تف¬جوشی پلاسمای جرقه¬ای (SPS) پودر آلیاژ آلومینیوم 3000 و 5000 تهیه شده از بازیافت قوطی¬های مستعمل نوشیدنی

رضازاده, هادی; آزادبه, مازیار

doi:10.30495/jnm.2024.33170.2036

کد مقاله : JNM-2403-2036 (R3) بازدید : 128 صفحه: 17 - 34

10.30495/jnm.2024.33170.2036

نوع مقاله: پژوهشی

تف¬جوشی پلاسمای جرقه¬ای (SPS) پودر آلیاژ آلومینیوم 3000 و 5000 تهیه شده از بازیافت قوطی¬های مستعمل نوشیدنی

محورهای موضوعی : فصلنامه علمی - پژوهشی مواد نوین

هادی رضازاده ¹ , مازیار آزادبه ^{2
*}

1 - دانشجوی کارشناسی ارشد، دانشکده مهندسی مواد، دانشگاه صنعتی سهند تبریز، تبریز، ایران
2 - استاد، دانشکده مهندسی مواد، دانشگاه صنعتی سهند تبریز، تبریز، ایران

تاریخ دریافت : 1402/12/17 تاریخ پذیرش : 1403/03/06 تاریخ انتشار : 1402/11/01

کلید واژه: پودر آلومینیوم, تف¬جوشی پلاسمای جرقه¬ای, خواص مکانیکی, قطعات بالک نانوساختار,

چکیده مقاله :

مقدمه: در تحقیق حاضر، قطعات بالک آلومینیم با روش تفجوشی پلاسمای جرقهای پودر آلیاژهای آلومینیوم 3004 و 5182 که یکی از روشهای نوین متالورژی پودر برای تولید قطعات فلزی است، تولید شدند. پودر آلیاژ آلومینیوم از طریق بازیافت قوطیهای آلومینیومی مستعمل نوشیدنی که متشکل از آلیاژ 5182 برای قسمت سر و 3004 برای قسمت بدنه قوطی هستند؛ با استفاده از دستگاه آسیای گلولهای سیارهای حاصل شده بود.

روش: پودرهای آلیاژ 5182 و آلیاژ 3004 تحت شرایط؛ بهترتیب در دمای 530 و 570 درجه سانتیگراد، با نرخ گرمایش ℃/min20، تحت خلأ به مدت‌زمان 30 دقیقه و فشار اعمالی تک‌محوره تا حداکثر MPa 35 در قالب گرافیتی با قطر 25 میلیمتر، هر کدام بطور جداگانه به روش پلاسمای جرقهای تفجوشی شدند. محصول تفجوشی، قطعات قرصی شکل با قطر 25 میلیمتر و ضخامت 17 میلیمتر بودند. ابتدا چگالی هر قرص به روش ارشمیدس تعیین شد. سپس برای بررسی استحکام کششی از هر کدام از آلیاژهای ساخته شده، بترتیب ازنواحی بالا، وسط و پائین سطح مقطع هر قرص سه نمونه استخراج شد. ریزساختار بررسی و خواص مکانیکی نظیر استحکام کششی و سختی تعیین گردید.

یافته ها: چگالی نمونه 5182 و 3004 به ترتیب 61/2 و g/cm³71/2 به دست آمده، همچنین میانگین سختی برای نمونه 5182 و نمونه 3004 بهترتیب، 11±109 و HV8±231 و میانگین استحکام کششی برای این دو آلیاژ بهترتیب 7±194 و MPa17±243 اندازهگیری شده است. تفجوشی هر دو آلیاژ با مکانیزم تفجوشی فاز مایع فراجامد تحت فشار انجام شده است. مطالعات ریزساختاری و شکست نگاری حاکی از پیدایش ساختار گرادیانی است، بطوریکه در ناحیه پائینی هر دو نمونه ساختار متراکمتری بدلیل تجمع فاز مایع بوجود آمده است. ضمنا فازهای ناپایدار در ریزساختار آلیاژ تفجوشی شدهی 3004 ریزتر از آلیاژ 5182 است که بدلیل متراکم بودن بیشتر آن آلیاژ است.

نتیجه گیری: با توجه به ریزساختار و موفولوژی شکست میتوان نتیجه گرفت که قابلیت تفجوشی آلیاژ 3004 بهتر از آلیاژ 5182 است و هم چنین خواص فیزیکی و مکانیکی بهتری دارد. ضمنا گرادیان بهوجود آمده در فرآیند تفجوشی قوس پلاسما از اهمیت بهسزایی برخوردار است، که این رخداد بهویژه در آلیاژ 5182 بوضوح قابل ردیابی و تعقیب است.

چکیده انگلیسی:

Introduction: In this research, aluminum bulk pieces were produced by spark plasma sintering of 3004 and 5182 alloys powder. Aluminum alloy powder was previously produced in a planetary ball milling machine by mechanical milling of UBCs, which consist of Al 5182 for the lid and Al 3004 for the body.

Methods: Sintering was done at 530 °C for 5182 alloy powders and 570 °C for 3004, (with heating rate of 20 °C/min), in vacuum atmosphere for 30 min under pressure of up to 35 MPa in graphite die. The density of produced cylindrical samples (Φ=25 and h=17 mm in size) was determined by Archimedes principle. Tensile strength was obtained through three extracted tensile samples from top, center, and bottom of each sintered part. Microstructure of metallographic sections revealed, then hardness measurements were conducted on them.

Findings: The density of sintered Al 3004 and 5182 was 2.71 and 2.61 g/cm³, respectively, and the average hardness was 231±8 and 109±11 Vickers, correspondingly., The average tensile strength of the sintered alloys obtained equal 243±17 and 194±7 MPa, respectively. Fracture morphology indicates a microstructural gradient, which can be in consequence of liquid phase settling, especially in 5182 aluminum alloy. Al 3004 also shows suitable sinter ability and the size of distributed metastable in it is fine.

منابع و مأخذ:

[1] K.A. AlSaffar, and L.M. Bdeir, “Recycling of aluminum beverage cans.” Journal of Engineering and Sustainable Development, vol. 12(3), pp. 157-163, 2008. ISSN 1813-7822
[2] M.E. Schlesinger, “Aluminum recycling.” CRC press; 2006. https://doi.org/10.1201/9781420006247
[3] K. Liu, and X.G. Chen, “Development of Al–Mn–Mg 3004 alloy for applications at elevated temperature via dispersoid strengthening.” Materials & Design, vol. 84, pp. 340-350, 2015. https://doi.org/10.1016/j.matdes.2015.06.140
[4] N. Jamaly, N. Haghdadi, and A.B. Phillion, “Microstructure, macrosegregation, and thermal analysis of direct chill cast AA5182 aluminum alloy.” Journal of Materials Engineering and Performance, vol. 24, pp. 2067-2073, 2015. https://doi.org/10.1007/s11665-015-1480-7
[5] A. von Hehl, P. Krug, “Aluminum and aluminum alloys.” Structural materials and processes in transportation, pp. 49-112, 2013. DOI:10.1002/9783527649846
[6] J.R. Groza, “Nanocrystalline powder consolidation methods.” InNanostructured Materials, William Andrew Publishing, pp. 173-233, 2007. https://doi.org/10.1016/B978-081551534-0.50007-5
[7] H. He, C. Ma, B. Song, R. Zhao, P. Zhao, H. Wang, D. Han, H. Lu, H. Xu, R. Zhang, and L. An, “A novel sintering method of Al2O3/SiCw ceramic composites with improved wear resistance: Oscillatory pressure‐assisted sinter forging.” Ceramics International, vol. 49(21), pp. 34223-34231, 2023. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2023.08.136
[8] C. Muñoz-Rodríguez, L. Feng, E.M. Palmero, T. Mix, J. Rial, F. Olsson, B. Skårman, H. Vidarsson, P.O. Larsson, T.G. Woodcock, and A. Bollero, “Fabrication of bulk τ MnAl–C magnets by hot-pressing from ε-phase gas-atomized and milled powder.” Journal of Alloys and Compounds, vol. 847, pp. 156361, 2020. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2020.156361
[9] D. You, Y. Wang, C. Yang, and F. Li, “Comparative analysis of the hot-isostatic-pressing densification behavior of atomized and milled Ti6Al4V powders.” Journal of Materials Research and Technology, vol. 9(3), pp. 3091-3108, 2020. https://doi.org/10.1016/j.jmrt.2020.01.055
[10] S.B. Alemán-Córdova, L. Ceja-Cárdenas, J.C. Méndez-García, and S. Diaz-de La Torre, “Densification of silicon nitride powder by spark plasma extrusion.” Ceramics International, vol. 47(6), pp. 7966-7973, 2021. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2020.11.147
[11] B. Matović, J. Maletaškić, T. Prikhna, V. Urbanovich, V. Girman, M. Lisnichuk, B. Todorović, K. Yoshida, and I. Cvijović-Alagić, “Characterization of B4C-SiC ceramic composites prepared by ultra-high pressure sintering.” Journal of the European Ceramic Society, vol. 41(9), pp. 4755-4760, 2021. https://doi.org/10.1016/j.jeurceramsoc.2021.03.047
[12] J. Noh, Q. Bai, R. Shen, and D. Kim, “Laser-induced shock wave sintering of silver nanoparticles on flexible substrates.” Applied Surface Science, vol. 546, pp. 149097, 2021. https://doi.org/10.1016/j.apsusc.2021.149097
[13] W. Huang, H. Qiu, Y. Zhang, F. Zhang, L. Gao, M. Omran, and G. Chen, “Microstructure and phase transformation behavior of Al2O3–ZrO2 under microwave sintering.” Ceramics International, vol. 49(3), pp. 4855-4862, 2023. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2022.09.376
[14] A. Montón, F. Maury, G. Chevallier, C. Estournès, M. Ferrato, and D. Grossin, “Densification of surface-modified silicon carbide powder by spark-plasma-sintering.” Journal of the European Ceramic Society, vol. 41(15), pp. 7543-7551, 2021. https://doi.org/10.1016/j.jeurceramsoc.2021.07.036
[15] M. Tokita, “Progress of spark plasma sintering (SPS) method, systems, ceramics applications and industrialization.” Ceramics, vol. 4(2), pp. 160-198, 2021. https://doi.org/10.3390/ceramics4020014
[16] B. Singarapu, D. Galusek, A. Durán, and M.J. Pascual, “Glass-ceramics processed by spark plasma sintering (SPS) for optical applications.” Applied Sciences, vol. 10(8), pp. 2791, 2020. https://doi.org/10.3390/app10082791
[17] P. Cavaliere, B. Sadeghi, and A. Shabani, “Spark plasma sintering: process fundamentals.” Spark plasma sintering of materials: advances in processing and applications, pp. 3-20, 2019. https://doi.org/10.1007/978-3-030-05327-7_1
[18] M. Asadikiya, C. Zhang, C. Rudolf, B. Boesl, A. Agarwal, and Y. Zhong, “The effect of sintering parameters on spark plasma sintering of B4C.” Ceramics International, vol. 43(14), pp. 11182-11188, 2017. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2017.05.167
[19] P. Barick, D. Chakravarty, B.P. Saha, R. Mitra, and S.V. Joshi, “Effect of pressure and temperature on densification, microstructure and mechanical properties of spark plasma sintered silicon carbide processed with β-silicon carbide nanopowder and sintering additives.” Ceramics International, vol. 42(3), pp. 3836-3848, 2016. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2015.11.048
[20] D.M. Hulbert, A. Anders, D.V. Dudina, J. Andersson, D. Jiang, C. Unuvar, U. Anselmi-Tamburini, E.J. Lavernia, and A.K. Mukherjee, “The absence of plasma in “spark plasma sintering.” Journal of Applied Physics, vol. 104(3), 2008. https://doi.org/10.1063/1.2963701
[21] J.P. Kelly, and O.A. Graeve, “Spark plasma sintering as an approach to manufacture bulk materials: feasibility and cost savings.” Jom, vol. 67, pp. 29-33, 2015. https://doi.org/10.1007/s11837-014-1202-x
[22] C.E. Wen, M. Mabuchi, Y. Yamada, K. Shimojima, Y. Chino, H. Hosokawa, and T. Asahina, “Processing of fine-grained aluminum foam by spark plasma sintering.” Journal of materials science letters, vol. 22, pp. 1407-1409, 2003. DOI:10.1023/A:1025751128104
[23] J.S. Kim, H.S. Choi, D.V. Dudina, J.K. Lee, and Y.S. Kwon, “Spark plasma sintering of nanoscale (Ni+ Al) powder mixture.” Solid State Phenomena, vol. 119, pp. 35-38, 2007. https://doi.org/10.4028/www.scientific.net/SSP.119.35
[24] Z.F. Liu, Z.H. Zhang, J.F. Lu, A.V. Korznikov, E. Korznikova, and F.C. Wang, “Effect of sintering temperature on microstructures and mechanical properties of spark plasma sintered nanocrystalline aluminum.” Materials & Design, vol. 64, pp. 625-630, 2014. https://doi.org/10.1016/j.matdes.2014.08.030
[25] L. Cao, W. Zeng, Y. Xie, J. Liang, and D. Zhang, “Effect of powder oxidation on interparticle boundaries and mechanical properties of bulk Al prepared by spark plasma sintering of Al powder.” Materials Science and Engineering: A, vol. 742, pp. 305-308, 2019. https://doi.org/10.1016/j.msea.2018.11.024
[26] ه. رضازاده, م. آزادبه, "تولید پودر نانوکریستالی آلومینیوم از ضایعات آلیاژ آلومینیوم به روش بازیافت حالت جامد" فصلنامه علمی - پژوهشی مواد نوین، دوره 14، شماره 51، اردیبهشت 1402، صفحه 1-16 Doi 10.30495/jnm.2023.32501.2015
[27] C. Carrasco, G. Inzunza, C. Camurri, C. Rodríguez, L. Radovic, F. Soldera, and S. Suarez, “Optimization of mechanical properties of Al-metal matrix composite produced by direct fusion of beverage cans.” Materials Science and Engineering: A, vol. 617, pp. 146-155, 2014. https://doi.org/10.1016/j.msea.2014.08.057
[28] N. Malekpoor, and M. Azadbeh, “Mechanical Milling of Aluminum Chips, 3000 and 5000 series.” Metallurgical Engineering, vol. 20(4), pp. 270-282, 2017. DOI: 10.22076/ME.2018.49941.1099
[29] م. آزادبه, ع. صباحی نمین, ا. محمدزاده, ح. شفیعی, "بررسی تاثیر تف‌جوشی در فاز مایع بر چگالش و ریزساختار آلیاژ Cu-xZn " فصلنامه علمی - پژوهشی مواد نوین, دوره 4، شماره 12، مرداد 1392، صفحه 37-50.
[30] M. Mousapour, M. Azadbeh, and H. Danninger, “Effect of compacting pressure on shape retention during supersolidus liquid phase sintering of Cu base alloys.” Powder Metallurgy, vol. 60(5), pp. 393-403, 2017. https://doi.org/10.1080/00325899.2017.1357781
[31] D.R. Gaskell, “Introduction to the Thermodynamics of Materials.” MRS BULLETIN, pp. 975, 2004. https://doi.org/10.1557/mrs2004.272
[32]https://www.google.com/search?client=firefoxbd&sca_esv=3cf5305f7235dc23&sxsrf=ADLYWIIAtPRqshE6MdjbyJw4Vgy-6IWlmA:1715971521915&q=hardness+of+(Fe,+Mn)Al+6&spell=1&sa=X&ved=2ahUKEwiwkYiIrJWGAxWngf0HHT6cDywQBSgAegQIChAB&biw=1366&bih=607&dpr=1

متن کامل:

Journal of New Materials Winter 2024. Vol 14. Issue 54

Research Paper

Spark plasma sintering of aluminum 3000 and 5000 alloys powder obtained from recycling of Used Beverage Cans (UBCs)

Hadi Rezazadeh1, Maziyar Azadbeh2*

1. MSc student, Faculty of Materials Engineering, Sahand University of Technology, Tabriz, Iran

2. Professor, Faculty of Materials Engineering, Sahand University of Technology, Tabriz, Iran

Received: 2024/03/07

Revised: 2024/05/19

Accepted: 2024/05/26

Abstract

Introduction: In this research, aluminum bulk pieces were produced by spark plasma sintering of 3004 and 5182 alloys powder. Aluminum alloy powder was previously produced in a planetary ball milling machine by mechanical milling of UBCs, which consist of Al 5182 for the lid and Al 3004 for the body.

Methods: Sintering was done at 530 °C for 5182 alloy powders and 570 °C for 3004, (with heating rate of 20 °C/min), in vacuum atmosphere for 30 min under pressure of up to 35 MPa in graphite die. The density of produced cylindrical samples (Φ=25 and h=17 mm in size) was determined by Archimedes principle. Tensile strength was obtained through three extracted tensile samples from top, center, and bottom of each sintered part. Microstructure of metallographic sections revealed, then hardness measurements were conducted on them.

