اين پره ها در دمای باال شامل رشد نامنظم ذرات γ و تشکيل كاربيد در مرزدانه ها و زمينه است ]14[. اين منجر به كاهش خواص خزشی آلياژ می گردد ]15[. ازدياد طول γ در آلياژهای پايه نيکل به دليل كاهش تدريجی عمر پره اســت ]16-18[. به منظور ارزيابی ميزان آســيب وارده به پره الزم اســت تا تاثير تغييرات ريزســاختاری بر خواص مکانيکی بررسی شود. اين بررسی در ارزيابی عمر باقيمانده پره و بدســت آوردن شــرايط مورد نياز برای جوان سازی پره بکار

می رود ]19[.معموال ريزســاختار ريشه كه ناحيه سرد پره محسوب می شود به عنوان ساختار مبنا در نظر گرفته شده و ريزساختار قسمت تيغه

كه در معرض دمای باال قرار دارد با آن سنجيده می شود ]12[.

2- مواد و روش تحقيقدر اين تحقيق، پره رديف ســوم يــک توربين گازی كه پس از مدت كوتاهی، يعنی 5 روز در 35 مگاوات، دچار تخريب شــده بود مورد مطالعه و بررســی قرار گرفت تا علت شکست مشخص گردد. عالوه بر اين، پره قديمی مورد استفاده كه پس از 140000 ساعت دچار تخريب شده بود نيز از حيث مشخصات اوليه بررسی شده و با پره جايگزين شده جديد مقايسه گرديد. جهت انجام اين بررسی ها

آزمايشاتی بر روی يکی از دو پره يا هر دو انجام شد. Spectrolab 2005 آناليز شيميايی توسط كوانتومتر اسپکترو مدل انجــام شــده و جنس پره هــا مشــخص گرديد. همچنيــن مقدار ســختی اين پره ها توســط دســتگاه ســختی ســنج Wolpert، به روش ويکــرز و با اســتفاده از نيــروی Kgf 30 مطابق با اســتاندارد

ASTM E 384 ]20[ اندازه گيری شد. ساختار ميکروسکوپی پره جديد

در نواحی تيغه و ريشه )بعنوان ساختار مبنا( پس از پوليش و پس از اچ Carl و توسط ميکروسکوپ نوری )Marble( با استفاده محلول ماربلZeiss Jena مدل Neophot 32 مورد بررسی واقع شده و توسط دوربين

CCD متصل به آن از قســمت های مورد نظر ريزســاختارهای مورد

بررسی تصاويری تهيه گرديد. سطح شکست قسمت های مختلف نمونه JXA 840 مدل (SEM) Jeol نيز توسط ميکروسکوپ الکترونی روبشیمورد مطالعه واقع گرديد. تصاويری ماكروسکوپی نيز از مقاطع شکسته شده توسط يک دوربين عکس برداری تهيه گرديد كه نتايج حاصل از

كليه آزمايشات فوق به شرح زير است.

3- نتايج و بحثپــس از انجام آزمايش آناليز شــيميايی بــه روش كوانتومتری

تركيب شيميايی پره ها به شرح جداول 2 و 3 مشخص گرديد:

جدول 2- ترکيب شيميايی پره جديدNi C Si Cr Mo

Base 0.105 0.0533 15.92 1.8Co Nb Ta Ti B

8.16 0.831 1.6 3.66 0.0093Fe W V Al Zr

0.0785 2.87 0.0332 3.72 0.0217

ترکيب شيميايي نمونه فوق معادل با آلياژ IN-738LC است.

جدول 3- ترکيب شيميايی پره قديمیNi C Si Cr Mo

Base 0.0438 0.192 20.02 0.104Co Nb Ta Ti B

1.27 0.065 0.059 2.45 0.0027Fe W V Al Zr

0.64 0.010 0.007 1.03 0.033

تركيب شيميايی فوق نزديک به آلياژ Nimonic 80a به شماره N07080 با تركيب استاندارد مشابه جدول 4 می باشد.

Nimonic 80a جدول 4- ترکيب شيميايیNi C Cr Co

Base 0.05 19.5 1.0Fe Cu Ti Al1.5 ≤0.1 2.25 1.4


همانگونه كه مشاهده می شود آلياژ پره قديمی يک آلياژ كارپذير است، برخالف پره جديد كه از يک آلياژ ريختگی توليد شده است. اين اولين و شايد مهمترين اختالف مشاهده شده است. IN-738LC يک Nimonic آلياژ با تحمل دمايی و مقاومت به خزش باالتر اســت، لکن80a با توجه به اينکه به روش فورج توليد می شود مقاومت باالتری در

مقابل تنش های مکانيکی دارد؛ لذا يک آلياژ ريختگی هميشه نمی تواند جايگزين مناسبی برای يک آلياژ كارپذير باشد؛ باالخص در كاربردهای

بحرانی مثل پره های توربين كه تلفيقی از دما و تنش های باال داريم. نتايج ســختی سنجی بر روی دو قســمت تيغه و ريشه از آلياژ

IN-738LC تقريبا يکسان بوده وحدود 406 ويکرز بود. متوسط نتايج

سختی سنجی انجام شده بر روی پره از جنس Nimonic 80a حدود 370 ويکرز بود كه تقريبا 36 ويکرز از پره ريختگی پايين تر است. آزمايش كشــش بر روی نمونه های تهيه شــده از قسمت های ريشــه و تيغه پره ريختگی و از قسمت تيغه پره فورج شده به شرح

جدول 5 می باشد.

جدول 5( نتايج آزمايش کشش انجام شده بر روی قسمت های ريشه و Nimonic 80a و قسمت تيغه آلياژ IN-738LC تيغه آلياژ

موضع نمونهآلياژاستحکام تسليم

]0.2%[)N/mm2(

استحکام نهايي

)N/mm2(

ازدياد طول نسبي

(%)

IN-738LC7978728/0تيغه

7537869/0ريشه

Nimonic 80a754107015/0ريشه

با توجه به نتايج سختی سنجی و كشش همانگونه كه انتظار هم می رفت پره فورج شده عليرغم اينکه به مدت 140000 ساعت نيز كار كرده اســت باز دارای استحکام نهايی و انعطاف پذيری باالتری

از پره ريختگی می باشد.تصاوير ماكروسکوپی تهيه شده از پره جديد شکسته شده، نشان دهنده شکست از چند ناحيه است. به عبارتی از چند ناحيه در قسمت تيغه و از فصل مشترک تيغه و ريشه دچار شکست شده است؛ ضمن اينکه در فصل مشترک ريشه و تيغه يک فرورفتگی احتماال ناشی از

برخورد يک جسم خارجی نيز مشاهده شد )شکل 5(.

شکل 5( تصاوير قسمت های شکسته شده الف و ب( قسمت ريشه و ناحيه لهيدگی ج و د( قسمت تيغه

شکســت پره از چند ناحيه می تواند يکی از عالئم شکست ترد باشد.

جهت بررســی ريزساختار پره جديد نمونه هايی از قسمت های ريشه و تيغه تهيه شده و پس از آماده سازی ريزساختار آنها قبل و پس از اچ مورد بررسی و مقايسه واقع شد. تصاوير تهيه شده از اين

قسمت ها در اشکال 6 و 7 آورده شده است.

شکل 6- توزيع ذرات کاربيدی و مرز دانه مزرس در قسمت ريشه

شکل 7( توزيع ذرات کاربيدی و مرز مزرس در تيغه

همانگونه كه از ســاختارهای فوق مشــاهده می شــود ذرات كاربيدی در ريشــه بصورت ذرات نسبتا كروی و با توزيع يکنواخت تشکيل شده است )شکل 6-الف( در حاليکه در قسمت تيغه، ذرات كاربيدی عمدتا بصورت حروف چينی )Script Like( )شکل7-الف( و تيغه ای و عمدتا در مرز دانه ها )شــکل 7-ب و ج( تشکيل شده اند. از آنجايی كه اين پره مدت زيادی كار نکرده اســت لذا تشکيل چنيــن كاربيدهايی در دمای باال و در اين مدت كوتاه كمی بعيد به نظر می رســد. اين عدم تاثير دمای باال توسط وجود مرزدانه های مزرس در ريشــه )شکل 6-ب(، كه دمای كاری پايينی دارد، و تيغه )شــکل 7-د(، كه در دمای باال كار كرده است، نيز تاييد می شود و لذا تشکيل اين كاربيدهای تيغه ای درشت می تواند ناشی از فرآيند ريخته گری باشــد. توزيع اين كاربيدهای تيغه ای با چنين الگويی



می تواند ســبب ايجاد تردی در نمونه شود؛ بطوريکه با كوچکترين تنش نامناسب يا ضربه ای باعث شکست آن خواهد شد.

با بررسی سطوح شکست نمونه، عالوه بر ساختار دندريتی ناشی از ريختگی )شــکل 8(، در برخی نواحی حفرات ناشــی از شکست نرم )Dimple( )شــکل 9( و مقدار زيادی تــرک های مرز دانه ای در سطوح شکست )شــکل 10-الف و ب( و در سطح نمونه )شکل 11( مشــاهده شد. همچنين در قســمتی از ريشه مقداری خطوط

رودخانه ای ناشی از خستگی مشاهده گرديد )شکل 12(.

شکل 8( ساختار دندريتی و ترک های مرزدانه ای

شکل 9( حفرات ناشی از شکست نرم موضعی

شکل 10( ترک های مرز دانه ای در سطح شکست نمونه

شکل 11( ترک های مرز دانه ای در سطح نمونه

شکل 12- آثار خستگی در سطح شکست ريشه

از بررسی سطوح شکست نمونه مشخص شد كه شکست غالب، شکست مرزدانه ای اســت كه می تواند ناشی از رسوب كاربيدهای درشت و تيغه ای در مرز دانه ها باشد. آثار شکست نرم موضعی نيز مربوط به انعطاف پذيری بــاالی برخی مناطق زمينه در اثر تخليه عناصر آلياژی در اين مناطق است. بعالوه، مشاهده آثار خستگی در ناحيه ای از ســطح شکست ريشــه می تواند گواه بر يکی از مواضع شــروع شکســت از اين ناحيه و ادامه آن در اثر تردی مرز دانه ها باشــد. ضمن اينکه برخورد يک جسم خارجی در ناحيه لهيده شده

نيز می تواند يکی ديگر از نواحی شروع شکست باشد.

4- نتيجه گيری 1- جايگزينی يک آليــاژ ريختگی به جای يک آلياژ كارپذير با

شرايط كاری خاص هميشه نمی تواند كار درستی باشد.2- شرايط ناصحيح ريختگی باعث تشکيل كاربيدهای تيغه ای

درشت در مرز دانه ها و در نتيجه ترد شدن نمونه شده است.3- آثار لهيدگی در مرز قســمت ريشه و تيغه می تواند ناشی از برخورد يک جســم خارجی باشد كه به دليل ترد بودن نمونه باعث

شکست آن شده است.4- آثار خســتگی در ناحيه ای از مرز ريشه و تيغه نيز می تواند

يکی ديگر از نواحی شروع شکست باشد.

6- منابع1. The Internatinal Nickel Company Inc., “ Alloy IN 738,

Thechnical Data”, One New york Plaza, New York, N.Y. 10004.

2. W.S. Lee, C.Y. Liu, and T.N. Sun: J. Mater. Process. Tech., 2004, vols. 153–154, pp. 219–25.

3. M. Casales, V.M. Salinas-Bravo, A. Martinez-Villa-fane, and J.G. Gonzalez-Rodriguez: Mater. Sci. Eng. A, 2002, vol. 332, pp. 223–30.

4. P.K. De and S.K. Ghosal: Corrosion, 1981, vol. 37, pp. 341–8.

5. W.S. Lee, C.Y. Liu, and T.N. Sun: Int. J. Impact Eng, 2005, vol. 32, pp. 210–23.

6. S. Milenkovic, I. Sabriov, and J.L. Lorca: Mater. Lett., 2012, vol. 73, pp. 216–9.


7. X. Dong, X. Zhang, K. Du, Y. Zhou, T. Jin, and H. Ye: J. Mater. Sci. Technol., 2012, vol. 28, pp. 1031–8.

8. Tae-Hyuk Lee et al., “Intergranular M23C6 Carbide Precipitation Behavior and Its Effect on Mechanical Properties of Inconel 690 Tubes”, Metallurgical and Materials Transactions A, Vol. 46A, p. 4020-4026, 2015.

9. R.A. Page: Corrosion, 1983, vol. 39, pp. 409–21.10. A.K. Jena and M.C. Chaturvedi: J. Mater. Sci., 1984,

vol. 19, pp. 3121–39.11. R. Hu, G.H. Bai, J.S. Li, J.Q Zhang, T.B. Zhang, and

H.Z. Fu: Mater. Sci. Eng. A, 2012, vol. 548, pp. 83–88.12. Z. Mazur, A. Luna-Ramı ´rez, J.A. Jua ´rez-Islas, A.

Campos-Amezcua, “Failure Analysis of a Gas Turbine Blade Made of Inconel 738LC Alloy”, Engineering Failure Analysis, 12, 2005, p. 474–486.

13. Mazur Z, Gonza ´lez RG, Kubiak J. Reporte interno (in Spanish). Instituto de Investigaciones Ele ´ctricas. Cuernavaca; 1999.

14. Sims CH, Stolo N, Hagel W., “Superalloys II: High temperature materials for aerospace and industrial power”, New York: A Wiley-Interscience Publication, 1987, p. 46–52.

15. Sabol GP, Stickler R., “Microstructure of Nickel-Based Superalloys”, Phys Stat Sol, 1969, 35(11), p.112–118.

16. Koul AK, Castillo R. “Assessment of Service Induced Microstructural Ddamage and its Rejuvenation in Tur-bine Blades”, Metall Trans 1998, 19(A), p.2049–2056.

17. Daleo JA, Ellison KA, Boone DH, “Metallurgi-cal Considerations for Life Assessment and the Safe Refurbishment and Requalification of Gas Turbine Blade”, J. Eng Gas Turb. Pow., 2002, 124(2), p.571–579.

18. Henderson P, Komenda J., “A metallographic Tech-nique for High Temperature Creep Damage Assess-ment in Single Crystal Alloys”, J. Eng Gas Turb. Pow., 1999, 121(3), p.683–686.

19. Swaminathan VP, Cheruvu NS, Klein JM, Robin-son WM., “Microstructure and Property Assessment of Conventionally Cast and Directionally Solidified Buckets After Long-Term Service”, Proceedings of the International Gas Turbine & Aeroengine Congress & Exhibition, Stockholm, 1998, New York, ASME, 1998, p. 2–10.

20. ASTM E 384, Standard Test Method for Knoop and Vickers Hardness of Materials”, 2011.



AlTi5B1 بررسی جوانه زایی آلیاژهای آلومینیم با افزودن جوانه زای

اشکان نوری1*، حسين حسن نژاد1*)[email protected]( استاديار دانشگاه اراک، دانشکده فنی و مهندسی، گروه مهندسی متالورژی و مواد

چکيدهدر اين پژوهش، اثر افزودن جوانه زای AlTi5B1 در مقادير مختلف در تقابل و ارتباط با اثر عناصر آلياژی محلول بر روی ريزدانه سازی آلومينيم خالص تجاری و آلياژ Al-Fe با نرخ ســرمايش оC/s 15 از طريق انجام آزمون های تعيين اندازه دانه مورد مطالعه و بررســی واقع شــد. نتايج نشــان داد كه در هر دو آلياژ Al خالص و Al-Fe، افزودن جوانه زا منجر به كاهش اندازه دانه می شود. در مقادير مشابه عنصر بور، اندازه دانه در آلياژ Al-Fe كوچک تر از Al بوده است. بطوريکه اين مقدار به صورت قابل توجهی كوچک تر از اختالف در اندازه دانه ها

در نمونه هايی با اختالف مشابه در فاكتور محدود كننده رشد در نرخ های سرمايش آهسته تر بوده است.

کلمات کليدی: جوانه زا، نرخ سرمايش، اندازه دانه، فاكتور محدود كننده رشد

Abstract: In this investigation, influence of Ti and B in commercial pure aluminum and an Al-Fe alloy on the Grain re-finement was studied by various addition of AlTi5B1.Grain refinement tests were performed at a cooling rate 15 C/s. The results showed that in aluminum and Al-Fe alloy the grain size decreases with increasing addition of grain refiner. It was concluded that for the same B content, the grain size was smaller in Al-Fe alloy. The difference in the grain sizes for the same content of B was almost 15µm. This is noticeable smaller than the difference between the grain sizes in samples with the same difference of growth-restricting factor made at slower cooling rates.

