منابع پایان نامه درباره مورفولوژی

له آستنیت به مارتنزیت است و پلاتو پایینی مربوط به استحاله معکوس مارتنزیت به آستنیت مادر است. تنش های σms، σmf، σas، σafکه در شکل b23 نشان داده شده اند به ترتیب تنش هایی مربوط می شوند که در آنها استحاله مارتنزیتی آغاز می شود و پایان می یابد و تنش هایی که در آنها استحاله معکوس به آستنیت شروع و پایان می یابد. مقدار تنش های استحاله ای به صورت خطی و وابسته به دما است. اگر بارگذاری در بالای Md انجام شود، نایتینول مانند یک ماده مهندسی معمولی رفتار می کند(شکل c14-2).
یکی از روش هایی که می توان کرنش برگشت پذیر آلیاژها را افزایش داد، عملیات حرارتی پیرسختی می باشد. در اثر عملیات پیرسختی آلیاژهای NiTi غنی از نیکل، رسوبات شبه پایدار Ni4Ti3 به وجود می آید. این رسوبات ریز و کوهرنت باعث افزایش استحکام زمینه NiTi شده و خواص سوپرالاستیسیته را بهبود می بخشند، همچنین باعث افزایش دماهای استحاله می شود[20].
به عنوان مثال در شکل15-2 نمودار تنش کرنش مربوط به نمونه NiTi51 در شرایط بعد از آنیل محلولی و بدون عملیات حرارتی نشان داده شده است. این شکل نشان می دهد که بعد از حذف تنش مقدار قابل توجهی کرنش غیر قابل برگشت در نمونه باقی مانده است.
شکل15-2 منحنی تنش کرنش نمونه NiTi51 آنیل محلولی شده[20].
انتظار می رود که نمونه با توجه به دارا بودن ساختار آستنیتی در دمای آزمایش از خود رفتار سوپرالاستیک نشان دهد، ولی چنین رفتاری ملاحظه نمی شود(شکل15-2). دلیل این رفتار غیر معمول این است که با انجام عملیات آنیل محلولی تاثیر کارسرد انجام شده برروی آلیاژ از بین رفته و دانسیته نابجایی ها به شدت کاهش می یابد. بنابراین تنش بحرانی برای مکانیزم لغزش کاهش یافته و عمل لغزش اتفاق می افتد[21]. البته در کنار لغزش، مکانیزم دوقلویی نیز وارد عمل می شود که البته سهم دوقلویی در این تغییر شکل در مقایسه با سهم مکانیزم لغزش کمتر می باشد. در هنگام حذف تنش نیز تغییر شکل ناشی از دوقلویی بازیابی شده (که انحراف از حالت رفتار الاستیک نرمال که توسط خط چین در شکل مشخص شده مربوط به این فرآیند می باشد) ولی تغییر شکل حاصل از لغزش بازیابی نشده و به صورت کرنش غیر قابل برگشت باقی می ماند.
در شکل16-2 منحنی های تنش کرنش نمونه های پیر سخت شده در دمای oC400 و برای زمان های 10، 20،30، 60 و 120 رسم شده است. با افزایش زمان پیرسازی، به دلیل رشد رسوبات Ni4Ti3 غنی از نیکل و کم شدن درصد نیکل زمینه، دماهای استحاله افزایش می یابد به گونه ای که دمای آزمایش تست کشش در محدوده رفتار سوپرالاستیک قرار می گیرد. با توجه به منحنی های تنش کرنش شکل16-2 مشاهده می شود که آلیاژ در اثر عملیات حرارتی پیرسختی رفتار سوپرالاستیک ناقصی از خود نشان می دهد و در نمونه ها کرنش باقی مانده دیده می شود. دلیل این رفتار قرار گرفتن دمای آزمایش در محدوده دمایی Rs و Rf است. به عبارت دیگر آلیاژ در هنگام تست کشش به طور کامل دارای فاز آستنیت نبوده و مقداری فاز R نیز در زمینه موجود است که مقدار این فاز به زمان عملیات پیرسختی بستگی دارد.
شکل16-2 منحنی های تنش کرنش نمونه های پیرسخت شده در زمان های a)10،b)20،c)30،d)60 و e)120 دقیقه[20].
در منحنی های شکل17-2 این تغییرات به وضوح دیده می شوند و مشاهده می شود که با افزایش زمان پیرسازی مقادیر تنش پلاتو (تنش بحرانی مورد نیاز برای استحاله مارتنزیتی حاصل از تنش (SIM)) بالایی و پایینی هر دو کاهش می یابند(برای تعیین تنش پلاتو بالایی و پایینی به ترتیب میزان کرنش های %3.5 و %3 در نظر گرفته شده است).
شکل17-2 a)تاثیر زمان پیرسختی بر تنش پلاتو بالایی b) تاثیر زمان پیرسختی بر تنش پلاتو پایینی[20].