Findings: The density of sintered Al 3004 and 5182 was 2.71 and 2.61 g/cm3, respectively, and the average hardness was 231±8 and 109±11 Vickers, correspondingly., The average tensile strength of the sintered alloys obtained equal 243±17 and 194±7 MPa, respectively. Fracture morphology indicates a microstructural gradient, which can be in consequence of liquid phase settling, especially in 5182 aluminum alloy. Al 3004 also shows suitable sinter ability and the size of distributed metastable in it is fine.

Use your device to scan and read the article online

DOI: 10.30495/jnm.2024.33170.2036

Keywords:

Aluminum powder, Spark plasma sintering, Mechanical properties, Nanostructured bulk pieces

Citation: Rezazadeh H, Azadbeh M. Spark plasma sintering of nanostructured aluminum alloy powder 3000 and 5000, Metallurgical Engineering, Quarterly Journal of New Materials. 2024; 14 (54): 17-34.

*Corresponding author: Maziyar Azadbeh

Address: Faculty of Materials Engineering, Sahand University of Technology, Tabriz, Iran.

Tell: +98-41-33459452

Email: azadbeh@sut.ac.ir

Extended Abstract

Introduction

Used aluminum beverage cans are made using two series of aluminum alloys (3004 alloy for the main body and bottom and 5182 alloy for the head) [1]. 3004 alloy contains Mn 1.1%، Mg 0.9%، Fe 0.7%، Si 0.3% and … alloy elements, and 5182 alloy contains Mg 4.5%، Mn 0.4%، Fe 0.35%، Si 0.2% and … elements [2]. One of the important features of these alloys is their freezing range, which for alloy 3004 is from 629 to 654 ºC, while for alloy 5182 it is from 510 to 636 ºC [3,4]. Since 5182 alloy has a wider freezing range than 3004 alloy, more intermetallic compounds are formed during its solidification [1]. In the solidification process of 3004 and 5182 series aluminum alloys, intermetallic compounds Al6(Mn, Fe) and Mg2Si are formed in the aluminum field [5]. In Al 3004 alloy, the intermetallic phase is Al6(Mn, Fe) and in Al 5182 alloy, the intermetallic phase is Mg2Si [3,4].

The sintering process of nanoparticles is divided into pressure less (conventional) and pressure - assisted sintering [2]. Pressure - assisted sintering of powder can be done through methods such as forging [7], Hot pressing [8], Hot isostatic pressing [9], Extrusion [10], Ultrahigh-pressure sintering [11], and nonconventional methods such as Dynamic or shockwave consolidation [12], Microwave sintering [13], Spark plasma sintering [14]. SPS is an under - pressure sintering technique based on electrical discharge of pulsed DC between the space of the powder particles [17]. Temperature, pressure, heating rate and holding time can be mentioned among the influencing parameters in spark plasma sintering process. By increasing temperature, pressure and reducing the heating rate, the density and hardness of the sample increases, but the grain size increases as the temperature excessive increases. There are a number of mechanisms proposed to account for the enhanced sintering abilities of the SPS process. Of these mechanisms, the most commonly case, presence of momentary plasma generated between particles but using several experimental techniques no evidence of the presence of plasma, sparking, or arcing was found [20]. Among the advantages of spark plasma sintering technique are sintering with low temperature and in a short period of time, the possibility of processing different materials (metals, ceramics, composites) and so on [21].

Materials and Methods

The raw material used in this research is aluminum powder with two series of alloy 5182 and alloy 3004 produced by mechanical milling method, respectively with D90 size of 109 and 391 micrometers. The powders obtained from milling were individually sintered using spark plasma sintering device (SPS) model nanozint 10 in a graphite mold with a diameter of 25 mm. In order to carry out the process, 25 g of each alloy powder was charged separately in the mold. Sintering was done at 530°C for 5182 alloy powders and 570°C for 3004 alloy powders for 30 min in vacuum, under uniaxial applied pressure of up to 35 MPa. The heating rate was 20°C/min. The density of sintered samples was measured using Archimedes principle according to ASTM B 328, MPIF 42 and ISO 2738 standards. The tensile test was performed at ambient temperature with a loading rate of 0.1 mm/min. An optical microscope was used to examine the microstructure in cross-section of the sintered samples. As well as an FE-SEM device was used to examine the fracture surface of the tensile samples. The micro hardness of the metallographic sections of the sintered samples was measured by the Vickers micro hardness method using an applied force of 50 g.

Findings and Discussion

The sintered density of 5182 and 3004 samples were 2.61 and 2.71 g/cm3, respectively. According to correspond relative density of each of which (98.49 and 99.63%), sample 3004 launches better sinterability. According to the optical microscope images, intermetallic phases of Al12(Mn, Fe)Si and Mg2Si can be seen with polygonal and spherical shapes, respectively. The intermetallic compounds existing in the sintered 5182 alloy are larger and can be seen more clearly and therefore are easily distinguished. While in sintered 3004 alloy, these metastable phases are much smaller. According to the amount of porosity and also the size and distribution of metastable phases, a gradient from top to bottom of cross section is observed. So, in the bottom of cross section, the porosity is less and smaller, and the metastable phases are finer than it in the upper part of the cross-section. Also, the fracture morphology shows that in the cross section of extracted samples from lower part, liquid phase settling has been occurred therefore, a more suitable connection has been created than the other parts. Also, some relatively large pores are seen on the fracture surfaces, which were probably related to the already accommodated intermetallic compounds there. During the supersolidus liquid phase sintering, which occurred for both samples, the liquid phase is formed initially inside the grain, the grain boundary and the interface between the powders, and leads to fragmentation. Then under applied pressure, the formed liquid phase was settled to the bottom of sample. This is the reason that in the fracture morphology of the bottom, the cross-section of the fracture seems dense. Here, the grains are relatively surrounded by the liquid phase.

The average hardness for sample 3004 and 5182 were 231±8 and 109±11 Vickers, respectively, and the average tensile strength for two samples 3004 and 5182 were determined equal to 243±17 and 194±7 MPa, respectively. Consequently, the hardness and the tensile strength of 3004 is higher than 5182.

Conclusion

In this research, the production of aluminum bulk parts was successfully carried out through spark plasma sintering of aluminum powder with 5182 and 3004 alloy series. The achieved results of evaluation of sintered samples showed an improved physical and mechanical properties in 3004 with respect to 5182.

Ethical Considerations compliance with ethical guidelines

The cooperation of the participants in the present study was voluntary and accompanied by their consent.

Funding

No funding.

Authors' contributions

Design and conceptualization: Maziyar

Azadbeh;

Conducting experiments: Hadi Reazadeh;
Methodology and data analysis: Hadi Rezazadeh, Maziyar Azadbeh;
Initial writing: Hadi Rezazadeh;
Supervision and Final writing: Maziyar Azadbeh .

Conflicts of interest

The authors declared no conflict of interest.

مقاله پژوهشی

تفجوشی پلاسمای جرقهای (SPS) پودر آلیاژ آلومینیوم 3000 و 5000 تهیه شده از بازیافت قوطیهای مستعمل نوشیدنی

هادی رضازاده1، مازیار آزادبه2*

1. دانشجوی کارشناسی ارشد، دانشکده مهندسی مواد، دانشگاه صنعتی سهند تبریز، تبریز، ایران

2. استاد، دانشکده مهندسی مواد، دانشگاه صنعتی سهند تبریز، تبریز، ایران

تاریخ دریافت: 17/12/1402

تاریخ داوری: 30/02/1403

تاریخ پذیرش: 06/03/1403

چکیده

مقدمه: در تحقیق حاضر، قطعات بالک آلومینیم با روش تفجوشی پلاسمای جرقهای پودر آلیاژهای آلومینیوم 3004 و 5182 که یکی از روشهای نوین متالورژی پودر برای تولید قطعات فلزی است، تولید شدند. پودر آلیاژ آلومینیوم از طریق بازیافت قوطیهای آلومینیومی مستعمل نوشیدنی که متشکل از آلیاژ 5182 برای قسمت سر و 3004 برای قسمت بدنه قوطی هستند؛ با استفاده از دستگاه آسیای گلولهای سیارهای حاصل شده بود.