Keywords: Grain Refiner, Cooling Rate, Grain Size, Growth-Restricting Factor

Evaluation of Al Alloys Grain Refinement with addition of AlTi5B1 inoculant

Ashkan Nouri1*, Hussein Hasannejad1

1-Assistant Professor, Department of Materials Science and Engineering, Faculty of Engineering, Arak University, Arak, Iran.(*[email protected])


1- مقدمهفلزات و آلياژها معموالً با يک ســاختار درشت دانه و دانه های ستونی تحت شرايط ريخته گری معمولی منجمد می شوند. از اين رو، در صنعت توليد آلياژهای آلومينيم كارپذير، جوانه زايی و استفاده از مواد جوانه زا روشی عمومی برای دست يابی به يک ساختار ريزدانه، يکنواخت و مناسب محســوب می شود. تئوری های مختلفی وجود دارد كه به تشريح مکانيزم ريزدانگی پرداخته اند ]1و2[. گذشته از TiC و TiB2 ذرات جوانه زا و تلقيح كننده های شناخته شده نظيركه از جمله جوانه زاهای تجاری محســوب می شوند، عناصر آلياژی محلــول نيز خود می توانند به عنوان جوانه زا مد نظر واقع شــوند ]3و4[. قابليت و ميزان اثر بخشــی يک عنصر محلول ويژه می تواند GRF از طريق فاكتوری موســوم به فاكتور محدود ساز رشد كه بانشــان داده می شود، مورد بررســی قرار گيرد. GRF به صورت زير

تعريف می شود: GRF = mC0 (k-1( )1(

كه در اين رابطه m شــيب خط ليکوئيدوس، C0 غلظت عنصر محلــول در مــذاب و k ضريب توزيع تعادلی اســت]1[. در حضور تعــدادی چندين عنصــر آلياژی، GRF به صــورت مجموع عناصر خاص و مجزا لحاظ می شود كه اين در واقع به اين مفهوم است كه

از اندركنش های بين عناصر محلول صرف نظر می شود.برخی تحقيقات بر اين نکتــه داللت دارند كه GRF به صورت معکوس متناسب با نرخ رشد دانه است ]5 و6[. می توان گفت وقتی GRF بزرگ اســت نرخ رشد كند اســت، در حالی كه وقتی GRF

كوچک باشــد، عکس مطلب فوق صحيح است ]1[. در مدلی تاييد شــده است كه GRF معرف نرخ گسترش منطقه تركيبی با در نظر گرفتن كســر جامد، در كسر جامد صفر است. به بيان ديگر، روشی است كه مشخص می كند، منطقه تحت سرمايش تركيبی در مراحل

پايانی رشد با چه سرعتی تشکيل می شود ]7[. همچنين اثر عناصر آلياژی بر روی اندازه دانه، به صورت تجربی مطالعه شــده اســت ]8-12[. نتايج نشــان دهنده اين است كه با افزايــش GRF، اندازه دانه به ميزان قابــل توجهی كاهش می يابد. شايان ذكر است كه اكثر آزمايش های مربوط به جوانه زايی كه قباًل ذكر شدند، مربوط به نرخ های سرمايش )C°5-0.5 ( بودند. اين در حالی است كه Johnson ]12[ نشان داد كه افزايش GRF، موجب

اثرگذاری بيشتر جوانه زا در نرخ های سرمايش بيشتر می گردد. آهــن اغلب به عنوان يک عنصر ناخالصی نامطلوب در آلومينيم شناخته می شــود ولی با اين وجود، همواره حضورش در آلياژهای آلومينيم بواسطه بازيافت آن از طريق لوازم و قطعات آهنی اجتناب ناپذير اســت ]13[. بخاطر حالليت كم آهــن در آلومينيم در حال جامد )كمتر از 0/05 % وزنــی(، تركيبات بين فلزی مختلفی بين آهن و آلومينيم تشــکيل می گردد كه تاثير قابل توجهی بر خواص

اين دســته از آلياژها دارد. به عالوه، بين محلــول جامد آلومينيم و تركيــب بين فلزی Al3Fe واكنشــی از نوع يوتکتيک رخ می دهد ]14[، لذا انجماد سيســتم Al-Fe تحت تاثير نرخ های ســرمايش مختلف حائز اهميت بوده و مورد مطالعه واقع شده است. در همين راستا Cubero و همکاران ]15[ خواص مکانيکی و ريزساختار آلياژ Al-Fe را بــا درصدهای مختلف آهن كه به وســيله فرآيند پيچش

تحت فشــار باال توليد شــده مطالعه كرده اند. انتظار می رود ايجاد محلول جامد فوق اشباع تشــکيل شده در شرايط غيرتعادلی و نيز تركيبات بين فلزی پايدار و شبه پايدار منجر به افزايش توان بالقوه آلياژ در دســتيابی به اســتحکام باال و نيز افزايش پايداری حرارتی Al-Fe گردد ]15 و16[. همچنين گزارش شــده است كه آلياژهایمی توانند در صنايع بســته بندی و نيــز به عنوان ورق های صنعت ســاخنمان و معماری و نيز ورق های ليتوگرافی استفاده شوند، لذا

رفتار خوردگی اين آلياژها نيز مطالعه شده است ]17[. GRF تحقيق پيش رو به ارائه نتايــج جوانه زايی نمونه هايی بامختلف در نرخ های ســرمايش ســريع تر كه C/s° 15 است در دو آلياژ آلومينيم تجاری و آلياژی از Al-Fe پرداخته اســت. همچنين نتايج حاصله با نتايج مربوط به نرخ های ســرمايش آهسته تر مورد

مقايسه قرار خواهد گرفت.

2- مواد و روش تحقيقآلومينيــم خالص تجاری )Al 99.8 % ( و آلياژی از Al-Fe در اين تحقيق مورد مطالعه قرار گرفتند. به منظور بررســی جوانه زايی از جوانه زای تجاری AlTi5B1 به شــکل مفتول هايی با قطر 10/5 ميليمتر استفاده شد. تركيب شــيميايی Al و Al-Fe در جدول 1 و جوانــه زای AlTi5B1 به كار رفته در هر دو آلياژ در جدول2 ارائه

گرديده است.

جدول 1( ترکيب شيميايی آلياژهای مورد بررسی )درصد وزنی(.

AlTiVMnCuFeSiآلياژ

0/0840/034Al--0/0020/001مابقی

0/0080/0030/2680/0971/380/067Al-Feمابقی

جدول 2( ترکيب شيميايی جوانه زای AlTi5B1 مورد استفاده در آلياژها )درصد وزنی(.

AlBTiآلياژ

1/045/1Alمابقی

1/015/1Al-Feمابقی

در ابتدا 3kg آلومينيم و آليــاژ Al-Fe در يک كوره القايی با فركانس متوســط در يک بوته گرافيتی ذوب شــدند. جوانه زا در



دمای C° 705 به مذاب اضافه شد. به منظور بررسی تاثير ميزان جوانه زا بر جوانه زايی و اندازه دانه ها از مقادير مختلف جوانه زا و لذا نسبت های مختلفی از وزن جوانه زا به وزن مذاب استفاده شد. در ادامه مذاب ها به هم زده شــدند و پس از 120 ثانيه به درون قالب برنزی به شکل Y بلوک ريخته شدند. نرخ سرمايش در اين Y 15 بود. شکل 1 مشخصات و ابعاد قالب °C/s ًقالب برنزی تقريبابلوک برنزی به كار رفته را نشان می دهد. برای انجام متالوگرافی، نمونه ها به ضخامت 12 ميليمتر از باالی Y بلوک ريخته شــده بريده شدند. برای انجام متالوگرافی و بررسی ريزساختار آلياژهای تلقيح شــده، نمونه ها پس از ســنگ زنی و پوليش مکانيکی به مدت 2 دقيقه تحت يک محلول آبی %2.5 متشکل از HBF4 و ولتاژ V23 به منظور بررســی در يک ميکروسکوپ نوری پالريزه، آندايزينگ شــدند. اندازه دانه ها از طريق اندازه گيری متوســط سطوح دانه ها و تبديل به متوسط تقاطعات خطی، طبق استاندارد ASTM E-112-96 تعييــن شــدند. به بيان ديگــر در اين مقاله

منظور از اندازه دانه، متوسط طول تقاطع خطی می باشد.

3- نتايج و بحث نتايج مربوط به جوانه زايی Al و آلياژ Al-Fe از طريق تلقيح جوانه زای AlTi5B1 در جدول 3 و شکل 2 ارائه شده است. مقادير تيتانيم و بور موجود در نمونه ها كه در جدول 3 ليســت شده است بر اســاس آناليز شيميايی واقعی هر نمونه است. مقدار تيتانيم آزاد گزارش شــده در جدول 3 بر مبنای مقدار تيتانيم و بور موجود در نمونه ها و اعمال اين فرض كه تمام بور موجود در نمونه تشــکيل

TiB2 می دهد، محاسبه گرديد.

GRF در هر نمونه بر طبق رابطه 1 محاسبه گرديد. برای شيب

خــط ليکويئــدوس )m( مورد نياز برای جايگــذاری در رابطه 1 از مطالعات قبلی اســتفاده شده اســت ]7[. عالوه بر تيتانيم آزاد، در Al-Fe و در مورد آلياژ V و Fe. Si آليــاژ آلومينيم خالص، مقاديــرمقاديرMn. Cu. Fe. Si و V مورد ارزيابی قرار گرفته و تعيين شدند.

شکل 1( شکل و ابعاد قالبY بلوک برنزی.

شکل 2 نشان می دهد كه با افزايش مقدار بور در اثر افزودن جوانه زای AlTi5B1، انــدازه دانه هم در آلومينيــم و هم در آلياژ Al-Fe كاهش

می يابد. اين نکته نيز قابل توجه اســت كه در محدوده مقدار بور بکار رفته، اندازه دانه در آلياژ Al-Fe كوچک تر از Al است. با در نظر گرفتن دو نمونه A2 و F4 كه به ترتيب حاوی 0/0012 و 0/0011 درصد وزنی بور هســتند و در نتيجه مقدار بور تقريباً مشابهی دارند، مشاهده شده است كه اختالف در اندازه دانه حاصل شده بين دو آلياژ مورد بررسی در يک مقدار بور يکسان حدود µm 15 است )شکل 2(. معيار GRF در دو نمونه فوق به ترتيب 1/89 و 7/09 و اندازه دانه در آنها به ترتيب 133 و µm 119 بودنــد. اختالف 5/1 واحدی در دو نمونه A2 و F4 مربوط به

اختالف µm 14 در اندازه دانه آنهاست. جــدول 4 اثر عناصر محلول در نرخ های ســرمايش مختلف را نشــان می دهد. می توان دريافت كه در مقادير بور مشابه و نرخ های ســرمايش مختلف در يک GRF يکســان، افزايش نرخ ســرمايش

موجــب كاهش اندازه دانــه می گردد. با افزايش نرخ ســرمايش تاC/s° 15 كاهش قابل مالحظه ای در اندازه دانه مشــاهده گرديد. در

اين جدول برای تخمين اندازه دانه ها در GRF مختلف از نتايج مدل رشد آزاد استفاده شــد ]18[. نرخ سرمايش روی كارايی ريزدانگی توسط عناصر محلول نقشی مشابه را در جوانه سازهای مختلف مثل AlTi5B1 و AlTi3C0.15 يــا AlTi3C0.2 بــازی می كند. در يک

AlTi3C0.2 و AlTi3C0.15 مقدار تيتانيم كلی مشابه، جوانه زاهایحاوی Ti آزاد بيشــتری در مقايسه با جوانه زای AlTi5B1 هستند. AlTi3C0.15 در صورتی كه فرض شــود تمام كربــن در جوانه زای AlTi5B1 دهد و نيز تمام بور موجــود در جوانه زای TiC تشــکيلتشــکيل TiB2 دهد، می توان دريافت كه 80 درصد تيتانيم به غير از آن ميــزان كه در TiC بــه صورت تركيب اســت، در جوانه زای AlTi3C0.15 آزاد می باشــد در حالی كه ايــن مقدار در جوانه زای

AlTi5B1 كه به صورت TiB2 است، فقط 56 درصد است.


. AlTi5B1 پس از افزودن مقادير مختلف جوانه زای Al-Fe خالص و آلياژ Al جدول 3( نتايج مربوط به GRF

(K))درصد وزنی( آزاد Ti مقدار)µm( اندازه دانه)درصد وزنی( B مقدار)درصد وزنی( Ti مقدار)gr/kg( نمونهميزان جوانه زای اضافه شده

1/360/00401490/00080/00580/88a1

Al

1/890/00631330/00120/00901/71a2

2/440/00881230/00190/01302/55a3

3/900/0152980/00350/02304/28a4

6/650/00831420/00090/01030/33f1

Al-Fe

6/860/00921350/00080/01100/53f2

7/090/01031190/00110/01270/99f3

7/140/01051140/00160/01401/32f4

8/620/0170940/00270/0233/03f5

جدول 4( مقايسه اثر بور محلول بر روی اندازه دانه در نرخ های سرمايش مختلف.نمونهB (Wt. %)نرخ سرمايش )оC/s(اندازه دانه )GRF (K))µmمرجع

---3/998150/0035a4---8/694150/0027f5123/9 ~5500/50/0035---128/6~3300/50/0035---113/9~45010/0035---123/9~30050/0035---

---2/4123150/0019a3---7/1114150/0016f4---8/694150/0027f5102/4~2003/50/0020---

مقايســه در مورد كارايــی جوانه زاها در يک مقدار مشــابه AlTi3C0.2 يا AlTi3C0.15 نشــان می دهد كه جوانه زاهــای Ti

در نرخ های ســرمايش آهســته و مقدار افزودن بيشــتر از قابليت جوانه زايی بيشــتری برخوردارند ]19 و20[. اين در حالی است كه

در نرخ های ســرمايش باال، جوانه زای AlTi5B1 از اثرگذاری خيلی بيشــتری برخوردار اســت ]21 و22[. در مطالعه صورت گرفته در AlTi5B0.2 مورد تســمه ريزی دو غلطکه نيز عملکرد جوانه زاهایو AlTi5C0.2 تاييد شــده اســت ]2318 و24[. قابليت و عملکرد جوانه زاها در نرخ های سرمايش مختلف می تواند به وسيله اثر عناصر محلول روی جوانه زايی در نرخ های ســرمايش متفاوت تشــريح و تبيين شــود. جوانه زاهای AlTi3C0.15 يا AlTi3C0.2 در مقايسه Ti آزاد بيشــتری برخوردارند. لذا می توان گفت Ti از AlTi5B1 بامحلول در نرخ های ســرمايش كم از اثرگذاری بيشتری نسبت به

نرخ های سرمايش باال برخوردار است. )جدول 4(

4- نتيجه گيری AlTi5B1 توسط جوانه زای Al-Fe و آلياژ Al با اعمال جوانه زايی

در مقادير مختلف و نرخ سرمايش C/s° 15 نتايج زير حاصل شد:

شکل 2( اندازه دانه های آلياژهای Al و Al-Fe برحسب ميزان درصد بور درجوانه زا.



1- انــدازه دانه هم در Al و هم در آلياژ Al-Fe با افزايش مقدار بور كاهش يافت.

2- در محدوده افــزودن بور در اين تحقيق و در يک مقدار بور مشابه، اندازه دانه در آلياژ Al-Fe كوچک تر از Al است.

Al و Al-Fe 3- در يک مقدار بور مشــابه، انــدازه دانه دو آلياژاختالفی تقريباً µm 15 نشان داد.

5- منابع1. B. S. Murty, S. A. Kori, and M. Chakraborty, “Grain

refinement of aluminum and its alloys by heteroge-neous nucleation and alloying”, International Materi-als Reviews, 47, 2002, 3-29.

2. D. G. McCartney, “Grain refining of aluminum and its alloys using inoculants”, International Materials Re-views, 34, 1989, 247-260.

3. K. T. Kashyap and T. Chandrashekar, “Effects and mechanisms of grain refinement in aluminium alloys”, Bull. Mater. Sci., 24, 2002, 345-353.

4. I. Maxwell, A. Hellawell, “A simple model for grain refinement during solidification”, Acta Metall., 23, 1975, 229-237.

5. M. Johnsson, “Influence of Si and Fe on the grain re-finement of aluminum”, Z. Metallkd., 85,1994, 781-784.

6. G. Chai, L. Backerud, and L. Arnberg, “Relation be-tween grain size and coherency parameters in alumi-num alloys”, Materials Science and Technology, 11, 1995, 1099-1103.

7. M. A. Easton and D. H. StJohn, “A model of grain re-finement incorporating alloy constitution and potency of heterogeneous nucleant particles”, Acta Mater., 49, 2001,1867-1878.

8. H. E. Vatne, “Research-Efficient grain refinement of ingots of commercial wrought aluminum alloys,

9. part I: Methods for grain refining”, Aluminum, 75, 1999, 84-90.

10. H. E. Vatne, “Efficient grain refinement of ingots of commercial wrought aluminum alloys. part II: Indus-trial applications”, Aluminum, 75, 1999, 200-203.

11. J. A.Spittle, S. Sadli, “Effect of alloy variables on grain refinement of binary aluminum alloys with Al–Ti–B”, Materials Science Technology, 11, 1995, 533-537.

12. M. Johnsson and L. Backerud, “The influence of com-position on equiaxed crystal growth mechanisms and grain size in Al alloys”, Z. Metallkd., 87, 1996, 216-220.

13. L. Backerud and M. Johnsson, “The relative impor-tance of nucleation and growth mechanisms to control grain size in various aluminum alloys”, Light Metals, Edited by Wayne Hale. The Minerals, Metals and Ma-terials Society, 1996, 679-685.

14. N. A. Belov, A. A. Akseno and D. G. Eskin, “Iron in aluminum alloys: impurity and alloying element”, 1st ed., Taylor and Francis, London, UK, 2002, 1-7.

15. U. R. Kattner and B. P. Burton, “ASM Handbook, Vol. 3: Alloy phase diagrams”, ASM, Materials Park, OH, 1992, 2-44.

16. J. M. Cubero-Sesin and Z. Horita, “Mechanical prop-erties and microstructures of Al-Fe Alloys processed by high-pressure torsion”, Metall. Trans. A, 43, 2012, 5182-5192.

17. R. Tongsri, R. Pashwood and H. Mcshane, “Micro-structure and solidification of Al-Fe Alloy powders”, Sci. Asia, 30, 2004, 33-41.

18. W. R. Osorio, L. C Peixoto, P. R. Goulart, A. Gar-cia, “Electrochemical corrosion parameters of as-cast Al-Fe alloy in a NaCl solution”, Corr. Sci., 52, 2010, 2979-2993.

19. A. L. Greer, A. M. Bunn, A.Tronche, P. V. Evans and D. J. Bristow, “Modelling of inoculation of metallic melts: application to grain refinement of aluminum by Al–Ti–B”, ActaMaterialia, 48, 2000, 2823-2835.

20. P. C. van Wiggen and J. K. Belgraver, “AlTiC grain re-finers with nucleation power”, Light Metals, Edited by C. Edward Eckert, The Minerals, Metals and Materials Society,1999, 779-785.

21. P. C. van Wiggen and J. K. Belgraver, “From AlTiB to AlTiC: developments in aluminum grain refiners”, Aluminum, 75, 1999, 989-994.

22. I. Naglic, A. Smolej, M. Dobersek and B. Breskvar, “Differences in behaviour of AlTiB and AlTiC grain refiners in aluminum, “Kovove. Mater., 42, 2004, 353–362.

23. I. Naglic, A. Smolej, M. Dobersek and P. Mrvar, Ma-ter. Charact.“The influence of TiB 2 particles on the ef-fectiveness of Al–3Ti–0.15 C grain refiner”, 59, 2008, 1458-1465.

24. Y. Birol, S. Ucuncuoglu, M. Dundar, O. Cakir, A. S. Akkurt, Light Metals. “The performance of TiB~ 2 and TiC bearing grain refiners in twin roll strip cast-ing”, Edited by W. Schneider. The Minerals, Metals and Materials Society, 2000, 923-929.

25. Y. Birol, “The performance of Al–Ti–C grain refiners in twin-roll casting of aluminiumfoilstock”, J. Alloys and Compounds, 430, 2007, 179–187.