3-6-2 بررسی رفتار سوپر الاستیسیته آلیاژ NiTi55
به منظور افزایش کرنش الاستیکی برگشت پذیر عملیات حرارتی بر روی آلیاژ NiTi55 (درصد اتمی) در محدوده دمایی oC800-400 انجام گرفته است. در این حالت می توان خواص SM و SE ثابت و قوی در نمونه ایجاد کرد که در این حالت دماهای استحاله تابعی از عملیات حرارتی می شوند[22].
دمای پیرسازی اندازه رسوبات را کنترل می کند که در واقع اندازه کرنش برگشت پذیر را در SE تعیین می کند. ترکیب کارسرد و عملیات حرارتی پیرسازی باعث افزایش تنش پلاتو می شود و همچنین پایداری منحنی های سوپرالاستیک را افزایش می دهد[23]. همچنین در آلیاژهای NiTi غنی از نیکل با افزایش دما و زمان پیرسازی مقدار نیکل زمینه کاهش می یابد و رسوبات غنی از نیکل مانند Ni4Ti3 و Ni3Ti2 تشکیل می شود. به دلیل مشکلاتی که در شکل دهی آلیاژهای غنی از نیکل وجود دارد مانند تردی بسیار زیاد و حساسیت به شکاف24، ماشین کاری و شکل دهی این مواد برای کاربردهای عملی بسیار مشکل می شود. شکل a18-2 و a19-2 به ترتیب تصویر ریزساختاری نمونه های با درصد اتمی NiTi55 و NiTi50 می باشند. نمونه as-received (AR) با ترکیب NiTi55 شامل رسوبات Ni3Ti2 و Ni3Ti می باشد که فاز ثانویه اصلی رسوب Ni3Ti می باشد که به صورت سوزنی شکل و کشیده دیده می شود در حالی که رسوبات Ni3Ti2 عدسی شکل هستند و کم و بیش در شکل d18-2 دیده می شوند.
شکل18-2 a)تصویراپتیکی نمونه NiTi55 AR. b,c) تصویر TEM رسوب Ni3Ti و d) حضور رسوب Ni3Ti در ساختار AR. به تغییر شکل شدید رسوبات Ni3Ti به دلیل نورد گرم اولیه توجه شود[22].
به دلیل انجام نورد گرم برروی NiTi55 رسوبات به شدت تغییر شکل یافته اند و مقدار زیادی نابجایی و رسوبات Ni3Ti در شکل b18-2 دیده می شود. تفاوت دیگر بین 55 و 50 تفاوت بین ریز ساختارها در حالت آنیل محلولی شده (در oC1100 و کوئنچ در آب) است. برای نمونه NiTi50 ساختار مارتنزیتی دوقلویی (شکل b19-2) مشخص است در حالی که برای نمونه NiTi55 ساختار دوقلویی بدست نیامده و فاز آستنیت شکل گرفته است(شکلc19-2). علت این موضوع را می توان به درصد بالای نیکل در زمینه نسبت داد که دمای استحاله آستنیت به مارتنزیت را به مقدار زیادی کاهش داده است. به علاوه در هنگام سرد کردن نمونه از oC 1100 در کوره نمونه NiTi50 فقط فاز آستنیتی از خود نشان می دهد ولی نمونه NiTi55 شبکه رسوبی وسیعی از Ni3Ti نیز نشان می دهد(شکل d19-2).
آلیاژ NiTi55 سرد شده در کوره خواص حافظه داری نیز از خود نشان می دهد. رسوب Ni3Ti هم در داخل دانه شکل می گیرد و هم در مرز دانه. در مرز دانه دارای مورفولوژی چهار گوش و در داخل دانه به شکل سوزن های کشیده شده با اندازه های متفاوت است.
شکل19-2 تصویراپتیکی a)نمونه NiTi50 AR. b,) نمونه NiTi50 آنیل محلولی شده (oC1100) و کوئنچ شده در آب، به مارتنزیت دوقلویی توجه شود. c)نمونه NiTi55 محلولی شده (oC1100) و کوئنچ شده در آب d) نمونه NiTi55 محلولی شده (oC1100) و سرد شده در کوره. به رسوب Ni3Ti شکل گرفته در مرز و داخل دانه توجه شود[22].
منحنی تنش کرنش نمونه AR و عملیات محلولی شده 25(ST) مربوط به نمونه های NiTi50 و NiTi55 در شکل20-2 نشان داده شده است. نمونه ST هر دو آلیاژ بسیار ترد است و استحکامی در حدود MPa 400-350 از خود نشان می دهند. نمونه AR با ترکیب NiTi50 رفتار سوپرالاستیک معمول را از خود نشان می دهد که مقدار کرنش Plateau آن بین %7-1 است که همراه با %25 داکتیلیتی است. درحالی که نمودار نمونه NiTi55 دارای قسمت Plateau غیرمسطح است و بین %4-1 قرار می گیرد. دلیل اینکه شیب Plateau مثبت است این است که رسوباتی که در این نمونه وجود دارند در مقابل استحاله در اثر تنش مقاوت می کنند و در نتیجه تنش بالاتری نیاز است تا استحاله کامل گردد[24].