روش: پودرهای آلیاژ 5182 و آلیاژ 3004 تحت شرایط؛ بهترتیب در دمای 530 و 570 درجه سانتیگراد، با نرخ گرمایش ℃/min20، تحت خلأ به مدت‌زمان 30 دقیقه و فشار اعمالی تک‌محوره تا حداکثر MPa 35 در قالب گرافیتی با قطر 25 میلیمتر، هر کدام بطور جداگانه به روش پلاسمای جرقهای تفجوشی شدند. محصول تفجوشی، قطعات قرصی شکل با قطر 25 میلیمتر و ضخامت 17 میلیمتر بودند. ابتدا چگالی هر قرص به روش ارشمیدس تعیین شد. سپس برای بررسی استحکام کششی از هر کدام از آلیاژهای ساخته شده، بترتیب ازنواحی بالا، وسط و پائین سطح مقطع هر قرص سه نمونه استخراج شد. ریزساختار بررسی و خواص مکانیکی نظیر استحکام کششی و سختی تعیین گردید.

یافتهها: چگالی نمونه 5182 و 3004 به ترتیب 61/2 و g/cm371/2 به دست آمده، همچنین میانگین سختی برای نمونه 5182 و نمونه 3004 بهترتیب، 11±109 و HV8±231 و میانگین استحکام کششی برای این دو آلیاژ بهترتیب 7±194 و MPa17±243 اندازهگیری شده است. تفجوشی هر دو آلیاژ با مکانیزم تفجوشی فاز مایع فراجامد تحت فشار انجام شده است. مطالعات ریزساختاری و شکست نگاری حاکی از پیدایش ساختار گرادیانی است، بطوریکه در ناحیه پائینی هر دو نمونه ساختار متراکمتری بدلیل تجمع فاز مایع بوجود آمده است. ضمنا فازهای ناپایدار در ریزساختار آلیاژ تفجوشی شدهی 3004 ریزتر از آلیاژ 5182 است که بدلیل متراکم بودن بیشتر آن آلیاژ است.

نتیجهگیری: با توجه به ریزساختار و موفولوژی شکست میتوان نتیجه گرفت که قابلیت تفجوشی آلیاژ 3004 بهتر از آلیاژ 5182 است و هم چنین خواص فیزیکی و مکانیکی بهتری دارد. ضمنا گرادیان بهوجود آمده در فرآیند تفجوشی قوس پلاسما از اهمیت بهسزایی برخوردار است، که این رخداد بهویژه در آلیاژ 5182 بوضوح قابل ردیابی و تعقیب است.

از دستگاه خود برای اسکن و خواندن

مقاله به صورت آنلاین استفاده کنید

DOI:
10.30495/jnm.2024.33170.2036

واژههای کلیدی:

پودر آلومینیوم، تفجوشی پلاسمای جرقهای، خواص مکانیکی، قطعات بالک نانوساختار

* نویسنده مسئول: دکتر مازیار آزادبه

نشانی: دانشکده مهندسی مواد، دانشگاه صنعتی سهند تبریز، تبریز، ایران.

تلفن: 04133459452

پست الکترونیکی: azadbeh@sut.ac.ir

مقدمه

قوطیهای آلومینیومی مستعمل نوشیدنی با استفاده از دو سری آلیاژ آلومینیوم (آلیاژ 3004 برای بدنه اصلی و پایه و آلیاژ 5182 برای سر) ساخته میشوند. آلیاژ 3004 دارای قابلیت شکل پذیری خوبی برای انجام فرآیند کشش عمیق است ولی آلیاژ 5182 سختتر است و چنین ویژگی ندارد [1].آلیاژ 3004 حاوی عناصر آلیاژی Mn 1.1%، Mg 0.9%، Fe 0.7%، Si 0.3% و ... بوده و در آلیاژ 5182 عناصر Mg 4.5%، Mn 0.4%، Fe 0.35%، Si 0.2% و ... موجود میباشد [2]. از ویژگیهای مهم این آلیاژها میتوان به دامنهی انجمادشان اشاره کرد که برای آلیاژ 3004 از دمای 629 تا 654 درجه سانتیگراد میباشد، درحالیکه برای آلیاژ 5182 از 510 تا 636 درجه سانتیگراد است [4،3]. ازآنجایی‌که آلیاژ 5182 دارای دامنه انجماد گستردهتری نسبت به آلیاژ 3004 است، در طول انجماد آن ترکیبات بین فلزی بیشتری تشکیل میشود [1]. در فرآیند انجماد آلیاژهای آلومینیوم سری 3004 و 5182، ترکیبات بین فلزی Al6(Mn, Fe) و Mg2Si در زمینه آلومینیوم تشکیل میشوند [5] ولی لازم به اشاره است که در آلیاژ Al 3004 فاز بینفلزی Al6(Mn, Fe) و در آلیاژ Al 5182 فاز بین فلزی Mg2Si غالب است. مطابق تحقیقات انجام شده با گرماسنج روبشی افتراقی (DSC) این دو آلیاژ، دمای ذوب فازهای ناپایدار Mg2Si و Al6(Mn, Fe) بهترتیب 505 و 635 درجه سانتیگراد مشخص شده است. هم چنین نشان داده شده است که اگر این آلیاژها در دمای بالاتر از 425 درجه سانتیگراد به مدت زمان 48 ساعت تحت عملیات قرار گیرد، فازهای ناپایدار Al6(Mn, Fe) با اندازه بزرگ شروع به تکه تکه شدن میکنند و مورفولوژیشان تغییر میکند، ولی تغییرات خاصی در فازهای ناپایدار Mg2Si بهدلیل داشتن اندازه کوچک رخ نمیدهد [4،3].

در فرآیند متراکم کردن پودر یا تف‌جوشی، یک بدنه متخلخل ضعیف اولیه که از ذرههای جامد ساخته‌شده است به یک قطعه بالک فشرده و مستحکم تبدیل می‌شود. تفجوشی پودر به طور کلی به دو روش طبقهبندی میشود. تفجوشی معمولی یا بدون فشار که بر اساس تبخیر-تراکم، نفوذ سطحی، نفوذ مرز دانه، نفوذ بالک، جریان ویسکوز و تغییر شکل پلاستیک انجام میگیرد و تفجوشی به کمک فشار که در آن اثر متقابل بین دما و فشار مزایای مشخصی را برای چگالش پودرها به دلیل قابلیت محدود کردن رشد دانه حاصل میکند[6]. تفجوشی به کمک فشار پودرها میتواند از طریق روشهایی نظیر آهنگری¹ [7]، پرس گرم [8]، پرس ایزواستاتیک گرم [9]، روزنهرانی² [10]، تفجوشی با فشار فوق‌العاده بالا [11]، و روشهای از نوع غیرمعمول آن نظیر چگالش دینامیکی یا موج ضربهای³ [12]، تفجوشی ریزموج⁴ [13]، و تفجوشی پلاسمای جرقهای [14] انجام شود. در طول سه دهه گذشته، روش تفجوشی پلاسمای جرقهای (SPS) به طور قابل توجهی در زمینه تحقیق و توسعه بر روی مواد سرامیکی، به ویژه برای ساخت مواد سرامیکی پیشرفته مانند سرامیکهای نانوساختاری، مواد درجهبندی شده عملکردی (FGMs) و مواد کامپوزیت ماتریس سرامیکی و غیره گسترش یافته است. SPS تضمین میکند که چگالش سینترشده بسیار متراکم همگن، سریعتر و در دمای پایینتر با ریزساختار ریزتر نسبت به روشهای زینترینگ معمولی بهدستمیآید [15]. شماتیک فرآیند تفجوشی پلاسمای جرقهای در شکل 1 نشان داده‌شده است [16].