بررسی خواص مکانیکی و ریزساختار کامپوزیت زمینه آلومینیمی تقویت شده با نانو ذرات سرامیکی TiC پوشش داده شده به روش ریخته گری گردابی

محمد مافی1، بهروز قاسمی2، اميد ميرزايی[email protected] 1-كارشناسی ارشد، مهندسی مواد متالورژی-ريخته گری، دانشگاه سمنان، سمنان، ايران

[email protected] 2-استاديار، دانشگاه سمنان، سمنان، ايران[email protected] 3-دانشيار، دانشگاه سمنان، ايران

Evaluation of mechanical properties of Nano-composite aluminum reinforced by TiC by stir casting

Mohammad mafi*, Behrooz Ghasemi, Omid Mirzaee*Corresponding Author Address: Faculty of Materials and Metallurgical engineering, Semnan University,

Semnan, Iran.Corresponding Author E-mail:[email protected]

چکيدهدرچند دهه اخيرتوليد كامپوزيت های زمينه آلومينيمی به منظور بهبود خواص مکانيکی آلومينيم بســيارمورد توجه قرارگرفته اســت يکی ازپارامترهای مهم درتوليد كامپوزيت های زمينه فلزی توزيع يکنواخت فازتقويت كننده درزمينه می باشد توليد كامپوزيت به روش ريخته گری گردابی ميتوان ضمن توليد كامپوزيتهايی با تقويت كننده های نانومتری به توزيع يکنواخت ذرات تقويت كننده در فاز زمينه و ترشوندگی بااليی رسيد كه از مهمترين پارامترها در تعيين خواص كامپوزيت در ابعاد نانو هستند. در اين پژوهش هدف توليد كامپوزيتهای ريختگی پايه آلومينيمی تقويت شده با نانو ذرات سراميکی TiCپوشش داده شده با آلومينيم برای افزايش ميزان ترشوندگی می باشد. بعد از آماده ســازی پودرها، آنها به مذاب آلومينيم LM2 اضافه شــد و بعد از همزدن در مدت زمان معين، ريخته گری انجام شد.توليد يا عدم توليد، ابعاد و توزيع تقويت كننده ها مورد بررســی قرار داده شــد. نتايج سختی سنجی نشان می دهد كه سختی كامپوزيت با افزودن نانو ذرات تقويت كننده افزايش می يابد و خواص مکانيکی بهبود می يابد. با افزايش دور همزدن، از ميزان كاهش وزن نمونه ها نســبت به آلياژ

پايه كاسته شده و ميزان ضريب اصطکاک افزايش می يابد.

کلمات کليدی: خواص مکانيکی، نانو ذرات، كامپوزيت زمينه آلومينيمی، ريخته گری گردابی

Abstract: In the last few decades, the production of Aluminum Matrix Composite (AMC) has been attractive due to the enhancing the mechanical property of Aluminum. One the most important parameters in the production of metal matrix composites is the uniform distribution of reinforcing phase in the matrix. The stir casting method can produce composite by strengthening the Nano-particle in the uniform distribution of reinforcing particles in the matrix and high wettability, which is the most important parameter in determining the properties of materials on the Nano-scale. In this study, the aim is producing aluminum composites reinforced with TiC nanoparticles coated with aluminum to increase the wettability. After preparation of particles, they were added to molten aluminum alloy LM2 and after stirring over a period of time as a variable parameter, casting was done in the sand mould. To evaluate the mechanical properties of the composite the Brinell test was used for the determination of the hardness and the pin on disk test was used to measure the wear rate and the friction coefficient. The results show that the hardness of composite increases and. With the increase of stirring time, the weight loss decreased with respect to the base alloy and the coefficient of friction increases.

Keywords: Mechanical properties, nanoparticle, Aluminum Matrix Composite, Stir casting, TiC



1- مقدمه امــروزه كامپوزيت های زمينــه آلومينيمی بــه دليل خواصی همچون استحکام ويژه باال، مقاومت به سايش خوب، ضريب انبساط حرارتی پايين و مقاومت به اكسيداســيون باال مصرف زيادی را در صنعت خودروســازی، صنايع نظامی و صنايع هوافضا پيدا كرده اند.فازتقويت كننده در اين كامپوزيت ها ممکن است به شکل ذره، الياف پيوســته، الياف كوتاه يا ويسکر باشــد، اما تقويت كننده های ذره ای به خاطر فرآيند ســاخت راحت تر و ايجــاد خواص ايزوتروپيک در كامپوزيت، بيشتر مورد اســتفاده قرار ميگيرند كامپوزيتهای زمينه آلومينيمی را می توان به عنوان دســته ای از مواد پيشرفته در نظر گرفت كه دارای قابليتهای اساســی از جمله دانسيته كم، استحکام باال، مدول االستيسيته زياد، ضريب انبساط حرارتی پايين و مقاومت سايشــی خوب می باشــند. معموالً تركيبی از اين مواد در يک ماده غيركامپوزيتی يافت نمی شــود. افزودن ذرات ديرگداز مســتحکم با مدول االستيســيته باال به زمينه فلــزی منعطف، منجر به توليد موادی ميشــود كه دارای خواص بينابين ذرات ســراميکی و زمينه

آلياژی است ]1[. SiC ،]4،5[ Al2O3 تاكنون اثر تقويت كننده های بسياری مانند]10،11[TiB2،]8،9[ AlN،]6،7[،TiC,B4C ]12،13[ و گرافيــت ]14[ بر كامپوزيت های زمينه آلومينيمی مورد بررسی قرار گرفته اســت. در ميان اين تقويت كننده ها، TiC خواص بهتری دارد. اين ماده ماده ای سخت اســت عالوه بر اين دانسيته آن بسيار نزديک به دانســيته آلياژ آلومينيم زمينه اســت )g/cm3 2/52( و به علت ســختی باال انتخاب مناسبی برای پوشــش های مقاوم به ضربه و مقاومت به سايش می باشد. نقطه ذوب كاربيد تيتانيم 3200 درجه سانتی گراد است كه برای بهبود خواص حرارتی كامپوزيت سودمند

است]16،17[.روش هــای توليد كامپوزيــت های زمينه آلومينيمی در ســه حالت جامد )متالــورژی پودر، زينتر معمولی، پرس گرم فورجينگ، اكستروژن، نورد و تركيبی از آن ها، اتصال نفوذی و شوک انفجاری،)مايــع( ريخته گری گردابی، گريز از مركز، تحت فشــار، نيمه مايع نيمــه جامد نفوذدهی، درجا و پاششــی و )گازی (رســوب فيزيکی و شــيميايی از فاز )بخار( بررســی شــده اســت. در اين بين روش ريخته گــری گردابی به دليل راحتی فرآيند، انعطاف پذيری و صرفه اقتصادی، در سال های اخير بسيار مورد توجه قرار گرفته است]1[. بر اســاس مطالعات نويسندگان، تاكنون تاثير روش ريخته گری گردابی در افزودن كاربيد تيتانيم پوشــش داده شده با Al در دماها و زمان هــای مختلف بارريزی بر خواص آلياژ LM2 مورد بررســی قرار نگرفته است. به همين علت در اين مقاله پس از تعيين مقادير بهينه درصد وزنی ذرات، زمان هم زدن، تعداد دور هم زدن و ديگر پارامترها ســعی شده اســت تا تاثير دما و زمان بارريزی بر خواص

وريزساختار نانوكامپوزيت های LM2/TiC مورد بررسی قرار گيرند. فرآيند ريخته گری گردابی دارای مزايايی مانند سادگی و كم هزينه بودن، انعطاف پذيری و قابليت اســتفاده برای گســتره وســيعی از مواد می باشــد. با اين وجود اين روش مشــکالتی نيــز دارد؛ مانند ترشوندگی كم، جدايش، آگلومره شدن و توزيع غيريکنواخت ذرات تقويت كننده در زمينه می باشــند كه به منظور بهبود ترشــوندگی ذرات ســراميکی. نانو ذرات را با پودر آلومينيم پوشش می دهند تا

دارای توزيع يکنواختی درزمينه باشد.

2- مواد و روش تحقيقدر اين تحقيق آلياژ آلومينيم Lm2 توليد شركت صنعتی آلياژ ســازان نقش جهان با تركيب شــيميايی ارايه شده در جدول )1( بعنوان فاز زمينه كامپوزيت مورد اســتفاده قــرار گرفت.از كاربيد تيتانيم بعنوان فاز تقويت كننده و اســتحکام بخــش با اندازه ذره 60 نانومتــر و خلوص 99% با شــکل ظاهــری تقريبا كروی كه در شــکل)1( نشان داده می شوند اســتفاده گرديد.برای رفع مشکل عدم ترشــوندگی و بيشتر شدن ترشــوندگی از پوشش با آلومينيم

استفاده شد.

جدول 1(ترکيب شيميايی آلياژ آلومينيم LM2 استفاده شده بعنوان فاز زمينه

درصدعنصر

0/7مس

0/5نيکل

0/9سيليسيم

1اهن

0/5منگنز

0/3سديم

اصلیآلومينيم

شکل 1(تصوير ميکروسکوب الکترونی از نانوپودر کاربيد تيتانيم پوشش

)Tic( داده شده


سيســتم ريخته گری جهت توليد نمونه هــای كامپوزيتی از ســه بخش اصلی كوره، همزن و قالب تشکيل شده است.جهت ذوب شــمش های اوليه فلزی از يک كوره مقاومتی كه دما توســط يک كيت الکترونيکی قابل تنظيم است.كه در اين پژوهش از مدت زمان دور زدن4و 6 دور بر دقيقه اســتفاده شد.همچنين جهت ايجاد يک اتمســفر خنثی از ورود گاز ارگون از طريق نازل و شــيلنگ متصل به كپســول گاز ارگون در حين هم زدن اســتفاده شد. برای توليد نمونه های كامپوزيتی پس از آماده ســازی مــذاب در دمای حدود )650( درجه ســانتی گراد گاز زدايی انجام گرفت. پس از رســاندن مذاب به دمای موردنظر، حدود800-650 درجه سانتی گراد، ذرات اســتحکام دهنده تا دمای400-300 درجه ســانتی گراد پيش گرم شــده اند، به وســيله يک ناودانی با درصد موردنظــر 2 درصد وزنی وارد می شــوند.. در ضمــن ورود ذرات، مذاب توســط همزن كه از قبل پيشگرم شده با سرعت موردنظر )700-900 دور بر دقيقه( به تالطم درمی آيد. از همزن های الکتريکی با اندازه و شکل های مختلف ازنظــر تعداد پره )4، 2 و 6 پره( و طول پره ها از 2 تا 4 ســانتيمتر اما با زاويه معين 30 درجه اســتفاده گرديد. برای جلوگيری از سرد شدن بوته يک مشعل گازی در تمام مدت هم زدن بوته را گرم نگه می داشت. قالب ريخته گری فوالدی نيز به شکل مکعب مستطيل و برای تهيه چهار نمونه استوانه ای به ابعاد cm 15 و قطر cm 3 در هر ذوب ريزی طراحی شده اســت. به منظور افزايش ميزان ترشوندگی ذرات سراميکی به وسيله مذاب آلومينيم و مس، ذرات كاربيدتيتانيم به وســيله پودر آلومينيم خالص با اندازه دانه متوســط mµ 100 و نسبت وزنی پودر آلومينيم به پودر كاربيدتيتانيم 2 آسياب مکانيکی شــدند. محيط آســياب اتانول و ميزان دور آســياب rpm 300 در مدت زمــان 20 دقيقه بود. پس از اين مرحلــه 2 درصد حجمی از پودر كاربيد تيتانيم با در نظرگرفتن مقدار مس روكش داده شده بر پودر)در فويل بسيار نازک آلومينيمی قرارگرفته و به آرامی در دمای 700 درجه ســانتی گراد و زمان 15 دقيقه به مذاب اضافه شد( دما و زمان اختالط بر اساس پژوهش های قبلی نويسندگان انتخاب شده و بيشــترين خواص در اين شرايط حاصل شده است]20[. به منظور بررسی خواص قطعات كامپوزيتی، نمونه های آلومينيمی خالص نيز مشــابه نمونه های كامپوزيتی توليد شدند. فاصله همزن گرافيتی تا كف بوته 1/3 ارتفاع كل بوته در نظر گرفته شــد. سرعت همزن در

همه مراحل ثابت و برابر با rpm 300 بود. مشــاهدات ريزســاختاری جهت چگونگی توزيع اندازه ذرات، دانه بندی زمينــه و چگونگی توزيع تخلخل ها بــر روی نمونه های كامپوزيتی متالوگرافی شــدند و ســپس با محلول كلردار به مدت 40 ثانيه حکاكی شــدند. بررسی ريزساختاری نمونه ها با استفاده از ميکروسکوپ های نوری و الکترونی انجام گرفت. برای تعيين سختی نمونه ها از آزمون برينل و با اعمال نيروی kgf 125 اســتفاده شد.

قطر ســاچمه فرورونده 5 ميلی متر بود. از هر نمونه پنج بار سختی گرفته شــده و ميانگين مقادير به دست آمده به عنوان عدد نهايی در

نظر گرفته شد.چگالــی نمونه با اســتفاده از روش ارشــميدس تعيين گرديد.

ميزان تقريبی تخلخل از رابطه 1 تعيين گرديد:(ρth-ρexp)/ ρth )1(

ρexp : چگالی تجربی به دست آمده از روش ارشميدس،

ρth : چگالی تئوری كامپوزيت طبق قانون مخلوط ها

در آزمايش هــا تعيين خواص برای هر مورد اندازه گيری حداقل ســه نمونه مورداســتفاده قرار گرفت. برای بررســی ميزان سايش از دســتگاه پين روی ديســک با جنس پين و نيروی استفاده شد.

مسافت سايش حدود 100 متر بود.

3-نتايج و بحث3-1- بررسی تصاوير ميکروسکوپ نوری

شــکل )2( ميکروسکوپ نوری نانوكامپوزيت AL/Tic را نشان می دهد كه در دمای بارريزی 650درجه سانتی گراد و مدت زمان دور4دقيقه ريخته شــده است.بررسی ها نشان می دهد كه متوسط قطر معادل دانه ها در اين نوع افت كرده و كوچک تر شــده است.

همچنين سه نوع مرفولوژی ســاختاری دندريتی.سوزنی.كروی در ساختار وجود دارد و تعداد زيادی از دندريت ها شکسته شده است.

هم زدن مذاب در ايــن فرايند باعث می گردد كه جوانه زنی ذرات اوليه سريع تر شــکل گيرد بعالوه باعث شکسته شدن دندريت ها

نيز می گردد.

شکل2( تصوير متالوگرافی نانو کامپوزيت AL/Tic با دمای)c 650(و مدت زمان 4 دور در دقيقه با بزرگنمايی100ميکرومتر

شکل 3( تصوير متالوگرافی نانو کامپوزيت AL/Tic با دمای باريزی)c 700( و مدت زمان 6 دور بر دقيقه با بزرگنمايی100ميکرومتر



تصوير ميکروسکوپ نوری شــکل)3( نانوكامپوزيت AL/Tic را نشان می دهد كه دردمای بارريزی 700 درجه سانتی گراد و مدت زمان دور6دقيقه ريخته شده است.بررسی ها نشان می دهد كه در اين دمای بارريزی)c 700( و مدت زمان دور)6دقيقه( و همانطور كه ديده می شود ذرات تقويت كننده نسبتا يکنواخت توزيع شده است.

هم زدن در اين مدت زمان و در اين دمای بارريزی از نفوذ پايدار در اطراف جامد جلوگيری كرده و بدون نفوذ پايدار رشد محدود شده و با شکسته شدن شاخه های دندريتی باعث كروی شدن ذرات بدون رشــد می گردد.به نوعی نانو پودركاربيد تيتانيم)Tic( پوشش داده شــده با آلومينيم بعنوان يک روانکار عمل كرده و ضريب اصطکاک را كاهش داده است به همين دليل كامپوزيت حاصل می تواند نتايج

خوبی در سختی و مقاومت به سايش داشته باشد.

3-2-بررسی نتايج آزمايش دانسيته سنجی و تخلخل کامپوزيت توليدی

شکل)4( مقادير دانســيته تئوری محاسبه شده برای نمونه ها به همراه دانســته های تجربی به دست آمده توسط روش ارشميدس برای هركدام از نمونه ها را نشان می دهد. در حقيقت در اين نمودار دانســيته تجربی نمونه های كامپوزيتی ريخته گری شده در هر دما در كنار دانســيته تئوری محاسبه شده با استفاده از قانون مخلوط ها رسم شده اســت. همان طور كه مالحظه می شود تغييرات چندانی

بين دانسيته تجربی و تئوری نمونه ها مشاهده نمی شود.

شکل 4( مقدار تغييرات چگالی نمونه ها در دماهای650,700,800 برحسب

زمان همزدن

همچنين همان گونه كه ديده می شود افزايش دمای ريخته گری تغييری چندانی در مقدار چگالی نمونه های كامپوزيتی ايجاد نکرده اســت. اين مطلب با توجه به قانون مخلوط هــا نيز قابل پيش بينی اســت. چراكه در اين رابطه اثری از دما ديده نمی شود. طبق نتايج حاصله، در حالت كلی، دمای يک دمای بهينه هست؛ زيرا كه در اين حالت ميزان دانسيته افزايش می يابد. با توجه به اين شکل در كليه دماها افزايش نســبی نتايج دانســيته ديده می شود كه اين موضوع حضور ذرات كاربيد تيتانيم و افزايش دانسيته با افزايش مقدار دور

بر دقيقه را تائيد می كند. به طورمعمول افزايش بيش از حد دما و به دنبال آن، افزايش سياليت مذاب و تالطم آن باعث افزايش تخلخل و كاهش دانســيته می شــود. در دمای 700 اين روند به طور كامل صعودی بوده كــه به دليل غلبه اثر مثبت افزايش تعداد دور همزن و حضــور ذرات كاربيد تيتانيم براثر منفی افزايش دما هســت كه درنهايت باعث افزايش دانسيته می شود.همان طور كه اشاره شد، دو عامل دما و تعداد دور همزن، به طور جداگانه يا توأم با افزايش خود

تا مقادير داده شده، باعث افزايش دانسيته می شوند.

3-3-بررسی نتايج آزمايش سختی شــکل )5( نيز نمودار سختی نمونه های ريخته گری شده در دماهــای 650، 700 و oC 800 و تعداد دورهای هم زدن مختلف از كاربيد بور را نشان می دهند. ازآنجاكه كاربيد تيتانيم سختی باالتری در مقايســه با آلياژ آلومينيم دارد، اين افزايش سختی را می توان به حضور ذرات تيتانيم نســبت داد. از ايــن رو، نمودار مربوطه حاكی از وابســتگی سختی نمونه ها به دما و شــرايط ريخته گری نمونه ها 650 oC اســت. همان طور كه ديده می شــود در دمای ريخته گری با افزايش مقدار دورهم زدن مذاب سختی افزايش می يابد. اين روند برای نمونه های ريخته گری شــده در دماهای oC 650 نيز مشاهده می شود؛ اما بيشترين سختی در بين نمونه های تهيه شده برای نمونه ريخته گری شــده در دمــای oC 800 با 6 دور بــر دقيقه هم زدن

می باشد.

شکل)5(:مقدار تغييرات سختی نمونه ها در دماهای650,700,800 برحسب زمان همزدن

3-4-بررسی نتايج آزمايش سايش

شــکل)6( نيز نمــودار ضريب اصطکاک بر حســب مســافت نمونه های مختلف را نشــان می دهند همانگونه كه نشان داده شد تغييرات بســيار مثبت و مطلوبی را در زمينه ی مقاومت به سايش كامپوزيت مشاهده شــد و كامپوزيت ريختگی پژوهش مقاومت به

سايش مطلوبی از خود نشان داده است.


4- نتيجه گيریهمزدن مذاب و اعمال شــرايط ريخته گری گردابی باعث ايجاد ســاختاری غيردندريتی می شــود.با همزدن مذاب و اعمال شدن نيروی برشــی به دندريت ها باعث شکســته شــدن آنها شده لذا ســاختار از حالت دندريتی خارج می شــود كه باعث بهبود خواص مکانيکی مورد نظر گردد.با بررســی نمودار سختی. افزايش سختی با اضافه كردن نانو پودركاربيد تيتانيم رانشان می دهد اين افزايش ســختی را می توان بــه تاثير حضور ذرات بركاهــش اندازه دانه و

همچنين بعنوان مانع برای حركت نابجايی ها نسبت داد.از آنجا كه كاربيد تيتانيم سختی باالتری درمقايسه با آلومينيم ،LM2 دارد، بــا افزودن ذرات پودر كاربيد تيتانيم به آلياژ آلومينيمسختی كامپوزيت حاصل افزايش قابل توجهی دارد. بيشترين سختی

مربوط به نمونه تهيه شده در دمای oC 800 می باشد.با توجه به نتايج آزمايش چگالی ســنجی، دانســيته نمونه های كامپوزيتی تهيه شــده توسط اين روش )ريخته گری گردابی( تطابق قابل قبولی با مقادير محاسبه شــده از قانون مخلوط ها دارد. افزايش دانسيته دليلی به جز حضور ذرات كاربيد تيتانيم در كامپوزيت ندارد در هم زدن 4دقيقه بيشترين تخلخل را دارد و بهترين زمان دور هم زدن برای كاهش تخلخل نمونه های كامپوزيتی مدت زمان 6 دقيقه

دور هم زدن می باشد.پيشنهاد می شود كه اين پژوهش در مدت زمان های باالتر دور هم زدن انجام شــود و استفاده همزمان از دو نوع نانو ذره متفاوت و

بررسی تغييرات آن انجام شود.

5- منابع1. S. Rawal, “Metal-Matrix Composites for Space Applica-

tions”, MMCs for Space, 2001.2. W. H. Hunt, D. B. Miracle, “Automotive Applications of

Metal-Matrix Composites”, Air Force Research Labora-tory.

3. D. B. Miracle, “Aeronautical Applications of Metal-Ma-trix Composites”, Air Force Research Laboratory.

4. S. Suresh, A. Mortensen & A. Needleman, “Fundamentals of Metal- Matrix Composites”, Butterworth-Heinemann, London, 1993.

5. A. Alizadeh, E. Taheri-Nassaj & M. Hajizamani, “Hot Extrusion Process Effect on Mechanical Behavior of Stir Cast Al Based Composites Reinforced with Mechanically Milled B4C Nanoparticles”, Journal of Materials Science Technology, Vol. 27(12), pp 1113-1119, 2011.

6. B.H.Torres, L. Ibanez & J.A. Garcia-Escorial, “Mechani-cal properties of some PM aluminide and silicide rein-forced 2124 aluminium matrix composites”, Scripta Ma-teriali. 2002.

7. Y. Sahin, S. Murphy, “The effect of fiber orientation of the dry sliding wear of borsicreinforced 2014 aluminum alloy”, Journal of Materials Science, Vol. 34, pp 5399–5407, 1996.

8. B. Ogel, R. Gurbuz,»Microstructural characterization and tensile properties of hot pressed Al–SiC composites pre-pared from pure Al and Cu powders», Materials Science and Engineering A, Vol. 301, pp. 213–220, 2001.

9. S.A. Sajjadi, M. Torabi Parizi, H.R. Ezatpour & A. Sedghic, «Fabrication of A356 composite reinforced with micro and nano Al2O3 particles by a developed compo-casting method and study of its properties», Journal of Al-loys and Compounds, Vol. 511, pp 226– 231, 2012.

10. http://www.civilica.com/Paper-IMES07-IMES07_121.html.

11. L. Lu, M.O. Lai, X.P. Niu & et al. «In situ formation of TiB2 reinforced Aluminum via mechanical alloying», Z METALLKD, Vol. 8, pp 567-572, 1998.

12. A. Alizadeh, E. Taheri-Nassaj & N. Ehsani, “Synthesis of boron carbide powder by a carbothermic reduction meth-od” Journal of the European Ceramic Society, Vol. 24, pp 3227– 3234, 2004.

13. Tang Feng, «Dry sliding friction and wear properties of B4C particulate-reinforced Al-5083 matrix composites», Wear, 264, pp.555–561, (2008).

14. Krishan.k. Chawla., «Composite Materials Science and Engineering», 4th Edition Dep of Materials and Metal-lurgical Engineering New Mexico Socorro, N.M 87801\USA, pp. 4-24., (1989).

15. Aizenshtein M., «Wetting and interface in the B4C/Al-Me (Me=Cu,Sn) systems «, Materials Science and Engi-neering A, 474, pp. 214-217, (2008).

16. Hong S.J, Kim H.M, Huh D. and Chune B.S., «Effect of clustering On the mechanical properties of SiC particulate reinforced aluminum Alloy 2024 MMC», Mater. Sic Eng. A, Vol. 347, pp. 198-204, (2003).

17. A.Alizadeh, E.Taheri-nassa & M.Hajizamani, “Investi-gation of Mechanical Behavior of Stir Casted Al Based Composites Reinforced With B4C Nanoparticles”, Ad-vanced Materials Research, Vols. 383-390, pp 2728-2732, 2012.

18. A. Ansary Yar, M. Montazerian, H. Abdizadeh & H.R. Baharvandi, “Microstructure and mechanical properties of aluminum alloy matrix composite reinforced with nano-particle MgO”, Journal of Alloys and Compounds, Vol. 484, pp. 400–404, 2009.

19. H.X. Peng, Z. Fan, D.S. Mudher & J.R.G. Evans, “Micro-structures and mechanical properties of engineered short fiber reinforced aluminium matrix composites”, Materials Science and Engineering A, Vol. 335, pp. 207–216, 2002.

20. M. Karbalaei Akbari, H.R. Baharvandi, O. Mirzaee, “Fab-rication of nano-sized Al2O3 reinforced casting aluminum composite focusing on preparation process of reinforce-ment powders and evaluation of its properties”, Compos-ites: Part B 55, 426–432, 2013.

شکل)6( تغييرات ضريب اصطکاک بر حسب مسافت سايش نمونه های کامپوزيتی



بررسی خواص مکانیکی نانوکامپوزیت زمینه آلومینیمی تقویت شده با ذرات سرامیکی B4C به روش ریخته گری گردابی

محمدجواد عليا*، بهروز قاسمی، اميد ميرزايیدانشکده مهندسی مواد و متالورژی، دانشگاه سمنان، سمنان، ايران

*[email protected]

Evaluation of mechanical properties of Nano-composite aluminum reinforced by B4C using stir casting method

Mohammad Javad Olya*, Behrooz Ghasemi, Omid MirzaeeFaculty of Materials and Metallurgical engineering, Semnan University, Semnan, Iran.

*[email protected]

چکيدهدر چند دهه اخير توليد كامپوزيت های زمينه آلومينيمی به منظور بهبود خواص مکانيکی آلومينيم بسيار موردتوجه قرارگرفته است. يکــی از پارامترهای مهم در توليــد كامپوزيت های زمينه فلزی توزيع يکنواخت فاز تقويت كننده در زمينه می باشــد. توليد كامپوزيت به روش ريخته گــری گردابی می تواند ضمن توليد كامپوزيت هايی با تقويــت كننده های نانومتری، به توزيع يکنواخت ذرات تقويت كننده در فاز زمينه و ترشــوندگی باال رســيد كه از مهمترين پارامترها در تعيين خواص كامپوزيت در ابعاد نانو هستند. در اين پژوهش هدف توليد كامپوزيت های ريختگی پايه آلومينيمی تقويت شــده با نانو ذرات ســراميکی كاربيدبور پوشش داده شــده با آلومينيم برای افزايش ميزان ترشوندگی می باشد. بعد از آماده سازی پودرها، آنها به مذاب آلياژ آلومينيم LM2 اضافه شدند و بعد از همزدن در 4 و 6 دقيقه به عنوان پارامتر متغير، ريخته گری در قالب ماســه ای انجام شد. برای بررسی خواص مکانيکی اين كامپوزيت از آزمون برينل برای تعيين سختی و از آزمون پين روی ديســک برای اندازه گيری ميزان ســايش و ضريب اصطکاک استفاده شد. نتايج حاصل از اين پژوهش نشان می دهد كه سختی كامپوزيت با افزودن نانوذرات تقويت كننده 42% افزايش يافته و با افزايش دور همزدن، از ميزان كاهش وزن نمونه ها نسبت به آلياژ

پايه كاسته شده و ميزان ضريب اصطکاک نيز افزايش می يابد.

کلمات کليدی: خواص مکانيکی، نانوذرات، كامپوزيت زمينه آلومينيمی، ريخته گری گردابی، كاربيد بور

Abstract: In the last few decades, the production of Aluminum Matrix Composite (AMC) has been attractive due to the enhancing the mechanical property of Aluminum. One of the most important parameters in the production of metal matrix composites is the uniform distribution of reinforcing phase in the matrix. The stir casting method can produce composite by strengthening the Nano-particle in the uniform distribution of reinforcing particles in the matrix and high wettability, which is the most important parameter in determining the properties of materials on the Nano-scale. The aim of this study is producing of aluminum composites reinforced with B4C nanoparticles coated with aluminum to increase the wettability. After preparation of the particles, they were added to molten aluminum alloy LM2 and after stirring over a period of time as a variable parameter, casting was done in the sand mould. To evaluate the mechanical properties of the composite the Brinell test was used for the determination of the hardness and the pin on disk test was used to measure the wear rate and the fric-tion coefficient. The results of the present research show that the hardness of composite increases adding the strengthening Nano-particles and the weight loss with respect to the base alloy decreased when the stirring time increases. Also, the coefficient of friction increases.

Keywords: Mechanical properties, nanoparticle, Aluminum Matrix Composite, Stir casting, B4C


1- مقدمه كامپوزيت های زمينه آلومينيمی در مقايســه با مواد مهندســی متــداول به دليــل خــواص مکانيکــی و فيزيکی مناســب به طور گســترده ای در صنايع مختلف مانند صنايع نظامی، خودروســازی و هوافضا مورد اســتفاده قرار می گيرنــد]1-2[. فاز تقويت كننده در اين كامپوزيت ها ممکن اســت به شــکل ذره، الياف پيوسته، الياف كوتاه يا ويســکر باشــد، اما تقويت كننده های ذره ای به خاطر فرآيند ســاخت راحت تر و ايجاد خواص ايزوتروپيک در كامپوزيت، بيشــتر مورداســتفاده قرار می گيرند]5-3[. متداولترين ذرات سراميکی كه در ســاخت كامپوزيت های زمينه آلومينيمی از آنها استفاده می شود زيركونيا]11-10[، از:كاربيدسيليسيم]6-7[،آلومينا]9-8[، عبارتند دی بورايدتيتانيم ]12[ كه اين ذرات می توانند در مقياس نانو و ميکرو مورد اســتفاده قرار گيرند. در بين ذرات ســراميکی، كاربيد بور به دليل نقطه ذوب زياد )2450 درجه سانتی گراد(، مدول االستيک باال )445 گيگاپاســکال(، پايداری حرارتی خوب، سختی باال )كاربيدبور با ســختی 3700 ويکرز بعد از الماس و نيتروكاربيدبور( سومين ماده ســخت جهان محسوب می شود(، مقاومت به ســايش و ضربه زياد، ســطح مقطع جذب نوترون باال و چگالی پايين )2/54 گرم بر مکعب ســانتی گراد( به تقويت كننده ای مناسب در ســاخت كامپوزيت های زمينه آلومينيمی تبديل شــده اســت]3 و 13-14[. كامپوزيت های زمينه فلزی به عنوان دســته ای از مواد پيشرفته در مقايسه با فلزات و آلياژهای معمولــی دارای مزايايی چون صرفه جويی وزنی به خاطر نســبت استحکام به وزن مخصوص باال، پايداری ابعادی بهتر به دليل ضريب انبســاط حرارتــی پايين تر و مقاومت به خــزش، مقاومت به خستگی سيکلی و مقاومت به ســايش باالتر می باشند و كاربردهای فراوانــی در صنايع وســايل نقليه زمينی، هوافضا چــون موتورهای راكت هــا و هواپيماها، تجهيــزات دريايی، الکترونيکــی، الکتريکی، حرارتی، راكتورهای هسته ای، ساينده ها و قطعات سايشی پيدا نموده و به علت سهولت امکان توليد نسبت به ساير كامپوزيت ها در محدوده وسيعی از كاربردها موردتوجه قرارگرفته اند]16-15[.روش های توليد كامپوزيت های زمينه فلزی در سه حالت جامد )متالورژی پودر، زينت رينگ معمولــی، پرس گرم فورجينگ، اكســتروژن، نورد و تركيبی از آن ها، اتصال نفوذی، شــوک انفجــاری،....(، مايع )گردابی، گريز از مركز، تحت فشــار، نيمه مايع- نيمه جامد نفوذ دهی، درجا، پاششی، ...( و گازی )رسوب فيزيکی و شــيميايی از فاز بخار...( مورد بررسی قــرار می گيرند. اســتفاده از روش های متداول شــکل دهی فلزات با هزينه توليد نســبتاً پايين برای توليــد كامپوزيت های زمينه فلزی از امتياز مهم اين نوع كامپوزيت ها محســوب می شــود در اين ميان كامپوزيت های قابل توليد توسط ريخته گری گردابی ازنظر اقتصادی مقرون به صرفه بوده و همين طور قطعات با تنوع گوناگونی ازنظر شکل و تركيب قابليت توليد دارد؛ اما باوجوداين مشــکل ترشوندگی ذرات

ســراميکی توسط مذاب و به دست آوردن توزيع مناسب از فاز ثانويه درزمينه وجــود دارد]17-20[. فرآيند ريخته گــری گردابی دارای مزايايی مانند ســادگی و كم هزينه بــودن، انعطاف پذيری و قابليت استفاده برای گستره وسيعی از مواد می باشد. با اين وجود اين روش مشکالتی نيز دارد؛ مانند ترشــوندگی كم، جدايش، آگلومره شدن و توزيع غيريکنواخت ذرات تقويت كننده در زمينه]21-23[. به منظور بهبود ترشوندگی ذرات سراميکی نانو ذرات را با پودر آلومينيم و مس

پوشش می دهند تا دارای توزيع يکنواختی در زمينه باشد]24[. بــا توجه به اينکه تا كنون تحقيقــات در زمينه افزودن تقويت كننده B4C به آلومينيم LM2 انجام نگرفته است در اين پژوهش به توليد كامپوزيت به روش ريخته گری گردابی و تاثير افزودن تقويت

كننده پرداخته شده است.

2- مواد و روش تحقيقتركيــب آلياژ مورد اســتفاده به عنوان زمينــه فلزی در جدول 1 آمــده اســت. از ذرات كاربيد بور به ابعــاد 100 نانومتر به عنوان تقويت كننده استفاده شده است. در شکل 1 تصوير TEM نانو ذرات

استفاده شده در اين پژوهش نشان داده شده است.

جدول1( ترکيب شيميايی آلياژ آلومينيم LM2 استفاده شده بعنوان فاز زمينه

AlTiSnPbZnNiMnFeSiMgCu

Remain0.20.20.320.50.510.90.30.7

سيســتم ريخته گری از ســه بخش اصلی كوره، همزن و قالب تشکيل شــده اســت. برای توليــد نمونه های كامپوزيتــی پس از آماده سازی مذاب در دمای حدود 670 درجه سانتی گراد گاززدايی انجام گرفت. پس از رساندن مذاب به دمای مورد نظر)حدود 800-650 درجه ســانتی گراد( ذرات استحکام دهنده تا دمای300-400 درجه ســانتی گراد پيش گرم شــده اند، با درصد موردنظر 2 درصد وزنی وارد می شــوند. ضمن ورود ذرات، مذاب توسط يک همزن كه از قبل پيشگرم شده با سرعت موردنظر )700-900 دور بر دقيقه( به تالطم درمی آيد. از همزن های الکتريکی با اندازه و شکل معين و

زاويه 30 درجه استفاده گرديد.