به‌طورکلی SPS یک روش تف‌جوشی تحت‌فشار میباشد که بر اساس تخلیه الکتریکی پالسی جریان مستقیم (DC) بین فضای ذرات پودر عمل میکند. انتشار جریان پالسی در سراسر سطوح ذرات رخ میدهد. هنگامی‌که گرمای موضعی در فضاهای خالی یا نقاط تماس ذرات پودر ایجاد میشود، منجر به افزایش موقت دما به بیش از 1000 درجه سانتی‌گراد میشود. این دمای بالا منجر به تبخیر ناخالصیها و همچنین تبخیر و ذوب شدن سطح ذرات پودر میشود. این نواحی ذوب‌شده از طریق جریان الکترونی (زمان روشن) و خلأ تولید (زمان خاموشی) به سمت یکدیگر جذب می‌شوند و درنهایت موجب تشکیل ناحیه گلویی مابین ذرات پودر میشوند [17]. از جمله پارامترهای تاثیر گذار در فرآیند تفجوشی پلاسمای جرقهای میتوان به دما، فشار، نرخ گرمایش و زمان نگهداری اشاره کرد. با افزایش دمای تفجوشی چگالی و سختی نمونه افزایش مییابد ولی افزایش بیش از اندازه دما منجربه رشد غیرعادی دانه میشود که مطلوب نیست. افزایش فشار نیز منجر به بازآرایی ذرات و حذف آگلومرهها میشود، از طرفی اعمال فشار بالا تعداد نقاط تماس بین ذرات را با نزدیک‌تر شدن آنها به یکدیگر افزایش می‌دهد و در نتیجه فاصله انتشار موثر را کاهش می‌دهد که به دستیابی به چگالی بالاتر کمک میکند. تاثیر نرخ گرمایش برعکس دما است، بطوریکه با کاهش نرخ گرمایش زمان کافی برای انتقال جرم و خروج گازهای ساطعشده از سیستم در دماهای پایینتر فراهم میشود و منجربه افزایش سختی و چگالی نسبی نمونه میشود. زمان نگهداری باید با دمای اعمالی متناسب باشد و به نحوی تعیین شود که فرصت کافی برای انتشار و چگالش فراهم شود و از رشد دانه نیز جلوگیری شود [19،18]. مکانیسم‌های مختلفی برای توضیح توانایی‌های تفجوشی پیشرفته در فرآیند SPS پیشنهاد شده‌اند. از میان این مکانیسم‌ها، رایج‌ترین مورد حضور پلاسمای لحظه‌ای تولید شده بین ذرات است. از سه روش تجربی شامل طیف سنجی گسیل اتمی درجا، مشاهده مستقیم بصری و اندازه گیری ولتاژ فوق سریع درجا برای تعیین وجود یا عدم وجود پلاسما در طول SPS استفاده شد. با استفاده از این تکنیک های تجربی، هیچ شواهدی از وجود پلاسما، جرقه یا قوس یافت نشد. برای درک مکانیزمهای تفجوشی فرآیند SPS کارهای اساسیتری مورد نیاز است [20].

[1] - Forging

[2] -Extrusion

[3] - Shockwave

[4] -Microwave

پیرومتر / ترموکوپل

توان پالس DC

محفظه خلاء خنک شده با آب

الکترود

پودر

پانچ

قالب گرافیتی

شکل 1- شماتیک تکنیک تفجوشی پلاسمای جرقهای [16]

پیرومتر

ازجمله مزایای تکنیک تفجوشی پلاسمای جرقهای میتوان به تفجوشی با دمای پائین، تفجوشی سریع در بازه زمانی کوتاه (5 تا 25 دقیقه)، تف‌جوشی یکنواخت، کنترل ریزساختار و رشد دانه، حذف ناخالصیها و فعال‌سازی بهتر سطوح ذرات پودر، امکان پردازش مواد مختلف (فلزات، سرامیک، کامپوزیت‌ها)، بازده انرژی بالا و عملیات آسان و مقرون‌به‌صرفه بودن نسبت به سایر روشهای تفجوشی اشاره کرد [21]. در سالهای اخیر، تفجوشی پلاسمای جرقهای پودر و ضایعات آلومینیوم به‌منظور تولید نمونه بالک متراکم، موردتوجه بسیاری از محققان قرارگرفته است. کیو ون و همکارانش [22] در سال 2003

از روش تفجوشی پلاسمای جرقهای برای تولید فوم آلومینیوم ریزدانه با تفجوشی پودر آلومینیوم استفاده کردند. آنها از پودر آلومینیوم با خلوص %9/99 و اندازه پودر کمتر از 3 میکرومتر به‌عنوان ماده اولیه و از ذرات کلرید سدیم (NaCl) با شکل کروی و اندازه متوسط µm520 به‌عنوان ماده نگه‌دارنده فضا استفاده کردند. ابتدا پودر آلومینیوم و پودر نگه‌دارنده فضا به‌طور همگن در ملات عقیق مخلوط شدند. سپس، تفجوشی در دمای K773 با فشار MPa20 به مدت 5 دقیقه با استفاده از ولتاژ DC پالسی روشن و خاموش انجام شد. نمونه سینتر شده در یک حمام آب گرم جاری قرار داده شد تا ذرات NaCl را شسته و فوم آلومینیومی با ساختار متخلخل حاصل شود.

جی سون کیم و همکارانش [23] در سال 2007 تلاشی برای تولید آلومینیدهای نیکل با ریزساختار ظریف از پودرهای نیکل و آلومینیوم با روش تفجوشی پلاسمای جرقهای انجام دادند. آنها از مخلوط پودری Ni - 36 % Al به عنوان ماده اولیه استفاده کردند. فرآیند تف جوشی با استفاده از دستگاه SPS 515 S در خلاء با قالب گرافیت به قطر 15 میلیمتر، فشار اعمالی MPa50، دمای ℃1150، نرخ گرمایش ℃/min100 و زمان نگهداری در حداکثر دما 5 دقیقه انجام شد.

ژنگ فنگ لیو و همکارانش [24] در سال 2014 مطالعه بهمنظور تولید قطعه بالک آلومینیومی از پودر آلومینیوم با روش تفجوشی پلاسمای جرقهای انجام دادند. آنها از پودرهای آلومینیوم کروی با متوسط اندازه nm60 و خلوص %9/99 به عنوان مواد اولیه استفاده کردند. فرآیند تفجوشی با استفاده از قالب استوانه با قطر داخلی 25 میلیمتر، نرخ گرمایش K/min40، فشار MPa300، در دماهای 673، 723، 773 و K823 به مدت زمان 6 دقیقه انجام شد.

لی کئو و همکارانش [25] در سال 2018 از روش تفجوشی پلاسمای جرقهای برای تولید قطعه بالک آلومینیومی استفاده کردند. آنها از پودر آلومینیوم تولید شده به روش اتمیزاسیون گازی با اندازه ذرات 5 تا nm40 و خلوص %9/99 درصد به عنوان ماده اولیه استفاده کردند. فرآیند تفجوشی تحت شرایط؛ دمای ℃550، فشار MPa50 و مدت زمان 10 دقیقه انجام شد. محصول نهایی قطعه آلومینیوم با قطر 28 و ارتفاع 28 میلیمتر بهدستآمد.

در تحقیق حاضر بمنظور استفاده از پودرهای حاصل از بازیافت اجزائ مختلف قوطی آلومینیمی مستعمل نوشیدنی با روش آسیاکاری مکانیکی، امکان تولید قطعات بالک آلیاژهای آلومینیوم 3004 و 5182 به روش تفجوشی پلاسمای جرقهای مورد بررسی قرار گرفت. ریزساختار و خواص قطعات بالک تولید شده مورد بررسی و با یکدیگر مقایسه گردید. ضمنا خواص قطعات تفجوشی شده با قطعات ریختگی مشابه آن آلیاژها نیز مقایسه شد.

مواد و روشها

مواد اولیه

مواد اولیه مورد استفاده در این تحقیق، پودرهای آلومینیوم آلیاژ 5182 و آلیاژ 3004 تولیدشده به روش آسیاکاری مکانیکی ، 90D بهترتیب با اندازه 109 و µm391 است. همچنین توزیع اندازه ذرات پودر آلیاژ 5182 و 3004 به ترتیب در محدوده 45 تا µm 150 و 75 تا µm 595 است. توزیع اندازه بلورک پودرهای حاصل شده نیز در بازه 20 تا nm80 است، بطوریکه ریزترین اندازه بلورک برای این دو آلیاژ بترتیب 29 و nm37 محاسبه شد (شکل 2). پودرهای ذکرشده بترتیب از طریق بازیافت قسمت سر و قسمت پایه قوطی آلومینیومی مستعمل نوشیدنی، با استفاده از دستگاه آسیای گلولهای سیارهای تحت اتمسفر گاز آرگون، سرعت چرخش 240 دور در دقیقه، با نسبت 10 به 1 گلوله به مواد اولیه، بدون استفاده از عامل کنترلکننده فرآیند (PCA) بدست آمده است، که جزئیات فرآیند تولید پودر در [26] آمده است.