شکل1( تصوير ميکروسکوپ الکترونی عبوری پودر کاربيد بور استفاده شده



بــرای جلوگيــری از واكنش بين مــذاب و پره های همزن يک پوشش سراميکی با اســتفاده از فرآيند های الکترولس و يا اسپری دوغاب ســراميکی روی سطوح همزن پيش گرم شده اعمال گرديد؛ به طوری كه همزن تا 300 درجه ســانتی گراد پيشــگام شــده و به مدت حدود 5 ثانيــه در داخل دوغاب قرار می گيرد. مدت زمان هم زدن مذاب با توجه به حساســيت به اكسيداسيون پودر بين 2 تا 4 دقيقه در نظر گرفته شــد. برای جلوگيری از سردشــدن بوته يک مشــعل گازی در تمــام مدت همزدن بوته را گرم نگه می داشــت. قالب ريخته گری فوالدی نيز به شکل مکعب مستطيل و برای تهيه چهار نمونه اســتوانه ای به ابعاد 15 و قطر 3 سانتی متر در هر ذوب ريزی طراحی شده اســت. به منظور افزايش ميزان ترشوندگی ذرات ســراميکی به وسيله مذاب آلومينيم، ذرات كاربيد بور به وسيله پودر آلومينيم خالص با اندازه دانه متوسط 100 ميکرومتر و نسبت وزنی پودر آلومينيم به پودر كاربيد بور 2 آســياب مکانيکی شدند. ميزان دور آسياب rpm 300 در مدت زمان 60 دقيقه بود. پس ازاين مرحله 2 درصد حجمی از پودر كاربيد بور با در نظرگرفتن مقدار آلومينيم روكش داده شده بر پودر)در فويل بسيار نازک آلومينيمی قرارگرفته و به آرامــی در دمای 700 درجه ســانتی گراد و زمــان 15 دقيقه بــه مذاب اضافه شــد( دما و زمان اختالط بر اســاس پژوهش های قبلی نويســندگان انتخاب شده و بيشــترين خواص در اين شرايط حاصل شــده اســت. به منظور بررســی خواص قطعات كامپوزيتی، نمونه های آلومينيمی خالص نيز مشابه نمونه های كامپوزيتی توليد شــدند. فاصله همزن گرافيتی تا كف بوتــه 1/3 ارتفاع كل بوته در rpm نظر گرفته شد. ســرعت همزن در همه مراحل ثابت و برابر با

300 بود. مشــاهدات ريزســاختاری جهت چگونگی توزيع اندازه ذرات، دانه بندی زمينــه و چگونگی توزيع تخلخل ها بــر روی نمونه های كامپوزيتی متالوگرافی شــدند و ســپس با محلول كلردار به مدت 40 ثانيه حکاكی شــدند. بررسی ريزساختاری نمونه ها با استفاده از ميکروسکوپ های نوری و الکترونی انجام گرفت. برای تعيين سختی نمونه ها از آزمون برينل و با اعمال نيروی kgf 125 اســتفاده شد. قطر ســاچمه فرورونده 5 ميلی متر بود. از هر نمونه پنج بار سختی گرفته شــده و ميانگين مقادير به دست آمده به عنوان عدد نهايی در

نظر گرفته شد.چگالــی نمونه با اســتفاده از روش ارشــميدس تعيين گرديد.

ميزان تقريبی تخلخل از رابطه 1 تعيين گرديد:(ρth-ρexp)/ ρth )1(

ρexp : چگالــی تجربــی به دســت آمده از روش ارشــميدس،

ρth :چگالی تئوری كامپوزيت طبق قانون مخلوط هادر آزمايش ها تعيين خواص بــرای هر مورداندازه گيری حداقل ســه نمونه مورداســتفاده قرار گرفت. برای بررسی ميزان سايش از

دستگاه پين روی ديسک با جنس پين فوالدي استفاده شد. مسافت سايش حدود 100 متر بود.

3- نتايج و بحث3-1- بررسی تصاوير ميکروسکوپ نوری

ريزســاختار كامپوزيت های ريخته گری شده در شکل 2 نشان داده شده است. اگرچه به دليل ريز بودن ذرات تقويت كننده، امکان مشــاهده آنها با ميکروسکوپ نوري ميسر نيست، اما تغيير ساختار انجمادي و عيوب، موجود را مي توان مشــاهده كرد. بررســي هاي ريزســاختاري نشــان دادند كه افزودن نانوذرات كاربيد بور باعث ريزشــدن دانه هاي آلياژ زمينه مي شود و به اين ترتيب، زمينه داراي ساختار هم محور دانه ريزتري نسبت به آلياژ تقويت نشده مي شود.

اين رفتار را مي توان به راندمان خوب ورود ذرات نسبت داد.در حضور ذرات ســراميکي، ســرعت جبهــه ي انجماد كاهش يافتــه و زمــان انجماد موضعــي افزايــش مي يابــد و در نتيجه، جوانه هاي بيشــتري تشکيل شــده و اين منجر به ريزدانگي آلياژ تقويت شــده مي شــود .مي توان گفت كه ذرات فــاز دوم به عنوان مکان هاي جوانه زني ناهمگن براي آلومينيم زمينه عمل مي كنند .در نمونه های كامپوزيتی، ســاختار به دليل وجود مکان های جوانه زنی بيش تر از حالت دندريتی خارج شــده و به ســاختاری نسبتا ريزتر

تبديل می شود.

شکل2( تصوير ميکروسکوپ نوری از نمونه های کامپوزيتی

3-2- بررسی نتايج آزمايش چگالی سنجی

شــکل 3 مقاديــر چگالــی تجربی نمونه هــای كامپوزيتی ريخته گری شــده در هر دما را نشــان می دهد. با توجه به اين كه دانسيته تئوری نانوكامپوزيت)g/cm3( 2/7345 می باشد، تغييرات چندانی بين دانســيته تجربی و تئوری نمونه ها مشــاهده نمی شود


و همچنين كه ديده می شــود افزايش دمــای ريخته گری تغييری چندانی در مقدار چگالی نمونه های كامپوزيتی ايجاد نکرده اســت.

اين مطلب با توجه به قانون مخلوط ها نيز قابل پيش بينی است.همچنين همان گونه كه ديده می شود افزايش دمای ريخته گری تغييری چندانی در مقدار چگالی نمونه های كامپوزيتی ايجاد نکرده اســت. اين مطلب با توجه به قانون مخلوط هــا نيز قابل پيش بينی اســت، زيرا در اين رابطه اثری از دما ديده نمی شــود. طبق نتايج حاصله، در حالــت كلی، دمای oC 800 يک دمای بهينه هســت؛ زيرا كــه در اين حالت ميزان چگالی افزايش مــی يابد. با توجه به اين شــکل در كليه دماها افزايش نسبی نتايج چگالی ديده می شود كــه اين موضوع حضور ذرات كاربيد بور و افزايش چگالی با افزايش

مقدار دور بر دقيقه را تائيد می كند.به طورمعمــول افزايش بيش ازحد دما و بــه دنبال آن، افزايش ســياليت مذاب و تالطم آن باعث افزايش تخلخل و كاهش چگالی می شــود. در دمای 700 اين روند به طور كامل صعودی بوده كه به دليل غلبه اثر مثبت افزايش تعداد دور همزن و حضور ذرات كاربيد بور براثر منفی افزايش دما هست كه درنهايت باعث افزايش چگالی می شــود. همان طور كه اشاره شد، دو عامل دما و تعداد دور همزن، به طــور جداگانه يا توأم با افزايش خود تا مقادير داده شــده، باعث

افزايش چگالی می شوند.

شکل3( نمودار تغييرات چگالی نمونه های کامپوزيتی در دماهای 700،650 و oC 800 بر حسب زمان هم زدن

3-3- بررسی نتايج آزمايش سختی و سايش

شــکل 4 نيز نمودار ســختی نمونه های ريخته گری شــده در دماهــای 650، 700 و 800 درجه ســانتی گراد تعداد دورهای هم زدن مختلف از كاربيد بور را نشــان می دهنــد. ازآنجاكه كاربيدبور ســختی بسيارباالتری در مقايسه با آلياژ آلومينيم دارد، اين افزايش ســختی را می توان به حضور ذرات كاربيد بور نسبت داد. ازاين رو، نمودار مربوطه حاكی از وابســتگی سختی نمونه ها به دما و شرايط ريخته گری نمونه ها اســت. همان طور كه ديده می شــود در دمای ريخته گــری oC 650 با افزايش مقدار دورهم زدن مذاب ســختی

افزايش می يابد. 700 oC اين روند برای نمونه های ريخته گری شده در دماهای

نيز مشــاهده می شــود؛ اما بيشــترين ســختی در بين نمونه های تهيه شده برای نمونه ريخته گری شده در دمای oC 800 با 6 دور بر

دقيقه هم زدن می باشد.همچنين شکل 5 نيز نمودار ضريب اصطکاک بر حسب مسافت

نمونه های مختلف را نشان می دهند.

شکل5( نمودار تغييرات ضريب اصطکاک بر حسب مسافت سايش نمونه های کامپوزيتی

4- نتيجه گيری دراين پژوهــش كامپوزيت آلياژ آلومينيــم LM2/نانو كاربيد بور، توســط روش ريخته گری گردابی و تکنيک نوين افزودن پودر ســراميکی به مذاب در داخل فويل آلومينيم، با پوشش دهی ذرات كاربيدبور و نيز استفاده از ذرات در حد نانو، توليد گرديد. با توجه به نتايج آزمايش چگالی سنجی، چگالی نمونه های كامپوزيتی تهيه شده توســط اين روش )ريخته گری گردابی( تطابق قابل قبولی با مقادير محاسبه شــده از قانون مخلوط ها دارد. افزايش چگالی دليلی به جز حضور ذرات كاربيدبــور در كامپوزيت ندارد و همچنين كاهش آن به دليل ايجاد تخلخل در كامپوزيت به دليل افزايش دما می باشــد. ازآنجاكه كاربيد بور ســختی بســيار باالتری در مقايسه با آلومينيم ،LM2 دارد، بــا افزودن ذرات پــودر كاربيدبور به آليــاژ آلومينيمســختی كامپوزيت حاصل، افزايش قابل توجهی داشته و بيشترين ســختی مربوط به نمونه تهيه شــده در دمای oC 670 می باشد. با توجه به بررسی خواص مکانيکی كامپوزيت ها و نمودارهای مربوطه، دمــای بهينه برای توليد كامپوزيتی با خواص مناســب نســبت به خواص حاصله و روش توليدی خاص خود، دمای oC 800 می باشد.

5- منابع1. S. Rawal, “Metal-Matrix Composites for Space Appli-

cations”, MMCs for Space, 2001.2. S. Suresh, A. Mortensen & A. Needleman, “Funda-

mentals of Metal- Matrix Composites”, Butterworth-Heinemann, London, 1993.

3. A. Alizadeh, E. Taheri-Nassaj & M. Hajizamani, “Hot Extrusion Process Effect on Mechanical Behavior of Stir Cast Al Based Composites Reinforced with Me-chanically Milled B4C Nanoparticles”, Journal of Ma-



terials Science Technology, Vol. 27(12), pp 1113-1119, 2011.

4. B.H.Torres, L. Ibanez & J.A. Garcia-Escorial, “Me-chanical properties of some PM aluminide and silicide reinforced 2124 aluminium matrix composites”, Scrip-ta Materiali. 2002.

5. Y. Sahin, S. Murphy, “The effect of fiber orientation of the dry sliding wear of borsicreinforced 2014 alumi-num alloy”, Journal of Materials Science, Vol. 34, pp 5399–5407, 1996.

6. B. Ogel, R. Gurbuz,»Microstructural characterization and tensile properties of hot pressed Al–SiC compos-ites prepared from pure Al and Cu powders», Materi-als Science and Engineering A, Vol. 301, pp. 213–220, 2001.

7. S.A. Sajjadi, M. Torabi Parizi, H.R. Ezatpour & A. Sedghic, «Fabrication of A356 composite

ز. ســراجان، »بررســي پارامترهــاي مؤثــر بر خــواص مکانيکي . 8 .SiC« كامپوزيــت زمينــه فلــزي آلومينيــوم خالــص بــا ذرات فصلنامه ريخته گری، ســال 27، شماره 87، صص 67-71، تابستان

.13869. Z. Miskovic, I. Bobic, S. Tripkovic, A. Rac & A. Ven-

cl, «The Structure and Mechanical Properties of an Aluminium A356 Alloy Base Composite With Al2O3 Particle Additions», Tribology in industry, Vol. 28, pp 23-27, 2006

م. كريمــي، ح. عبدی زاده و ح. بهاروندي، »ريزســاختار و خواص . 10مکانيکــي كامپوزيت زمينه آلومينيومي بــا ذرات پودر نانو زيركونيا توليدشده به روش ريخته گری گردابي«، دومين همايش دانشجويي

فناوري نانو، دانشگاه كاشان، شهريور 1386.م. باغچه ســرا، ح. عبــدی زاده و ح. بهارونــدي، »توليد كامپوزيت . 11

زمينه Al با فاز دوم ZrO2 توسط روش اختالط مستقيم و بررسي ريزســاختار آن«، فصلنامه ريخته گری، سال 27، شماره 89، صص

30-38، بهار 1387.12. L. Lu, M.O. Lai, X.P. Niu & et al. «In situ formation

of TiB2 reinforced Aluminum via mechanical alloy-ing», Z METALLKD, Vol. 8, pp 567-572, 1998.

ح. لشــگري، م. امامي،«بررســي تأثير استرانســيوم بر ريزساختار . 13كامپوزيت های ريختگي »B4C-A356، فصلنامه ريخته گری، سال

27، شماره 90،صص 2-11، تابستان 1387.14. A. Alizadeh, E. Taheri-Nassaj & N. Ehsani, “Synthesis

of boron carbide powder by a carbothermic reduction method” Journal of the European Ceramic Society, Vol. 24, pp 3227– 3234, 2004.

15. Tang Feng, «Dry sliding friction and wear properties of B4C particulate-reinforced Al-5083 matrix compos-ites», Wear, 264, pp.555–561, (2008).

16. Krishan.k. Chawla., «Composite Materials Science and Engineering», 4th Edition Dep of Materials and Metallurgical Engineering New Mexico Socorro, N.M 87801\USA, pp. 4-24., (1989).

محمد مالزاده، »ســاخت كامپوزيــت آلومينيوم–زيركونيا به روش . 17ريخته گری گردابي«، يازدهمين كنگره ســاالنه انجمن مهندســين

متالورژي ايران، )1386(.

18. Aizenshtein M., «Wetting and interface in the B4C/Al-Me (Me=Cu,Sn) systems «, Materials Science and Engineering A, 474, pp. 214-217, (2008).

19. Hong S.J, Kim H.M, Huh D. and Chune B.S., «Effect of clustering On the mechanical properties of SiC par-ticulate reinforced aluminum Alloy 2024 MMC», Ma-ter. Sic Eng. A, Vol. 347, pp. 198-204, (2003).

محمود محمودي، »توليد كامپوزيت Al-SiC به روش ريخته گری . 20همزدني و تأثير منيزيم بر ترشوندگي ذرات SiC »يازدهمين كنگره

ساالنه انجمن مهندسين متالورژي ايران، 1386.21. A.Alizadeh, E.Taheri-nassa & M.Hajizamani, “In-

vestigation of Mechanical Behavior of Stir Casted Al Based Composites Reinforced With B4C Nanopar-ticles”, Advanced Materials Research, Vols. 383-390, pp 2728-2732, 2012.

22. A. Ansary Yar, M. Montazerian, H. Abdizadeh & H.R. Baharvandi, “Microstructure and mechanical proper-ties of aluminum alloy matrix composite reinforced with nano-particle MgO”, Journal of Alloys and Com-pounds, Vol. 484, pp. 400–404, 2009.

23. H.X. Peng, Z. Fan, D.S. Mudher & J.R.G. Evans, “Mi-crostructures and mechanical properties of engineered short fiber reinforced aluminium matrix composites”, Materials Science and Engineering A, Vol. 335, pp. 207–216, 2002

24. reinforced with micro and nano Al2O3 particles by a developed compocasting method and study of its prop-erties», Journal of Alloys and Compounds, Vol. 511, pp 226– 231, 2012.


تکنولوژی ذوب و ریخته گری چدن های نیکل مقاومنجم الدين عرب

استاديار،دانشگاه آزاد اسالمی واحد ساوه[email protected]

Technology of Melting and Casting of Ni-Resist Cast IronsNajmeddin Arab

Assistant of Professor, Islamic Azad University,Saveh Branch,Saveh,Iran

چکيده ايــن مقالــه به معرفی چدن های نيکل مقاوم پرداخته و تکنولوژی ذوب و ريخته گری اين آلياژ ها را مد نظر قرار می دهد. تکنولوژی توليد اين چدن ها در مقايســه با چدن های خاكســتری و نشکن متداول دارای تفاوت هايی است كه عدم شناخت آنها می تواند تاثيرات قابل توجهی بر خواص مکانيکی و ســاختار و كيفيت قطعات توليدی بگذارد. از اين جمله می توان به تاثير تركيب شــيميايی. اثر مقدار منيزيم باقيمانده. زمان ميرايی. نحوه جوانه زنی. طراحی تغذيه و سيستم راهگاهی و نحوه افزودن عناصر آلياژی و ذوب ريزی اشاره داشت.

Abstract: This study introduce Ni-Resist cast irons and the technology of melting and casting of these alloys. In compari-son with regular grey and ductile irons, Ni-Resist cast iron have some differences in production technology which can effect on mechanical properties, microstructure and casting quality. For example, effect of chemical composition, residual magnesium, fading time, magnesium treatment, inoculation gating and risering design, and adding alloying elements and pouring the molten metal are different with regular cast irons.



1- مقدمهچدن های نيــکل مقاوم، به دو خانواده اصلــی با گرافيت ورقه ای و گرافيت كروی تقســيم می شوند، در سال های اخير چدن های نيکل مقاوم نشکن با استقبال بيشتری روبرو شده اند چرا كه دارای اســتحکام باالتر و انعطاف پذيری بيشــتر بوده و پايداری بيشتری نســبت به دما دارند بــا اينحال چدن های نيکل مقــاوم با گرافيت ورقــه ای، به علت قيمت پايين تر، مشــکالت ريخته گری كمتر و قابليت ماشــين كاری و هدايت حرارتی باالتر، هنوز توسط بسياری

از كارخانجات ريخته گری توليد می شوند.چدن هــای نيکل مقاوم در برابر محلول هــای حاوی نمک، آب دريا، محيط های اســيدی و بازی و مايعات نفتی شــيرين و ترش مقاوم اند، در مقايسه با چدن های غير آلياژی يا كم آلياژ، مقاومت به خوردگی بسيار باالتری دارند ، در برخی موارد مقاومت به خوردگی آنها حتی از فوالدهای زنگ نزن نيز بيشــتر اســت]1[ اين چدن ها مقاومت به ســايش مناســبی نيز دارند، بوش های سيلندر،پيستون ها، رينگ ها و اسليو های ضد ســايش، پوسته ياتاقان ها و دنده های پيچی پمپ های خالء، نمونه ای از كاربردهای سايشی اين نوع چدن هاست، مقاوم به پوســته شدن در اثر سايش در اين چدن ها بسيار

باالست.چدن های نيکل مقاوم دارای مقاومت به اكسيداســيون بااليی بوده و پايداری بااليی در برابر دما دارند، امروزه چدن های با گرفيت ورقه ای تا درجه حرارت 700 و چدن های با گرافيت كروی تا دمای 1050 مورد اســتفاده قرار می گيرند، مقاومت به اكسيداسيون اين

چدن ها معموال با زمان تغيير چندانی نمی كند]2[علت اصلی خواص مناســب چدن های نيکل مقــاوم، پايداری ســاختار آستنيت در اين چدن ها تا دمای محيط است، اين چدن ها دارای بيش از 20% نيکل می باشند كه دليل اصلی پايداری ساختار آســتنيت در اين چدن هاست، شــکل 1 نمونه ای از ساختار اين

چدن ها را نشان می دهد.