تفجوشی پلاسمای جرقهای

پودرهای حاصل از آسیاکاری، با استفاده از دستگاه پلاسمای جرقهای (SPS) مدل Nanozint 10 در قالب گرافیتی با قطر 25 میلیمتر تفجوشی شدند. به‌منظور انجام فرآیند، 25 گرم از پودر هر آلیاژ به‌صورت مجزا در قالب شارژ شدند. تفجوشی تحت شرایط؛ دمای ℃530 برای پودرهای آلیاژ 5182 و دمای ℃570 برای پودرهای آلیاژ 3004، با نرخ گرمایش ℃/min20، تحت خلأ به مدت‌زمان 30 دقیقه و فشار اعمالی تک‌محوره تا حداکثر MPa35 انجام شد. در این تحقیق به منظور تعیین دمای تفجوشی، ابتدا دمای لیکوئیدوس این دو آلیاژ از منحنیهای DSC آورده شده در مرجعهای [4،3] محاسبه شد و سپس 85/0 دمای لیکوئیدوس، دمای تفجوشی انتخاب گردید.

مشخصهیابی

چگالی نمونههای تفجوشی شده با استفاده از اصل ارشمیدس مطابق با استانداردهای ASTM B 328، MPIF 42 و ISO 2738 اندازه‌گیری شد. سپس برای بررسی خواص کششی هر کدام از آلیاژهای ساخته شده، سه نمونه از سه ناحیه بالا، وسط و پائین هر قرص تفجوشی (با قطر 25 و ضخامت 17 میلیمتر) استخراج شد (شکل 3).


الف	ب
شکل 2- پودر آلومینیوم: (الف) آلیاژ 5182 و (ب) آلیاژ 3004؛ که بترتیب از آسیاکاری مکانیکی به مدت زمان 64 و 80 ساعت حاصل شدهاند

بالا

میانه

پائین

$img0$

شکل 3- شماتیک استخراج نمونه کششی از قرص تفجوشی شده

جهت بررسی استحکام کششی و ازدیاد طول نسبی نمونههای تفجوشی شده، آزمون کشش در دمای محیط و با نرخ بارگزاری mm/min1/0، با استفاده از دستگاه تست کشش جهانی مدل STM-250 انجام شد. نمونههای کشش مطابق با استاندارد ASTM E8-04 با ابعاد گیج mm3 2×2×7 برش‌کاری شده و آماده شدند (شکل 4).

جهت بررسی سطح مقطع نمونههای تفجوشی شده از میکروسکوپ نوری Olympus مدل PMG3 استفاده شد. جزئیات عملیات پولیش و اچ در جدول 1 آورده شده است. همچنین برای بررسی سطح مقطع شکست نمونههای کشش، تصاویری از سطح شکست با استفاده از دستگاه FE-SEM مدل MIRA3 FEG-SEM گرفته شد.

جدول 1- جزئیات عملیات پولیش و اچ کاری

پولیش

اچ

مکانیکی بر روی نمد به همراه خمیر الماسه و در ادامه با آب و صابون

شیمیایی با محلول کلر

(95 میلیلیتر آب مقطر، 5/2 میلیلیتر نیتریک اسید، 5/1 میلیلیتر هیدروکلریک اسید و 1 میلیلیتر هیدروفلوئوریک اسید)

میکروسختی مقاطع متالوگرافی نمونههای تفجوشی شده، با روش میکروسختی ویکرز با نیروی وارده 50 گرم و تکرار 4 مرتبه برای هر مورد بهمنظور محاسبه میانگین مقادیر اندازهگیری شد.

نتایج

فرآیند تفجوشی

شکل 5 منحنیهای (فشار، دما و جابجایی فک)-زمان پودر آلیاژ آلومینیوم 5182 و 3004 در طول فرآیند SPS را نشان میدهد. با توجه به منحنیها، آلیاژ 5182 و 3004 به ترتیب در دمای ثابت 530 و ℃570 و تحت فشار اعمالی تک محوره حداکثر تا MPa35 تفجوشی شدهاند. همچنین در هر دو نمونه، جابجایی با شیب نسبتاً تیز از شروع فرآیند تا 10 دقیقه اول تفجوشی افزایش یافته است که میتوان آن را به تراکم مکانیکی اولیه برای پر کردن فضاهای خالی باقیمانده و چینش مجدد ذرات پودر نسبت داد.

بررسی چگالی و درصد تخلخل

چگالی نمونههای تفجوشی شده که با استفاده از اصل ارشمیدس با واحد g/cm3 محاسبه شد در جدول 2 آورده شده است. چگالی تجربی نمونه 5182، 61/2 و نمونه 3004، g/cm371/2 بهدستآمد که نشان از بالا بودن میزان تخلخل در نمونه 5182 نسبت به نمونه 3004 است. از طرفی با توجه به نتایج مندرج در جدول 2 مشاهده میشود که چگالی نسبی نمونه تفجوشی شده آلیاژ 5182، برابر با %49/98 چگالی تئوری میباشد. در اینجا چگالی تئوری این آلیاژ مطابق استاندارد UNS A95182 برابر g/cm365/2 در نظر گرفته شده است. همچنین چگالی نسبی برای نمونه 3004 برابر با %63/99 چگالی تئوری میباشد. چگالی تئوری این آلیاژ نیز مطابق استاندارد UNS A93004 برابر g/cm372/2 در نظر گرفته شده است. اختلاف بین درصد تطابق چگالی تجربی و تئوری بیانگر درصد تخلخل موجود در نمونههای تفجوشی شده میباشد.

بطور کلی با کاهش اندازه ذرات فشار موضعی و شدت جریان افزایش مییابد و منجر به تشکیل ناحیه گلویی مناسبتری در طول فرآیند تفجوشی میشود. از طرفی با افزایش اندازه ذرات، آرایش مجدد ذرات و تغییر شکل موضعی آنها تقویت میشود و همچنین حرکت مکانیکی ذرات بزرگ در اثر جابجایی پانچها افزایش مییابد. ذرات پودر آلیاژ 3004 بزرگتر از پودر آلیاژ 5182 است، ولی چون دمای تفجوشی آلیاژ 3004 بیشتر است بنابراین در طول فرآیند تفجوشی، تغییر شکل پلاستیکی ذرات پودر این آلیاژ بهتر اتفاق افتاده و در اثر جابجایی بیشتر، نفوذ بهتری نیز مابین ذرات رخ داده که در نهایت منجربه تشکیل ساختار متراکمتری میشود.

شکل 4- ابعاد نمونههای آزمون کشش (به میلیمتر)


الف	ب

ج
شکل 5- منحنیهای فرآیند تفجوشی قوس پلاسما

جدول 2- چگالی نمونههای تفجوشی شده

نام نمونه

چگالی آب

وزن در هوا

وزن در آب

چگالی تجربی

چگالی تئوری

×100

درصد تخلخل

(درصد چگالی نسبی-100)

5182

997/0

22/23

36/14

61/2

65/2

49/98

51/1

3004

997/0

05/22

94/13

71/2

72/2

63/99

37/0

بررسی ریزساختار

بهمنظور آگاهی دقیق از اجزای ریزساختاری نمونههای تفجوشی، لازم است مواد اولیهای که این قطعه تفجوشی از آن بدست آمده، مورد بررسی قرار گیرد. بدین منظور ریزساختار چیپسهای قسمت سر (5182Al ) و قسمت پایه (3004Al ) بررسی شده که در شکل 6 تصاویر میکروسکوپ نوری (OM) آن نشان داده شده است. با توجه به تصاویر، ترکیبات بین فلزی Al6(Mn, Fe) و Mg2Si به ترتیب با مورفولوژیهای چندضلعی نسبتا منظم (معمولا چهارضلعی) و نسبتا کروی در آلیاژهای 3004 و 5182 قابل مشاهده هستند [27]. این فازهای ناپایدار همچون ذرات شکننده در زمینه آلومینیوم پراکنده شدهاند و به عنوان مکانهای مستعد برای جوانهزنی ترک عمل میکنند.