)الف( )ب(شکل1( ساختار آستنيتی چدن های نيکل مقاوم

الف- چدن های با گرافيت ورقه ای ب- چدن های با گرافيت کروی

تركيب شيميايی و خواص فيزيکی و مکانيکی چدن های نيکل مقاوم در برخی اســتانداردهای ملی و بين المللی،استانداردســازی

شــده اند، متاسفانه نامگذاری اين آلياژها در اين استانداردها بسيار متفاوت اســت، جــدول 1 و 2 ، نامگذاری ايــن آلياژها در برخی

استانداردهای متداول در دنيا را نشان می دهند

جدول1( نامگذاری چدن های نيکل مقاوم با گرافيت ورقه ای]1[

جدول2( نامگذاری چدن های نيکل مقاوم با گرافيت کروی]1[

در جدول 3 و 4 ،ترتيب تركيب شيميايی چدن های نيکل مقاوم با گرافيت ورقه ای و گرافيت كروی آورده شده اند.

جدول3( ترکيب شيميايی چدن های نيکل مقاوم با گرافيت ورقه ای]1[


جدول4( ترکيب شيميايی چدن های نيکل مقاوم با گرافيت کروی]1[

هر يک از عناصر آلياژی موجود در چدن های نيکل مقاوم، تاثير متفاوتی بر خواص و ساختار اين چدن ها می گذارد كه برخی از اين

موارد اشاره می گردد.نيــکل: مهمترين عنصر آلياژی در اين چدن هاســت كه باعث پايداری ســاختار آســتنيت تا درجه حرارت محيــط، مقاومت به خوردگــی و اكسيداســيون و پايداری دمايی بــاالی آنها و خواص مکانيکی مخصوص در آنها می شود، ضريب انبساط حرارتی در اين چدن ها بســتگی فراوانی به درصد نيکل داشته و در 35% نيکل به

كمترين مقدار خود می رسد.كــروم: مهمترين تاثير كــروم بهبود اســتحکام و مقاومت به خوردگــی در درجه حرارت های باالســت، اين عنصــر، مقاومت به سايش را نيز افزايش می دهد، اين عنصر با تشکيل كاربيد، می تواند انعطاف پذيری و مقاومت به ضربه را در اين چدن ها كاهش داده و با افزايش آن، احتمال تشکيل حفره های انقباضی در قطعات ريختگی

افزايش می يابد.مس: ايــن عنصر مقاومت به خوردگی در محيط های اســيدی متوســط را افزايش می دهد اما در انواع نشــکن بعلــت واكنش با منيزيم، درصد كروی شــدن گرافيت هــا را كاهش می دهد، لذا در

چدن های نيکل مقاوم نشکن به كار نمی رود.كربن: كربن عنصری تعيين كننده در انواع چدن هاست، افزايش درصد كربن،درجه حرارت انجماد را كاهش داده و شــرايط ذوب و ريخته گــری را بهبود می دهد، اما درصد بــاالی آن در چدن های

نيکل مقاوم موجب افزايش ميزان كاربيد می گردد.سيلسيم: اين عنصر نيز يکی از عناصر ضروری در چدن هاست كه باعث افزايش ســياليت مذاب و قابليــت ريخته گری، خصوصا

بــرای قطعات با مقاطع نازک می شــود، اين عنصر مقاومت در برابر خوردگی در دمای باال را افزايش داده و احتمال تشکيل كاربيدهای

كروم را كاهش می دهد.منگنز: اين عنصر هيچگونه بهبودی را در مقاومت به خوردگی، پايــداری حرارتی يا افزايش خواص مکانيکی به وجود نمی آورد اما يک پايداركننده آســتنيت اســت كه باعث بهبود و خواص قطعات

نيکل مقاوم در دماهای پايين می گردد.نيوبيم:از عناصر مهم افزودنی به چدن های نيکل مقاوم اســت كه باعث افزايش قابليت جوشکاری اين آلياژها می شود، برای دست يابی به بهترين تاثيرات اين عنصر، كنترل مقدار سيلسيم،گوگرد و

فسفر نيز ضروری است.موليبدن: اين عنصر در تمام آلياژهای نيکل مقاوم وجود ندارد، برخی اوقات به منظور اســتحکام گــرم در حدود 2% به اين آلياژها

افزوده می گردد.منيزيم: اين عنصر به روش افزودن در پاتيل به مذاب چدن های نيکل مقاوم نشکن )0/055-0/03( % افزوده می شود كه هدف از آن

كروی شدن گرافيت هاست.

1-1- خواص مکانيکیجدول 5 و 6 ، خواص مکانيکی چدن های نيکل مقاوم با گرافيت ورقه ای و كروی را نشــان می دهند، با تعبير درصد كربن يا ســاير عناصر آلياژی و يا اســتحکام عمليات حرارتــی ، خواص مکانيکی

ممکن است تغيير يابند.لذا به منظور دســت يابی به خواص مشخص، ضروری است كه بين مشــتری و توليدكننده توافق الزم بر روی تركيب شيميايی و خواص مکانيکی صورت پذيرد، به همين دليل خواص مکانيکی ذكر

شده در استانداردهای ملی يا بين المللی با هم متفاوت می باشند.

2-ذوب و ريخته گری آلياژهای نيکل مقاوم2-1- کوره های ذوب

چدن های نيکل مقــاوم را می توان در كوره هــای القايی،قوس الکتريک،كوپل و حتی كوره هــای بوته ای ذوب كرد، اما كوره های القايی بدون هسته متداولترين نوع كوره برای ذوب اين چدن است، چون در اين چدن ها عناصر آليــاژی با درصد های باال وجود دارند، لذا ضروری اســت يک مذاب دارای تالطم مناسب جهت يکنواختی تركيب شيميايی ذوب در كوره باشد، در كارخانجات با توليد انبوه يا كارخانجاتی كه قطعات سنگين ذوب ريزی می كنند، برای نگهداری مذاب معموال از كوره های القايی كانالی استفاده می شود، اما ضروری اســت كه زمــان ذوب و نگهداری آن به حداقل كاهــش يابد تا از اثرات مخرب زمان طوالنی نگهداری مذاب مانند جذب گاز،سوختن

عناصر آلياژی يا جدايش ثقلی عناصر آلياژی اجتناب شود.]3-4[



جدول 5( خواص مکانيکی چدن های نيکل مقاوم با گرافيت ورقه ای]1[

آلياژ استحکام کششیMPa(KSi)

استحکام فشاریMPa(KSi)

انعطاف پذيری(%)

مدول االستيسيتهMPa(KSi)x103

سختی)برينل(

NIMn 13 7 140-220(20-31)

630-840(90-120) - 70-90

(10-13) 120-150

NI-Resist 1 170-210(24-30)

700-840(100-120) 2 85-105

(12-15) 120-215

NI-Resist 190-240(27-34)

860-1100(123-157) 1-2 98-113

(14-16) 150-250

NI-Resist 2 170-210(24-30)

700-840(100-120) 2-3 85-105

(12-15) 120-215

NI-Resist 190-240(27-34)

860-1100(123-157) 1-2 98-113

(14-16) 160-250

NIcrosil-al 190-280(27-40) - 2-3 - 140-250

NI-Resist 3 190-240(27-34)

700-910(100-130) 1-3 98-113

(14-16) 120-215

NI-Resist 4 170-240(24-34)

560(80) - 105

(15) 150-210

NI-Resist 5 120-180(17-26)

560-700(80-100) 1-3 74

(11) 120-140

NI-Resist 6 170-210(24-30)

700-840(100-120) - - 130-180

جدول 6( خواص مکانيکی چدن های نيکل مقاوم با گرافيت کروی ]1[

آلياژ استحکام کششیMPa(KSi)

استحکام تسليمMPa(KSi)

انعطاف پذيری(%)

مدول االستيسيته

MPa(KSi)x103

انرژی ضربهKg-m(ft-Ib)

سختی)برينل(

NI-Resist D-2 370-480(53-69)

210-250(30-36) 7-20 112-130

(16-19)14-27

(101-197) 140-200

NI-Resist D-2W 370-480(53-69)

210-250(30-36) 8-20 112-130

(16-19)14-27

(101-197) 140-200

NI-Resist D-2B 390-500(56-71)

210-260(30-37) 7-15 112-133

(16-19)12

(87) 150-255

NIcrosil-alSphrronic

370-440(53-63)

210-260(30-37) 10-18 - - 180-230

NI-Resist D-2C 370-450(53-64)

170-250(24-36) 20-40 85-112

(12-16)21-33

(153-240) 130-170

NI-Resist D-2M 440-480(63-69)

210-240(30-34) 25-45 120-140

(17-20)24-34

(175-248) 150-180

NI-Resist D-3A 370-450(53-64)

210-270(30-39) 13-18 112-130

(16-19)16

(117) 130-190

NI-Resist D-3 370-480(53-69)

210-260(30-37) 7-18 92-105

(13-15)8

(59) 140-200

NI-Resist D-4A 380-500(54-71)

210-270(30-39) 10-20 130-150

(19-21)10-16

(73-117) 130-170

NI-Resist D-4 390-500(56-71)

240-310(34-44) 1-4 91

(13) - 170-250

NI-Resist D-5 370-420(53-60)

210-240(30-34) 20-40 112-140

(16-20)20

(145) 130-180

NI-Resist D-5B 370-450(53-64)

210-290(30-41) 7-10 112-123

(16-18)7

(56) 140-190

NI-Resist D-5S 370-500(53-71)

200-290(29-41) 10-20 110-145

(16-21)12-19

(87-138) 130-170

NI-Resist D-6 390-470(56-67)

210-260(30-37) 15-18 140-150

(20-21) - 120-150


2-2- مواد شارژدر توليد چدن های نيکل مقاوم بايد از شارژ با كيفيت باال نظير قراضه فوالد،شــمش چدن،شــمش نيکل،فروكروم پر كربن،قراضه فــوالد آلياژی،فرو منگنز پر كربن،فرو سيلســيم بــا درصد پايين، آلومينيــم، فروموليبدن پر كربن و مواد كربــن دهنده)گرافيت( با درصد پايين خاكســتر، هيدروژن،نيتروژن، رطوبــت و مواد فرار و قراضه ای چدن نيکل مقاوم استفاده كرد، در توليد چدن های نيکل مقاوم با گرافيت كروی، الزم اســت مقدار گوگرد و فسفر مواد شارژ را مد نظر قرار داد و از انواع گوگرد و فســفر پايين اســتفاده كرد، ضروری اســت كه تركيب شيميايی تمامی مواد شارژ مشخص بوده و از افزودن مواد شارژ كه تركيب شيميايی آنها نامشخص است جداً

پرهيز كرد و از كروی كننده حاوی منيزيم استفاده كرد.سرب،آلومينيم و قراضه مرطوب،زنگ زده يا حاوی مواد روغنی، عوامل اصلی آلودگی ذوب بــوده و خصوصاً در توليد انواع گرافيت كروی، مشکالت فراوانی را بوجود می آورند، وجود مقادير بسيار كم سرب، در حدود 0/003% موجب تشــکيل گرافيت ويدمن اشتاين در اين چدن ها شده و مقادير كم آلومينيم باعث جذب گاز و ايجاد حفره های ريز گازی و انقباضی در قطعات خواهد شــد، قراضه های مرطوب، آلوده به مواد چرب يا زنگ زده هرگز نبايد به مذاب موجود در كوره های القايی افزوده شوند چرا كه باعث تشکيل ورود هيدرات آهن به مذاب می گردند كه از تبخير اين مواد جلوگيری می كند]5[.

2-3- اصول کلی عمليات ذوبهمانند چدن های خاكستری و نشکن، چدن های نيکل مقاوم به نحوه انجام فرآيند ذوب حساس اند با اين تفاوت كه حساسيت های آنها بسيار بيشتر است، اثرات مضر دمای فوق ذوب باال، زمان طوالنی نگهداری مذاب در كوره، استفاده زياد از قراضه های برگشتی، جوانه زنــی ضعيف يا درجه حرارت باالی ريخته گری در توليد چدن های

نيکل مقاوم بسيار مشهود است.مهمتريــن ايــن اثرات كاهــش قابليت ريخته گــری، افزايش حفره هــای گازی و انقباضی، افزايش مقدار كاربيد ها در ســاختار و

كاهش خواص مکانيکی و قابليت ماشين كاری است.افزودن مقادير زياد از قراضه های برگشــتی به مذاب چدن های نيکل مقاوم، بسيار مضر است چرا كه منيزيم موجود در اين چدن ها به آهســتگی اكسيد ميشــود در نتيجه با گوگرد موجود در مذاب كاهش يافته و جذب ســريع هيدروژن توســط مذاب از اتمســفر افزايــش می يابد،اين اتفاق در ذوب اين چدن ها باالســت، چنانچه منيزيم باقی مانده در قراضه های برگشتی بيشتر از 0/06% باشد يا از مقدار زيادی قراضه برگشتی در ذوب چدن های نيکل مقاوم استفاده

شود، مشکالت مربوط به عيوب گازی در قطعات تشديد می گردد.ســرعت حالليت كربن در چدن های نيکل مقاوم بسيار كمتر از

چدن های خاكستری و نشکن است، لذا به منظور اطمينان از جذب كربن ناشــی از افــزودن گرافيت به مذاب يا جذب كربن ناشــی از افزودن شــمش چدن به مذاب،الزم است كه پس از ذوب و رساندن درجه حرارت مذاب به فوق ذوب،مذاب حداقل ده دقيقه در اين دما باقی بماند تا از حل شدن كربن در مذاب اطمينان حاصل شود]6[.در ذوب چدن های نيکل مقاوم در كوره های القايی،بهتر اســت از نســوزهای خنثی استفاده كرد، وجود درصد باالی عناصر آلياژی و درجه حرارت باالی ذوب ريزی و تمايل به واكنش با نســوز كوره و جذب ناخالصی از آن را افزايش می دهد، نســوزهای خنثی بدليل پايداری دمايی باالتر، اســتحکام فشاری بيشــتر و تمايل كمتر به واكنش با مذاب، از ورود ذرات نسوز يا محصوالت حاصل از واكنش مذاب با نسوز كوره به درون مذاب جلوگيری كرده و مذابی با مقدار

آخال كمتر و كيفيت باالتر بدست می دهند.ذوب ســريع، حداقل فوق ذوب،افزودن عناصر اكســيد شونده )كروم،منگنز،سيلســيم( در آخرين مراحل ذوب،تخليه سريع مذاب پس از رســيدن به فوق ذوب مناسب و جوانه زنی موثر در پاتيل و پاشش، عواملی هســتند كه باعث افزايش كيفيت مذاب می شوند، در صــورت نياز به نگهداری مــذاب به مدت زمــان طوالنی، بايد مقدار سيلســيم مذاب در حداقل مقدار نگه داشته شده و از تالطم و جوشــش مذاب جلوگيری شــود تا تمايل به جذب هيدروژن به

حداقل برسد.در صورت اســتفاده از مقادير زياد قراضه های برگشــتی چدن نيــکل مقاوم جهت ذوب، به منظور جلوگيری از جذب هيدروژن به مذاب و كاهش حفره های گازی، می توان از روش های زير اســتفاده

كرد:1(دمش گاز آرگون بر روی سطح مذاب و حفاظت مذاب در برابر اتمسفر

2(دمــش گاز آرگون بداخل مذاب و انجام عمليــات گاززدايی و تصفيه مذاب

روش دوم،تاثير بيشتری داشته و مذابی با كيفيت باالتر به دست می دهد.

3- عمليات نشکن سازی برای توليد چدن نيکل مقاوم با گرافيت کروی

در روش نشــکن سازی يکسان، درجه حرارت و شرايط يکسان، درصد بازيابی منيزيم در نشکن سازی چدن های نيکل مقاوم، حدود 30- 20 درصد باالتر از روش نشــکن سازی چدن های غير آلياژی اســت. همچنين زمان ميرايی منيزيم در اين چدن ها طوالنی تر از چدن های نشکن غير آلياژی است. برای كروی شدن كامل گرافيت ها، مقدار منيزيم باقی مانده در حدود 0/04 درصد كافی می باشــد. چنانچه مقدار منيزيم باقی مانده، بيشتر از 0/06 درصد باشد، مقدار اكســيد منيزيم باقی مانده در مذاب افزايش يافته و عيوب ناشی از

آن افزايش می يابند.



حساسيت خواص چدن های نيکل مقاوم به تعداد گرافيت كروی در واحد ســطح )ندول كانت( كمتر از چدن های نشــکن معمولی اســت. درجه حرارتی باالتر از ذوب ريزی چدن های نشــکن نيکل مقاوم تاثير بيشــتری بر ندول كانت می گذارد. اســتفاده از درصد منيزيــم باقی مانده حدود 0/05-0/04 درصد و حداقل دمای ذوب ريزی همراه بــا عمليات جوانه زنی مناســب می تواند ندول كانت

باالتری را بدست دهد]5[.

4- جوانه زنیدر مقايســه بــا چدن های نشــکن و خاكســتری، جوانه زنی چدن هــای نيکل مقاوم خصوصا انواع كــروم دار، از اهميت باالتری برخوردار است. چرا كه در اين چدن ها ممکن است انواع حفره های انقباضی تشــکيل شوند و با تشکيل كاربيد كروم، مشکالت ماشين كاری افزايــش يابند. عنصر كروم به داليــل مختلف به چدن های نيکل مقاوم افزوده می شــود از جمله افزايش استحکام كششی در دمای محيط، بهبود اســتحکام پارگی در دماهــای باال، و افزايش مقاومت خزشــی و مقاومت به اكسيداســيون و خوردگی. به دليل باال بــودن درصد كروم از حد حالليــت، در چدن های نيکل مقاوم مقاديری كاربيد كروم در ســاختار تشکيل ميشود. نحوه انجام عمل ذوب و جوانــه زنی در اين چدن ها ميتوانــد مقادير كاربيد كروم را كاهش داده و نيز باعث ريز شــدن كاربيدها و توزيع يکنواخت آنها

در ساختار شود. در توليــد چدن های نيکل مقاوم نشــکن توصيه ميشــود كه حــدود 0/5 درصد جوانه زای حاوی زيركونيــوم يا بور در پاتيل، و مقدار 0/05-0/03 نيز به صورت جوانه زای پاششــی يا در حوضچه پای راهگاه به مذاب افزوده شــود. نکته مهم آن اســت كه عناصر با قابليت اكسيداســيون باال نظير كروم، منگنز و سيلســيم بايد در آخريــن مراحل ذوب و قبل از تخليه مــذاب به درون پاتيل جهت تلقيح منيزيم و جوانه زنی، به كوره افزوده شوند. الزم به ذكر است كه زمان ميرايی جوانه زنی چدن های نشــکن نيکل مقاوم ،كمتر از

چدن های نشکن معمولی است]6[.

5- سيستم راهگاهی و تغذيه گذاریمقدار انقباض ناشــی از انجماد در چدن های نيکل مقاوم بدون كروم، مشابه چدن های نشــکن معمولی است. اما چدن های نيکل مقاوم بــا درصد باالی كروم دارای رفتــار انقباضی و كاهش حجم

مشابهی با فوالدهای ريختگی در اثر انجماد هستند.وجــود نيکل در چدن های نيکل مقــاوم باعث كاهش حالليت كربن در حين انجماد شده، لذا عليرغم درصد پايين تر كربن، دارای تعداد گرافيت آزاد مشابهی با چدن های خاكستری و نشکن متداول هســتند. در چدن های نيکل مقاوم حاوی كروم، در آخرين مراحل

انجمــاد، كروم با كربن تركيب شــده و باعث تشــکيل كاربيدهای كروم در مرز دانه ها شــده و با كاهش تعداد گرافيت های آزاد، مقدار كاهش حجم در اثر انجماد افزايش می يابد. عوامل ديگر نظير مقدار برگشــتی مصرفی در شــارژ، درجه حرارت فوق ذوب، مدت زمان نگهداری مذاب در كوره و تخليه ذوب و نحوه جوانه زنی ميتوانند بر انقباض ناشی از انجماد تاثير گذارند. توصيه می گردد كه در صورت امکان، مقدار كروم مذاب در حد پايين مقدار مجاز در آناليز كنترل شود. با افزايش درصد كروم مذاب و افزايش درصد قراضه برگشتی در شارژ، خصوصا اگر قراضه های برگشتی چند بار ذوب شده باشند،

مقدار حفره های انقباضی افزايش خواهند يافت.تغذيه گذاری چدن های نشکن نيکل مقاوم بدون كروم می تواند مطابق با چدن های نشکن معمولی انجام گيرد اما در انواع پر كروم، محاسبات تغذيه مشابه با فوالدهای ريختگی است. در اين چدن ها برد تغذيــه حدود 6 تا 7 برابر قطر تغذيه می باشــد. به اين ترتيب می تــوان از تغذيه هــای بزرگتر و با فاصله بيشــتر در اين چدن ها

استفاده كرد]7-8[.با افزايــش درصد كربن معادل يوتکتيــک در چدن های نيکل مقاوم خاكستری و نشکن حاوی كروم، مقدار انقباض ناشی از انجماد افزايش می يابد. اين مشکل در مقاطع نازک بسيار مشهود است و با افزايش ضخامت، اين مشکل كاهش می يابد. افزايش انقباض ناشی از تركيب شــيميايی هايپر يوتکتيک، به صورت حفره های انقباضی اســفنجی شــکل با حفره های انقباضی مركــزی در ديواره قطعات مشــاهده می شــود. با افزايش درصد كربن هايپر يوتکتيک، حجم كاربيدهای آهن- كروم- كربن كه در مراحل آخر انجماد تشــکيل ميشــوند افزايش يافته و در نتيجه باعث كاهش تعداد گرافيت های آزاد می شــوند. هرچه سرعت انجماد بيشتر باشد، حجم كاربيدهای آهن-كروم-كربن افزايش يافته و در نتيجه انقباض ناشی از انجماد

افزايش می يابد.در چدن های نيــکل مقاوم،درصد كربن معــادل از رابطه ذيل

محاسبه می شود:

يکی ديگر از مشکالتی كه باعث ايجاد انقباض ناشی از انجماد در چدن های نيکل مقاوم می شود،استحکام باالی پوسته منجمد شده بر روی ديواره قالب و ماهيچه است،استحکام باالی اين پوسته مانع از حركت ديواره قطعه به سمت داخل در حين انجماد می شود، اين عدم حركت پوسته باعث ايجاد حفره های زير سطحی می شود،عيبی

كه معموال در ساير چدن ها ديده نمی شود.در تغذيــه گــذاری قطعات ضخيــم بايــد از مبردهای چدن

خاكستری جهت كاهش حفره های انقباضی استفاده كرد.تمامــی تغذيه ها،چه تغذيه های جانبی،چــه تغذيه های بااليی


بايد از نوع تغذيه های اتمسفری باشند. در ريخته گری اين چدن ها می توان از تغذيه های پيش ساخته)اسليو( استفاده كرد پس از ذوب ريزی و پرشــدن تغذيه ها توسط مواد عايق يا گرمازا پوشانده شوند تا زمان انجماد آنها افزايش يابد،توصيه می شــود كه از تغذيه های با نسبت استفاده شود،در صورت امکان بهتر است كه ارتفاع

تغذيه بيش از 50 % ارتفاع قطعه باشد]7-8[.طراحــی سيســتم راهگاهی چدن هــای نيــکل مقاوم،معموالً مطابق با طراحی متداول برای چدنهای خاكســتری و نشکن انجام می گيرد،توصيه می شــود كه از سيســتم های راهگاهی غير فشاری اســتفاده گردد، استفاده از فيلترهای فومی از نوع سيليکون كاربيد و ppi 10 بــا جلوگيری از ورود ناخالصی ها به قطعه ريختگی، نقش

مهمی در كاهش عيوب در قطعات توليدی خواهند داشت.

6- عمليات ذوب ريزیوجــود نيکل در چدن هــای نيکل مقاوم باعــث افزايش درجه حــرارت ليکوئيــدوس در اين چدن ها شــده و لذا در مقايســه با چدن های خاكستری و نشکن، دمای ذوب ريزی آنها 28-17 درجه ســانتی گراد باالتر می باشد، هر چه درصد منيزيم باقيمانده در اين چدن ها بيشتر باشد، بايد دمای ذوب ريزی با سرعت ذوب ريزی يا هر دو باالتر باشند، چنانچه درصد منيزيم باقيمانده باال بوده و درجه حرارت ذوب ريزی پايين باشــد،مقدار منيزيم بيشتری اكسيد شده و عيوب اكسيدی در قطعات افزايش می يابند، از طرف ديگر،افزايش زياد درجه حــرارت ذوب ريزی باعث كاهــش انجماد جهت دار و افزايــش عيــوب انقباضی و نيز تخريب شــکل كــروی گرافيت ها می گردد،وجود نيکل در چدن های نيکل مقاوم،فشــار بخار منيزيم را كاهش داده و زمان ميرايی آن را افزايش می دهد،لذا ذوب ريزی اين چدن به كمک كوره های ذوب ريز اتوماتيک نتايج بهتری را در

مقايسه با چدن نشکن معمولی بدست می دهد]7-9[.

7- نتيجه گيریاطالعات آورده شــده در اين مقاله، بر اســاس سال ها تحقيق علمی و تجربيات ميدانی اســت كه محققان و مهندســان صنعت ريختــه گری تهيه و تدوين كرده اند و هــدف آن ارائه راهکارهايی برای توليد هر چه بهتر،كاهــش ضايعات و افزايش كيفيت قطعات توليدی است،هر چند كه كارخانجات فراوانی وجود دارند كه دانش

و تجربه بسيار بااليی در توليد قطعات چدنی نيکل مقاوم دارند.

8- منابع1. Nickel Institute Organization, Properties and Applica-

tions of Ni-Resist Cast Irons, https://www.nickelinsti-tute.org

2. John R. Brown Editor, Ferrous Foundrymen’s Hand-

book, Butterworth Heinemann, 20003. Warren M. Spear, Ni resist austenitic Ductile Cast

Irons, Ductile Iron Handbook, American Foundry-men’s Society Inc, 1992,

4. Austenitic cast iron materials, Technical Information No. 10, CLAAS GUSS GmbH, 2011

5. A. Tabor: Metal casting, Cracow University of Tech-nology, Training and Organization Centre of Quality Systems, Kraków 2007,

6. J.N. Harvey, G.A. Noble: Inoculation of Cast Irons .An Overview, 55th Indian Foundry Congress 2007.

7. O.O. Oluwole, O.E. Olorunniwo, O.O. Ogundare, P.O. Atanda, O.O Oridota: Effect of Magnesium and Calcium as Spheroidizers on the Graphite Morphology in Ductile Cast Iron, Journal of Minerals & Materials Characterization & Engineering, Vol. 6, No.1 (2007), pp 25-37..

8. Classification and Basic Metallurgy of Cast Irons. ASM Specialty Handbook Cast Irons, J.R. Davis, Edi-tor, 1996 ASM International.

9. MOHAMED ASSNOUSI ALI, CORROSION BE-HAVIOUR OF DUCTILE CAST IRON, Master The-sis, Faculty of Mechanical Engineering University Technology Malaysia, MAY 2009.



اطالعات ریخته گری

افزودنی های مصنوعی، راه گشایی برای قالب ها و ماهیچه ها

مهرداد عضو امينياناستاديار دانشگاه آزاد اسالمی واحد سمنان

1- مقدمه افزايش تقاضــا برای حصول به نيازهای ويــژه در ريخته گری قطعات، باعث معرفی و اســتفاده از ماســه هايی مانند كروميت و زيركنی با هدف توليد قطعات با كيفيت باال و عاری از عيوب همراه با كاهش هزينه های فرآيندهای بعدی، از قبيل تميز كاری قطعات می شود. چالش توليدكنندگان ماسه مصنوعی، تامين افزودنی های قالب گيری اســت كه هم قابل مقايســه با ماسه طبيعی بوده وهم هزينــه بمراتب پايين تری داشــته باشــد. ميزان مصــرف رزين، واكنش های حرارتی شــيميايی ممکن در طــول مخلوط كردن و نفوذپذيری باال، نگرانی هايی به جهت انتخاب افزودنی های مناسب

برای ريخته گران ايجاد می نمايد.آزمايشــات ريخته گری، برای بررسی و ارزيابی خواص فيزيکی مــواد افزودنی مصنوعی كه بصورت مســتقيم از بوكســيت توليد می شــوند انجام شده است و با خواص وعملکرد ماسه های سيليسی و كروميتی در ريخته گری مقايسه شده است. اين مطالعه موردی، توانايی های ماسه مصنوعی )آلومينا زينتر شده كه به طور مستقيم از معدن توليد شــده است( درشــرايط حرارتی شديد و بحرانی در فرآيندهــای ريخته گری را به جهت بهبود وتوســعه مقاومت قالب در برابرعيوبی مانند نفوذ فلز و رگه ای شــدن ســطح قطعه كه در ريخته گری قطعات آهنی بســيار معمول است، بررسی كرده است.

خــواص فيزيکــی مانندعــدد ريــزی ماســه )GFN( برحســب استاندارد)AFS(، آزمايش كشــش، سطح ويژه، PH، مقدار مصرف اسيد ماســه )ADV(، نفوذ پذيری پايه، دانسيته ظاهری و متراكم شــده، ظرفيت گرمايی ويژه و انبساط خطی برای هر نمونه از ماسه

مورد ارزيابی وبررسی قرار گرفته است. )Gertzman( آزمــون ريخته گری قطعات مخروط پله ايــی وبــرای ارزيابی عملکرد كيفيت ريخته گری برای آلياژ های فوالد كم كربن، فوالد كم آلياژ، چدن خاكســتری كالس 35 و چدن نشکن 60-40-18 انجام شــده است و نيز ماهيچه های كششی و ماهيچه ها برای تجزيه و تحليل قطعه ريختگی با اســتفاده از سيستم های فوران سرد، فنوليک سرد سفت شونده با استر و فنلی اورتان جعبه ســرد آماده و خواص فيزيکی آنها كه بايد قابل قياس با حداقل های

ماســه های مورد بررسی باشــند، اندازه گيری شده است. در شروع كار تحقيقاتی، ســه الزام مهم قالب گيری مانند مقدار مصرف رزين درماســه مصتوعی، كيفيت سطح و نســوزندگی، به منظور ارزيابی امکان ســنجی و پيشبرد فن آوری ماســه مصنوعی مورد نظر بوده

است. همچنين به منظورارزيابی مناســب عملکرد سيســتم ماســه مصنوعی در مقايســه با سايرماســه های طبيعی، آزمايشاتی برای خواص فيزيکی با ســه سيســتم رزين مختلف و آزمايشات ريخته گری آهنی با اســتفاده از دو آزمون اســتاندارد انجام شــده است. محصول بوكســيت زينتر شده عملکرد ريخته گری رضايت بخشی را در محيط های آزمايشــگاهی وصنعتی از خود نشــان داده است. درتحقيقات بعدی، بوكسيت زينترشده بهبود يافته مقاومت خوبی را در برابر نفوذ فلزداشته است. براساس نتايج آزمايشگاهی و صنعتی، افزودنی بوكسيت زينتر شده، نيازهای ريخته گری آلياژ های آهنی

بدون عيب رگه ای در سطح را برآورده می كند.

2- سطح ويژه، PH، مقدار مصرف اسيد ماسه )ADV( و نفوذ پذيری پايه

بر اساس نتايج آزمايشــات، افزودنی بوكسيت )40/50(1 دارای ســطحی معادل نصف سطح سيليس بوده و به مقدار كمتری رزين براساس سطح ماســه سيليسی ) نه به همان ميزان درصد كاهش( نياز دارد. ميزان مصرف رزين برای بوكســيت زينتر شــده معادل ماســه كروميت است. اگر چه ماسه كروميت سطح كمتری را نشان می دهد و اين موضوع با توجه به توزيع ماسه و طبيعت سوزنی بودن ماســه كروميت غير منتظره اســت. لذا با توجه به اين مشاهدات، می توان ادعا نمود كه بوكسيت دارای تخلخل های سطحی بوده و از اين طريق سطح را افزايش داده ومی تواند بر مصرف رزين تاثير گذار باشد. قابل توجه ترين ويژگی بوكسيت قابليت نفوذپذيری استثنايی آن می باشــد. گر چه مزيت نفوذ پذيری كمتر، كاهش عيوب گازی را بدنبــال دارد ولی افزايش نفوذ پذيری تمايل به عيب نفوذ فلز در

قالب را زياد می كند.1- منظور از بوکســيت )40/50( اين است که مقدار بيشتر ذرات بوکسيت مابين الک های

شماره 40 و 50 قرار دارد.


3- دانسيته ظاهری و متراکم شدهدانســيته بوكسيت زينتر شــده بين ماســه سيليسی و ماسه كروميتی اســت و قالب و ماهيچه هايی كه از بوكسيت زينتر شده استفاده می شود، ســبک تر از ماسه كروميت و سنگين تر از ماسه سيليسی می باشند. بعالوه بوكسيت زينتر شده رزين كمتری نسبت

به كروميت )فقط بر اساس دانسيته( نياز دارد.

4- انبساط خطیهمانطوريکه در شــکل 1 مشاهده می شــود، سيليس در دمای 1300°C 580 از فــاز آلفــا به بتا تبديل می شــود و در دمــای°C

به كريســتاباليت تبديل می شــود. بوكســيت )40/50(، بوكسيت )40/100( و كروميت نســبت به سيليس دانه كروی انبساط خطی

كمتری دارند.بوكســيت )40/100( سرعت انبساط خطی كمتری را تا دمای C°800 نسبت به بوكسيت )40/50( نشان می دهد اما سپس سرعت

انبســاط تا نقطه زينتر معينی افزايش می بايــد. كروميت دردمای C°1350 شــروع به زينتر می كند در حاليکه بوكســيت )40/50(

و بوكســيت )40/100( در دمای C°1150 شــروع به زينتر شدن، ميکند.

شکل 1( انبساط خطی افزودنی های مختلف بر حسب درجه حرارت.

5- ظرفيت گرمايی ويژهظرفيــت گرمايی بوكســيت )40/100( از J/gC 0.75 شــروع می شــود و بــه J/gC 1/4 در C° 800 افزايش می يابد )شــکل 2(. 0/65-1/4 J/gC در حاليکه ظرفيت گرمايی كروميت در محــدودهبرای دما های مورد بررسی است. در مورد ماسه سيليسی )50/100(، 575 °C 1/1 در دمای J/gC 0/8 تا J/gC ظرفيــت گرمايی ويژه از

افزايــش و به دنبال آن بــه J/gC 1 در دمای C° 650 كاهش و مجددا در دمــای C°800 به J/gC 1.4 افزايش يافته اســت. اين تغييــر در ظرفيت گرمايی بين محدوده C° 650 - 575 می تواند به تغيير فاز ســيليس مربوط باشد. بر اساس نتايج، ظرفيت حرارتی بوكســيت )40/100( بين ماســه سيليســی )50/100( و ماســه

كروميتی )40/100( قراردارد.

شکل2( ظرفيت گرمايی ويژه افزودنی های مختلف بر حسب درجه حرارت.