الف	ب
شکل 6- تصاویر میکروسکوپ نوری با بزرگنمایی x500 از سطع مقطع قوطیهای نوشیدنی؛ (الف) آلیاژ 5182، و (ب) آلیاژ 3004

در پودر تهیه شده از این چیپسها این فازهای ناپایدار در موفولوژی پودر چندان قابل مشاهده نمیباشند، که نتایج این بررسی در [26] آورده شده است. اما در واقع این فازهای ناپایدار باید در جایی پنهان شده باشند که بهمنظور ردیابی این فازهای ناپایدار آزادبه و همکاران در [28] سطح مقطع پودر را مورد مطالعات متالوگرافی قرار دادند و در آنجا بهوضوح نشان داده شده است که فازهای ناپایدار Al6(Mn, Fe) و Mg2Si چگونه در سطح مقطع پودر و بهعبارتی دیگر در داخل ذرات پودری سکنی گزیدهاند. حال با دانستن موقعیت این فازها که بیشتر در داخل ذرات پودر و بهتعداد کمی در سطح پودر قرار گرفتهاند و از طرفی با آگاهی از اینکه این فازها، ناپایدار هستند و با دما و فشار موفولوژیشان تغییر میکند [3]، میتوان با بررسی آنها در ریزساختار و احتمالا در موفولوژی شکست، به جزئیات اتفاقات تفجوشی و مکانیزم شکست پی برد. تصاویر میکروسکوپ نوری ریزساختار سطح مقطع نمونههای تفجوشی شده از سه ناحیه بالا، وسط و پائین در شکل 7 و شکل 8 نشان داده شده است. ترکیبات بین فلزی Al6(Mn, Fe) و Mg2Si به ترتیب به شکل چند ضلعی و کروی قابل مشاهده هستند. ترکیبات بینفلزی موجود در آلیاژ 5182 تفجوشی شده بزرگتر بوده و با وضوح بیشتری دیده میشوند و بنابراین بهسادگی قابل تشخیص هستند. در حالیکه در آلیاژ 3004 تفجوشی شده این فازهای ناپایدار بهمراتب کوچکتر دیده میشوند. در واقع این اتفاق بهدلیل آن است که آلیاژ 3004 اولا بهدلیل دمای تفجوشی نسبتا بالایش و از طرفی با توجه به تخلخل کم و گردنههای بهتر تشکیل شده در مرز پودرها از قابلیت تفجوشی بهتری برخوردار بوده و این عوامل موجب شده است که فازهای ناپایدار موفولوژیشان تغییر پیدا کند. به گونهای که فازهای ناپایدار تکه تکه شده و بهصورت ذرات نسبتا ریزتر پراکنده دیده میشوند.

در بررسی جداگانه سه ناحیه بالا، وسط و پائین سطح مقطع نمونههای تفجوشیشده، اطلاعات مفیدتری بهدست میآید. اولا با توجه به میزان تخلخل و همچنین اندازه و توزیع ذرات فاز ناپایدار مشاهده میشود که گرادیان ساختاریای از بالا به پائین وجود دارد. بهطوریکه در ناحیه پائین تخلخل کمتر و اندازهشان نیز کوچکتر است و فازهای ناپایدار نیز بهصورت ریزتر و پراکندهتر نسبت به ناحیه بالای سطح مقطع توزیع شدهاند. این گرادیان در آلیاژ 5182 با وضوح بیشتری نسبت به آلیاژ 3004 قابل مشاهده است. به همین دلیل نیز استحکام کششی ناحیه پائین در هر دو نمونه بیشتر از دو ناحیه دیگر است که در نتایج پیشرو بحث میشود.

شکل 9 و شکل 10 نیز تصاویر میکروسکوپ الکترونی روبشی (SEM) از سطح مقطع شکست نمونههای کشش را نشان میدهد. از ناحیه پائینی سطح مقطع شکست میتوان نتیجه گرفت که در حین فرآیند تفجوشی، اتصال مناسبتری نسبت به دو ناحیه دیگر ایجاد شده است و منجربه ایجاد ساختار متراکمتری در این قسمت از ناحیه شده است. همچنین حفرههایی در سطوح شکست مشاهده میشود که احتمالاٌ مکانهای قرارگیری ترکیبات بین فلزی مذکور بودهاند که به هنگام وقوع شکست از محل خود کنده شدهاند. همانطور که قبلا اشاره شده بود، این ترکیبات بین فلزی مکانهای جوانهزنی و گسترش ترک می توانند در نظر گرفته شوند که در نتیجه ی بههم پیوستن این ترکها شکست اتفاق میافتد.


الف	ب

ج
شکل 7- تصاویر میکروسکوپ نوری از سطح مقطع نمونه 5182 با بزرگنمایی x500: (الف) مقطع بالا، (ب) مقطع وسط، و (ج) مقطع پائین


الف	ب

ج
شکل 8- تصاویر میکروسکوپ نوری از سطح مقطع نمونه 3004 با بزرگنمایی x500: (الف) مقطع بالا، (ب) مقطع وسط، و (ج) مقطع پائین


الف	ب	ج
شکل 9- تصاویر میکروسکوپ الکترونی روبشی از سطح مقطع شکست نمونههای کشش حاصل از نمونه 5182 با بزرگنمایی x100: (الف) ناحیه بالا، (ب) ناحیه وسط، و (ج) ناحیه پائین


الف	ب	ج
شکل 10- تصاویر میکروسکوپ الکترونی روبشی از سطح مقطع شکست نمونههای کشش حاصل از نمونه 3004 با بزرگنمایی x100: (الف) ناحیه بالا، (ب) ناحیه وسط، و (ج) ناحیه پائین

با توجه به مورفولوژی سه ناحیهی بالا، وسط و پائین سطح مقطع شکست می توان چنین متصور شد که اولا تفجوشی فراجامد در هر دو نمونه اتفاق افتاده است. در این تفجوشی که دمای تفجوشی در محدوده دمایی بین سالیدوس و لیکوئیدوس قرار میگیرد، فاز مایع در داخل دانه، مرز دانه و فصل مشترک پودرها تشکیل میشود که این موجب تکه تکه شدن دانههای تشکیل دهنده هر کدام از ذرات پودری میشود. سپس تغییر در آرایش دانههای موجود در هر ذره پودری رخ داده، رشد دانه اتفاق افتاده و حفرهها حذف میشوند. جزئیات این فرایند در [29] قابل مشاهده است. در ادامه قابل پیش بینی است که در نتیجهی اعمال فشار فاز مایع تشکیل شده به سمت پائین قطعه رانده شود. به همین دلیل است که در مورفولوژی شکست ناحیه پائین سطح مقطع شکست ماده متراکم بهنظر میرسد. بهعبارتی دانهها در اینجا بهطور نسبتا قابل توجهی با فاز مایع احاطه شدهاند. در ضمن باید یادآور شد که اگر در حین تفجوشی فاز مایع فراجامد فشار به نمونهی پودری اعمال شود، آزادی حرکت دانههای تکه تکه شده محدودتر میشود. بهعبارتی تغییر آرایش قرارگیری دانهها تقریبا صورت نمیگیرد و دانهها در همان مکانهای اولیه خود باقی میمانند. مشابه این نتیجه در تحقیقات آزادبه و همکاران [30] در رابطه با آلیاژ برنجی بهدست آمده است.

در شکل 11 تشکیل فاز مایع فراجامد، رانده شدن آن به سمت پائین قطعه و رشد دانه بهطور شماتیک آورده شده است. این مشاهدات در مورد آلیاژ 5182 بهمراتب واضحتر و سادهتر از آلیاژ 3004 قابل تشخیص است. در واقع با توجه به اینکه دمای تفجوشی آلیاژ 5182 ما بین محدوده دمای سالیدوس و لیکوئیدوس این آلیاژ است، پس تفجوشی آن از نوع فراجامد خواهد بود. میتوان مقدار فاز مذاب تشکیل شده را با استفاده از محاسبات تغییرات آنتالپی بهطور تقریبی تعیین کرد. برای این منظور مجموع تغییرات آنتالپی ناشی از تغییر دما از دمای محیط با دمای تفجوشی (ΔΗTemp)، با تغییرات آنتالپی ناشی از اعمال فشار در فرآیند تفجوشی قوس پلاسما (ΔΗPressure) همان تغییرات آنتالپی فرآیند (ΔΗProcess) است. در صورتیکه تغییرات آنتالپی از دمای محیط تا دمای سالیدوس (ΔΗsolidos) و اختلاف آنتالپی کل با آن محاسبه شود، با یک فرض ساده شونده میتوان در نظر گرفت که این اختلاف آنتالپی (ΔΗProcess- ΔΗsolidos) صرف ذوب شدن آلیاژ میشود. اگر این اختلاف آنتالپی به گرمای نهان ذوب (Lf) تقسیم شود مقدار ماده ذوب شده محاسبه میشود. لازم به اشاره است که تغییرات آنتالپی مطابق مفاهیم و روابط ترمودینامیکی [31] در نظر گرفته شده است.