6- استحکام کششی علت مهم در باالتر بودن خواص كششــی ماسه سيليسی برای سيســتم چسب فوران می تواند به سطح باالتر و توزيع گسترده دانه بندی آن نســبت داده شــود كه باعث افزايش نقاط تماس پل های رزينی می شود. استحکام بوكســيت )40/50( نيز كمی پايين تر از ماسه سيليســی می باشد. هنگام اســتفاده از سيستم چسب فنلی سفت شونده با استر، تفاوت محسوسی بين سه ماسه آزمايش شده،

مشاهده نشده است. برای سيســتم چسب فنلی اورتان، بوكسيت )40/50( كمترين مقاومت كششــی را نشان داده اســت، زيرا بوكسيت )40/50( يک افزودنی زينتر شــده اســت و تمايل به جذب رزين فنلی اورتان را دارد. با اين حال، استحکام كششی بوكسيت )40/50( برای ريخته

گران قابل قبول است.

)Step Cone( 7- تحليل قطعه مخروط پله ايینتايج تجزيه و تحليل ماهيچه های پوشــاندار و بدون پوشــان توليد شده با سيستم چسب فنلی سفت شونده با استر كه با چدن كالس 35 ريخته گری شــده اســت در جدول 1 آورده شده است. بهترين نتيجه عملی مربوط به افزودنی بوكسيت )40/50( با پوشش



گرافيت بوده اســت. عامل مهم شاخص كلی، مقاومت در برابر نفوذ مذاب است.

هنگام مقايسه مقدار شــاخص ها برای ماهيچه های بدون پوشــان، مقاومت نفوذ با ماســه كروميت برابــری می كند كه می تواند به مقدار ريزی ذرات ماســه های بوكسيت و كروميت مربوط شــود. ماســه سيليســی بدترين عملکــرد را در بين ماهيچه های پوشــاندار و بدون پوشان بر اساس مقدار شاخص كلی داشــته اســت وعمدتا به دليل تمايل به تشــکيل عيوب

رگه ايی است.

جدول 2 نتايج تجزيه و تحليل ماهيچه های پوشــاندار و بدون پوشان با استفاده از سيستم چسب فوران را نشان می دهد. بوكسيت )40/50( بهتريــن افزودنی به جهت افزايش مقاومت كلی عيوب در ماهيچه های پوشاندار و بدون پوشان است كه در سه رديف بااليی

از نظر بهترين عملکرد مواد افزودنی رتبه بندی شده است. ويژگی عمده مقاومت رگه ای شدن آن به دليل انبساط حرارتی كم بوكسيت )40/50( می باشد. با اين حال، مقاومت نفوذ بطور قابل مالحظه كاهش می يابد و اين مربوط به كم بودن ذرات ريز و نفوذ

پذيری باالی آن می باشد.

جدول 1( نتايج تجزيه و تحليل قطعات مخروط پله ايی ريخته گری شده با چدن خاکستری کاس 30 در سيستم رزين فنلی سفت شونده با استر.رتبه شاخص کل رتبه شاخص رگه ای رتبه شاخص نفوذ شاخص کل شاخص رگه ای شاخص نفوذ پوشان افزودنی

5 5 3 73/5 38/5 35 گرافيت 50/140 سيليس

1 3 2 38/6 4/3 34/3 گرافيت 40/50 بوکسيت

4 1 6 43/8 0 43/8 گرافيت 40/100 کروميت

6 6 1 89/3 61/5 27/8 - 50/140 سيليس

3 4 4 38/3 1/3 37 - 40/50 بوکسيت

2 2 5 37/3 0 37/3 - 40/100 کروميت

جدول 2( نتايج تجزيه و تحليل قطعات مخروط پله ايی ريخته گری شده با چدن خاکستری کاس 30 در سيستم رزين فوران.

رتبه شاخص کل رتبه شاخص رگه ای رتبه شاخص نفوذ شاخص کل شاخص رگه ای شاخص نفوذ پوشان افزودنی

5 5 3 93/5 59/5 34 گرافيت 50/140 سيليس

1 2 5 51/2 4/3 46/9 گرافيت 40/50 بوکسيت

4 4 1 75 47 28 گرافيت 40/100 کروميت

6 6 2 96/3 66 30/3 - 50/140 سيليس

3 1 6 53/9 0 53/9 - 40/50 بوکسيت

2 3 4 51/8 13/5 38/3 - 40/100 کروميت

جــدول 3 نتايج تجزيه و تحليل ماهيچه های پوشــاندار و بدون پوشــان توليد شده با رزين فنلی اورتان درسيستم جعبه سرد را نشان می دهد. مقدارارزش شاخص عيوب كلی افزودنی بوكســيت بهتر از ماسه سيليســی بوده اما كمی بدتر از ماسه كروميت بوده اســت. مشابه سيستم چســب فوران، مقاومت كمتر در برابــر نفوذ به عامل رتبه بنــدی عيوب كلی مربوط

می شود. قطعات مخروط پله ايی بيشــتری برای ارزيابی ســه نوع محصول بوكسيت كه به جهت مقابله با نفوذ فلز در نظرگرفته شده است، ريخته گری شدند. افزودنی های مورد بررسی شامل وبوكسيت)70/140( بوكسيت)40/100( ،)40/70( بوكسيت بوده اســت. توزيع دانه بندی و مقاديرعدد ريزی )GFN( برای

ايــن افزودنی ها در جداول 4 و 5 ارائه شــده اســت. هدف از اين آزمايش گســترش توزيع دانه بندی و افزايش عدد ريزی افزودنی برای كاهش حساسيت زياد نفوذ فلز مشاهده شده در

بوكست )40/50( بود.از آنجا كه هيچ عيب رگه ای در بوكســيت مشاهده نشده است، تنها نفوذ فلز مورد بررســی قرار گرفته اســت. عــالوه بر اين، تنها چدن خاكســتری كالس 30، فوالد كم كربن و فــوالد كم آلياژ با ماهيچه های فنلی اورتان در سيستم جعبه سرد ريخته گری شدند. بهبــود قابل توجه ای در مقاومت به نفوذ فلز برای هر دو آلياژهای آهنی مشــاهده شد و اين نشــان ميدهد كه افزودنی های مصنوعی برای كاربرد های ويژه ريخته گری نسبت به انواع متداول آن مناسب

می باشند.


)Gertzman( 8- تحليل قطعهتجزيــه و تحليل ماهيچه های )Gertzman( برای ارزيابی عيوب نفوذ فلز، زينتر شــدن ماسه و رگه ای شــدن بوكسيت )40/50(، ماســه سيليسی و ماسه كروميتی هنگامی كه در معرض فشار متالو استاتيکی باال ) ارتفاعی در حدود 18 اينچ( وجريان حرارت باال قرار

داشته است، انجام شده است.برای قطعات چدنی خاكســتری و نشــکن، بوكسيت )40/50( بهتر از ماســه سيليســی و قابل مقايسه با ماســه كروميتی است. ماهيچه های بدون پوشان نفوذ فلز كمتری نسبت به ماسه سيليسی از خود نشان داده اند اما سطح بسيار خشن دارند. برای ماهيچه های

پوشــان دار، ميزان نفــوذ فلزی برای افزودنی بوكســيت )40/50( كاهش يافته است، اما مجددا سطح خشن مشاهده شده است.

نتايج حاصل از اين مشاهدات برای بوكسيت )40/50( پوشاندار وبدون پوشان برای چدن خاكستری نشانه قوی است كه مضر بودن نفوذ پذيری باالی محصول برای كيفيت سطحی را نشان دهد. اين مهم با ريخته گری چدن نشکن نيز تاييد شده است. در اين حالت، ماسه سيليســی هيچ گونه نفوذ فلزی را نشان نداده است، اگر چه عيب رگه ايی شــدن برای ماهيچه های پوشش داده شده با گرافيت و بدون پوشــش قابل توجه بوده است. برای چدن نشکن، به دليل انرژی سطحی باال بين چدن داكتيل و افزودنی های قالب، نفوذ فلز

جدول 3( نتايج تجزيه و تحليل قطعات مخروط پله ايی ريخته گری شده با چدن خاکستری کاس 30 در سيستم رزين فنلی اورتان جعبه سرد.رتبه شاخص کل رتبه شاخص رگه ای رتبه شاخص نفوذ شاخص کل شاخص رگه ای شاخص نفوذ پوشان افزودنی

6 6 4 104/5 58 46/5 گرافيت 50/140 سيليس

4 3 6 59/6 0/8 58/8 گرافيت 40/50 بوکسيت

2 4 1 46 8 38 گرافيت 40/100 کروميت

5 5 2 62/3 20/5 41/8 - 50/140 سيليس

3 1 5 51/3 0 51/3 - 40/50 بوکسيت

1 2 3 44/5 0 44/5 - 40/100 کروميت

.)AFS(نتايج عدد ريزی ماسه و نحوه توزيع آنها بر حسب استاندارد )جدول 4تعداد الک )AFS-GFN( عدد ريزی ماسه افزودنی

2 الکه 35 40/50 بوکسيت زينتر شده




4 الکه 45 40/100 کروميت

4 الکه 63 50/140 سيليس دانه گرد

جدول 5( نتايج درصد باقيمانده بر روی هر الک وتوزيع ذرات برای مواد قالب گيری مختلف.سيليس 50/140 کروميت 40/100 بوکسيت 70/140 بوکسيت 40/70 بوکسيت 40/100 بوکسيت 40/50 شماره الک

0/00 0/74 0/01 0/00 0/00 0/02 20

0/02 5/51 0/00 0/05 0/03 0/02 30

4/16 15/33 0/06 32/14 18/66 58/89 40

21/72 31/00 0/04 44/45 28/16 34/28 50

23/38 34/47 18/34 19/08 18/61 6/00 70

26/85 11/75 56/23 3/74 24/06 0/75 100

16/90 0/88 19/44 0/46 8/09 0/01 140

5/01 0/18 4/04 0/02 1/60 0/00 200

1/06 0/04 1/02 0/00 0/34 0/00 270

0/68 0/02 0/66 0/00 0/22 0/00 سينی



در ماهيچه های پوشــاندار و بدون پوشان ديده نمی شود. بوكسيت )40/50( نفوذ فلز قابل مالحظه ندارد اما داشــتن ســطحی خشن در كل ســطوح ماهيچه از ويژگی های آن اســت وتوزيع دانه بندی

نامناسب بوكسيت )40/50( برای ريخته گری را تاييد می كند.تحت شرايط شــديد از قبيل درجه حرارت ريخته گری فوالد، بوكســيت )40/50( عملکرد خوبی مثل ماسه سيليسی و كروميتی نداشــته است و مقداری جرم ذوب شده توسط فوالد نفوذ يافته در افزودنی مشــاهده شــده كه از بين بردن آن بسيار مشکل و هزينه

براست. ماسه های كروميتی و سيليسی نفوذ فلز گسترده ايی را از خود نشان ميدهند، ولی بشدت بوكسيت نيستند. با اين حال، بسته به عمق نفوذ فلز، نفوذ كم عمق می تواند براحتی از بين رفته و برداشته شود.

يکی ديگر از ســری آزمون های )Gertzman(، برای بررسی افزودنی مصنوعی بوكســيت )40/100( انجام شده اســت و برای آزمايش ماهيچه ها از سيســتم رزين اورتان فنلی سرد با مقدار 1.25 درصد استفاده شده است و سپس با چدن خاكستری كالس 35 در دمای

C°1410 ريخته گری شده اند.

بر اســاس آنچه كه انتظار ميرفت، ماســه سيليســی، نفوذ فلز حجيمی را در ماهيچه های بدون پوشــش و عيب رگه ايی گسترده ای برای ماهيچه های زيركنی پوشش داده شده به نمايش گذاشته است. بوكسيت )40/100( هيچ گونه عيب رگه ايی برای ماهيچه های پوشــاندار و بدون پوشش نشان نداده است. نفوذ فلز كمی برای هر دو ماهيچه پوشاندار و بدون پوشش زيركنی مشاهده شده است. با اين حال، هنگام مقايسه با بوكسيت )40/50(، كاهش قابل توجهی در نفوذ فلز، مشاهده شده اســت و اين موضوع ارتباط زياد توزيع انــدازه ذرات افزودنی به مقاومت نفوذ بوكســيت را تاييد می كند. بوكسيت )40/100( در مقايسه با ماسه های زيركنی و كروميتی، به

همان اندازه عملکرد خوبی را از خود نشان می دهد.

9- آزمونهای ريخته گری صنعتیآزمايشــات ريخته گــری در يک كارخانه ريختــه گری فوالد برای پيشــبرد محصول ازمحيط آزمايشــگاهی به توليد صنعتی به جهت اندازه گيری عملکرد محصول بوكســيت نســبت به ماســه سيليســی انجام شده اســت. قطعه پيچيده بدنه شــير فوالدی از جنس زنگ نــزن با دو ماهيچه داخلی بــرای ريخته گری انتخاب شــده اســت، زيرا حرارت ايجاد شــده دراطراف ماهيچه هاهنگام انجمــاد، تمايل زيادی برای نفوذ فلز، زينتر شــدن افزودنی و رگه ای شــدن را ايجاد می نمايد. بخاطر شــکل و هندسه قطعه، ريخته گران دو ماهيچه را با پوشــان زيركنی پايه آبی، پوشــش می دهند ولــی در اين آزمــون، برای افزايش مســايل ومشــکالت افزودنی بوكســيت )40/100(، دو ماهيچه بدون پوشان استفاده شده است.

مذاب فوالد ضد زنگ با دما ی C°1550 ريخته شــد و بمدت چهار ســاعت درون قالب خنک و پس از آن تخليه و شات بالست وتميز كاری شده اســت. برای ارزيابی كيفيت سطحی، سطوح داخلی در دو ماهيچه ماســه سيليسی پوشش داده شده با زيركن و بوكسيت )40/100( بدون پوشــش مشاهده و بررسی شد. برای هر دو قطعه، هيچ گونه نفوذ فلز و يا عيب رگه ای مشــاهده نشــد ولی ســطح ماهيچه بوكســيت )40/100(، كمی خشن تراز سطوح ماهيچه های

سيليسی با پوشش زيركن داشته است.

10- نتيجه گيریعملکرد افزودنی بوكسيت با ديگر افزودنی های ريخته گری قابل قياس می باشــد وهيچ گونه خواص فيزيکی قابل توجهی مشــاهده نشده است كه بر عملکرد سه سيستم مختلف رزين تاثير گذار باشد. خصوصيت ظرفيت گرمايی ويژه بوكســيت مشابه ماسه سيليسی، ويژگی های انبســاطی قابل قياس با ماسه های زيركنی و كروميتی و خواص شــيميايی مشــابه مواد افزودنی بررسی شده، می باشد. با برخی اصالحاتی كه روی توزيع دانه بندی افزودنی انجام شده است، عملکرد افزودنی بوكســيت بخوبی ماسه های سيليسی، كروميتی و زيركنی است. مجموعه ای از آزمون های ارزيابی به وضوح نشان داده اســت كه افزودنی بوكسيت می تواند به عنوان يک ماسه مصنوعی

برای صنايع ريخته گری استفاده شود.

11- منابعاين مقاله ترجمه مقاله زير می باشد:. 1

2. S.Gaiese, R.C.Ferreira,”Synthetic Solution for Molds and Cores?”, Modern Casting, July 2015, pp. 29-32.

Contents:

2016 Imat Conference Report ....................................................................................................................... 2

Effect of cooling rate on solidification characteristics of AZ91 magnesium alloy using cooling curve thermal analysis .............................................................................................................................................. 5F. Yavari, S.G. Shabestari

Microstructure Investigation of Cobalt-Based Superalloy MAR-M302 .............................................. 13A. Jafari- A. Khorram - S.M.A. Boutorabi

The Effects of Withdrawal Rate in Bridgman Directional Solidification Technique on Structure of GTD-111 ......................................................................................................................................................... 22M. Babaei, S.M. Abbasi, S.M. Ghazi Mirsaed, M. Mostafaei

Effect of Compound Casting Parameters of an Aluminum-Aluminum Alloy on the Interface Quality ........ 29Amir Moshiri, Aboozar TaheriZadeh, Mahmood Meratian, Ali Maleki

Failure Analysis of IN-738LC Cast Alloy Gas Turbine Blade ................................................................ 34H.Ghiasi, M_Aghajanlou

Evaluation of Al Alloys Grain Refinement with addition of AlTi5B1 inoculant .................................. 40Ashkan Nouri, Hosein Hasannejad

Evaluation of mechanical properties of Nano-composite aluminum reinforced by TiC by stir casting ......... 45Mohammad mafi, Behrooz Ghasemi, Omid Mirzaee

Evaluation of mechanical properties of Nano-composite aluminum reinforced by B4C using stir casting method .............................................................................................................................................. 50Mohammad Javad Olya, Behrooz Ghasemi, Omid Mirzaee

Technology of Melting and Casting of Ni-Resist Cast Irons ................................................................... 55Najmeddin Arab

Synthetic Solution for Molds and Cores .................................................................................................... 62Mehrdad Ozve Aminian

ISSN

102

8-38

97

Journal of Iranian Foundrymen’s Society , No 113 - 35th Year, Winter 2016 / Spring 2017

License: Iranian Foundrymen‘s SocietyDirector: Prof .P. DavamiEditor: Prof . J . HejaziEditorial Manager: Dr. M. Ozve Aminian

Executive Board:

Eng .A. Eslami

Eng .A. Ghadimi

Eng .M. Shabani

Editorial Board:

Prof .H. Ashoori Sharif University of Technology

Eng .A. Eslami Tabarestan Steel Co

Dr .H. Banihashemi Iranian Foundrymen‘s Society

Prof .J. Hejazi Iran University of Science & Technology

Prof .P. Davami Sharif University Of Technology

Dr. M .Divandari Iran University of Science & Technology

Prof .S. Shabestari Iran University of Science & Technology

Dr .N. Arab Islamic Azad University

Dr .M. Ozve Aminian Islamic Azad University

Eng .A. Ghadimi Iran Foundry Syndicate

Dr .M H. mirbagheri Amirkabir University

Concerning Certificate No. P/92/5/26, Rikhtegary, Journal of Iranian foundrymen’s Society

Index by Islamic World Citation Center (ISC), Since 1999.

Head Office:

3th Floor, No. 174, North Bahar Ave, Tehran, Iran. Postal Code: 1573635863, P.O.Box: 15665-157 Tel: +98-21-88824927 , +98-21-88827202 Fax: +98-21-88823490

Websit:www.irsf.ir Email: [email protected] Telegram: irfs1359

ISSN

102

8-38

97

Journal of Iranian Foundrymen’s Society , No 113 - 35th Year, Winter 2016 / Spring 2017

انجمن علمی ریخته گری ایرانirfs.ir/userfiles/file/final 113.pdfهرامــش...

Documents