البته لازم به اشاره است که مقدار ماده در شرایط تجربی کمتر از مقدار محاسبه شده خواهد بود. چون در فاصله دمایی سالیدوس با لیکوئیدوس هم جامد و هم مایع وجود دارد. محاسبات فوق در روابط زیر آورده شده است:

ΔΗProcess= ΔΗTemp+ ΔΗPressure

ΔΗTemp== [20.67 T + 6.19×10-3 T2= 20.67 (803-298) + 6.19×10-3(8032-2982) =13879 Ј

ΔΗPressure= = (0.01) (1-7.05×10-5×843) [350×105-105] =3.5 lit. atm = 350 Ј

ΔΗsolidos== 20.67 (783-298) + 6.19×10-3(7832-2982) =13269 Ј

ΔΗProcess= 13879 + 350 = 14229 Ј

Liquid phase= = =0.08 %


الف	ب

ج
شکل 11- شماتیک بازآرایی ذرات پودر در طول تفجوشی پلاسمای جرقهای: (الف) ذرات پودر، (ب) تشکیل فاز مایع فراجامد، (ج) رشد دانه

میتوان نتیجه گرفت که حدود 8 درصد فاز مایع در نمونه بالک آلیاژ 5182 تشکیل میشود. ولی در مورد آلیاژ 3004، چون دمای تفجوشی آن ما بین محدوده دمای سالیدوس و لیکوئیدوس این آلیاژ نیست، این اتفاق بهطور کامل رخ نداده است و میتوان گفت فاز مایع در آستانه تشکیل شدن است.

همچنین با توجه به شماتیک رسم شده میتوان مشاهده کرد که ذرات پودر تمایل به تکه تکه شدن دارند ولی به دلیل فشار اعمالی بهمنظور فشردهسازی پودرها در طول فرآیند تفجوشی، از تکه تکه شدن ذرات جلوگیری شده و متراکم میشوند. از طرفی به دلیل اعمال فشار بیشتر از فکه بالای دستگاه، فاز مایع تشکیل شده بیشتر به قسمت پایینی نمونه منتقل میشود. این امر نیز در کنار مابقی عوامل منجربه بهبود خواص مکانیکی و فیزیکی قسمت پایینی نمونه نسبت به سایر قسمتها میشود.

بررسی خواص مکانیکی

محاسبه سختی از مقاطع متالوگرافی نمونههای تفجوشی شده با فرآیند سختی سنجی ویکرز با نیروی اعمالی 50 گرم انجام گرفت و نتایج به‌دست‌آمده در جدول 3 قابل‌مشاهده است. میانگین سختی برای نمونه 5182 و 3004 به¬ترتیب، 11±109 و HV8±231 بهدست آمد که نشان میدهد سختی نمونه 3004 به مراتب بیشتر از نمونه 5182 است. به همین دلیل سختی نمونههای تفجوشی شده در مقایسه با سختی نمونه¬های اولیه که با توجه به استانداردهای UNS A95182 و UNS A93004 برای آلیاژ 5182 و 3004 به ترتیب 84 و HV95 گزارش‌شده است افزایش‌یافته است. در پی پاسخی به سختی بالا می توان به چینش و اندازه ذرات فاز ناپایدار موجود در این آلیاژ ها اشاره کرد. در برخی منابع به تغییر موفولوژی و توزیع این فازهای ناپایدار اشاره شده است [4،3]. در اینجا نیز فاز ناپایدار غالب موجود در آلیاژ 3004 از نوع Al6(Mn, Fe) است که مطابق [32] سختی در حدود 501 ویکرز دارد، که می توان علت دستیابی به چنین مقدار سختی را مرتبط به حضور آن فاز، نحوه توزیع و اندازه ذرات توزیع شده دانست. در تحقیق حاضر شرایط به گونهای بوده که این ذرات با اندازه ریز و بطور یکنواختی در زمینه توزیع شده است که با دقت در تصاویر میکروسکوپ نوری این نمونهها (شکل 8) می¬توان آن را مشاهده کرد.

شکل 12 منحنیهای تنش مهندسی-کرنش مهندسی نمونههای کشش حاصل از قطعات تفجوشی شده آلیاژ 5182 و 3004 را نشان میدهد. سختی بالای فازهای ناپایدار موجود در زمینه این آلیاژها منجربه افزایش سختی نمونههای تفجوشی شده، شده است و احتمال میرود داکتیلیته آنها کاهش یافته و به همین دلیل در تمامی نمونهها شکست از نوع ترد است. میانگین استحکام کششی برای دو نمونه 5182 و 3004 به¬ترتیب 7±194 و MPa17±243 بهدست آمد که نشان میدهد استحکام کششی نمونه 3004 بیشتر از نمونه 5182 است. همچنین با توجه به استحکام کششی نمونه¬های اولیه که طبق استاندارد UNS A95182 و UNS A93004 برای آلیاژ 5182 و 3004 به ترتیب 275 و MPa215 گزارش‌شده است مشاهده میشود که استحکام کششی نمونه 3004 در مقایسه با نمونه اولیه افزایش‌یافته و استحکام کششی نمونه 5182 نسبت به نمونه اولیه کاهش‌یافته است.

جدول 3- نتایج تست سختی سنجی نمونههای تف‌جوشی شده

نام نمونه	نیروی اعمالی (گرم)	سختی (HV)
5182-مقطع بالا	50	112
5182-مقطع وسط	50	88
5182-مقطع پائین	50	127
3004-مقطع بالا	50	232
3004-مقطع وسط	50	215
3004-مقطع پائین	50	245


الف	ب
شکل 12- نمودار تنش مهندسی- کرنش مهندسی نمونههای کشش: (الف) آلیاژ 5182، (ب) آلیاژ 3004

نتیجه گیری

در تحقیق حاضر، تولید قطعات بالک آلومینیوم از طریق تفجوشی پلاسمای جرقهای پودر آلومینیوم آلیاژ 5182 و آلیاژ 3004 با موفقیت انجام گرفت. نتایج به‌دست‌آمده از بررسی محصولات حاصل از آن نشان داد که:

1. چگالی نمونه تفجوشی شدهی آلیاژ 5182 کمتر از چگالی نمونه تفجوشی شدهی آلیاژ 3004 است که به ترتیب 61/2 و g/cm371/2 بهدستآمد. همچنین چگالی نسبی نمونه 5182، برابر با %49/98 میباشد و برای نمونه 3004 برابر با %63/99 میباشد.

2. با مقایسه میزان تخلخل و سیمای ظاهری گردنههای تشکیل شده میتوان به این نتیجه رسید که آلیاژ 3004 از قابلیت تفجوشی بهتری نسبت به آلیاژ 5182 برخوردار است، ضمنا فازهای ناپایدار موجود در آلیاژ 3004 در طول فرایند تفجوشی تکه تکه شده و به مراتب کوچکتر از فازهای ناپایدار موجود در آلیاژ 5182 دیده میشوند.

3. میانگین سختی برای سه نمونه از هر کدام از آلیاژهای 5182 و 3004 بهترتیب، 11±109 و HV8±231 و میانگین استحکام کششی بهترتیب 7±194 و MPa17±243 بهدستآمد که نشان میدهد سختی و استحکام کششی نمونه 3004 بیشتر از نمونه 5182 است.

4. بهدلیل وقوع تفجوشی فاز مایع فراجامد در حین ساخت، مقداری فاز مذاب در نمونههای بالک تشکیل میشود، که این مورد در آلیاژ 5182 بهدلیل قرارگیری دمای تفجوشی آن مابین محدوده دمای سالیدوس و لیکوئیدوس، با وضوح بیشتری قابل مشاهده است.

5. در اثر اعمال فشار بهمنظور متراکم کردن ذرات پودر، از تکه تکه شدن ذرات جلوگیری شده و منجر به انتقال فاز مذاب تشکیل شده به قسمت پائینی نمونه میشود و موجب پیدایش ساختار گرادیانی می شود.

6. گرادیان ساختاری در هر دو سری آلیاژی بویژه با مورفولوژی های شکست قابل تشخیص است. در واقع در ناحیه پائینی سطح مقطع شکست، اتصال بهتر بین ذرات ایجاد شده و ساختار متراکمتر میباشد.

ملاحظات اخلاقی پیروی از اصول اخلاق پژوهش

همکاری مشارکتکنندگان در تحقیق حاضر به صورت داوطلبانه و با رضایت آنان بوده است.

حامی مالی

هزینه تحقیق حاضر توسط نویسندگان مقاله تامین شده است.

مشارکت نویسندگان

طراحی و ایده پردازی: مازیار آزادبه؛

انجام آزمایشها : هادی رضازاده؛

تحلیل دادهها و نتایج: هادی رضازاده، مازیار آزادبه؛

نگارش اولیه: هادی رضازاده؛
نظارت و نگارش نهایی: مازیار آزادبه.

تعارض منافع

بنابر اظهار نویسندگان، مقاله حاضر فاقد هرگونه تعارض منافع بوده است.

References