شکل20-2 منحنی های تنش کرنش کششی نیمه استاتیک برای NiTi55 و NiTi50 برای شرایط عملیات حرارتی AR و ST. منحنی های فشار برای نیز برای NiTi55 ودر شرایط ST رسم شده است[22].
جدول1-2 برنامه عملیات حرارتی نمونه های NiTi55 و NiTi50 را نشان می دهد.
جدول1-2 برنامه پیرسازی برای آلیاژهای NiTi55 و NiTi50[22]
منحنی های تنش کرنش کششی برای NiTi55 و NiTi50 در حالت HT-1 در شکل a,b21-2 نشان داده شده است. قسمت Plateau کشش در نمونه پیرشده بین oC400 و oC600 کاملاً مشخص است و در oC700 بسیار کوچک می شود و در oC800 تقریباً از بین می رود. به علاوه با افزایش دما از 400 تا oC700 تنش آغاز کننده منطقه Plateau افزایش می یابد. محدوده معمول کرنش برای قسمت Plateau %5-1 و کرنش برگشت پذیر بیشتر از %4-3 است.
شکل21-2 منحنی های تنش کرنش کششی تحت عملیات HT-1 برای نمونه های a) NiTi55 و b) NiTi50[22].
با دقت در شکل a21-2 ملاحظه می شود که در نمونه پیرشده در دمای oC500 استحکام بالا (کمی بیشتر از MPa1000) و داکتیلیتی بالا(%15) بدست آمده است. که به نظر می رسد دمای مناسبی برای بدست آوردن استحکام و داکتیلیتی بالا می باشد.
در شکل b21-2 که برای نمونه NiTi50 رسم شده است ملاحظه می شود که اولین اثر آنیل کردن کاهش تنش Plateau از 400 به حدود MPa 300-250 می باشد و داکتیلیته نیز افزایش یافته است. درحالات ذکر شده زمان عملیات حرارتی 1 ساعت است که تا حدودی کم است. در ادامه به بررسی عملیات حرارتی نمونه ها در زمان های نسبتاً طولانی تر پرداخته می شود.
منحنی تنش کرنش مربوط به نمونه های NiTi55 و NiTi50 که تحت عملیات HT-2,3 قرار گرفته اند در شکل a,b22-2 نشان داده شده است. پیرسازی برای زمان طولانی تر به طور معمول تنش آغاز منطقه Plateau را کاهش می دهد. در حالی که باعث افزایش داکتیلیته در حدود %5-2 می شود. اما نرخ کارسختی بعد از منطقه Plateau مشابه نمونه پیرشده در زمان کمتر (h1) است(شکل a22-2).
شکل22-2 منحنی های تنش کرنش کششی برای NiTi55 تحت عملیات HT-2,3 در شرایط a)تک مرحله ای و b) دومرحله ای[22].
در نمونه هایی که در دومرحله پیر شده اند، علاوه بر اینکه تنش شروع منطقه Plateau کاهش یافته است، استحکام کششی تقریباً مشابه با نمونه پیرشده تک مرحله ای در h5 باقی می ماند. به علاوه شیب منطقه Plateauدر دو مرحله ای افزایش می یابد(شکل b22-2).
شکل a23-2 اطلاعات تنش کرنش را برای فشار و کشش در نمونه NiTi55 نشان می دهد که ابتدا در شرایط h1/ oC1100 عملیات محلولی شده است و در آب کوئنچ شده است و سپس برای h24 در دماهای 800،700،600 پیر شده است. منحنیهای کششی نشان می دهد که ماده به شدت ترد شده است و استحکام ان پایین آمده است . بنابراین برای کاربردهای SE مناسب نیست.
در مورد آلیاژ NiTi55 پیرسازی در 800،700،600 درجه سانتیگراد منجر به رسوب و رشد فازهای به ترتیب Ni3Ti2+Ni4Ti3 و Ni3Ti+Ni3Ti2 و Ni3Ti می شود. ضمن اینکه تست فشار داکتیلیتی خوبی نزدیک %20 و استحکام بیشتر از GPa2 را نشان می دهد. تصاویر این نمونه ها در شکل b,c,d23-2 نشان داده شده است. شکل b,c23-2 رسوبات رشد کرده و دانه را بزرگتر کرده اند. در حالی که در شکل c35 مرزدانه های چهارگوش و رسوبات داخل دانه های Ni3Ti و مناطق بدون رسوب (PFZ26) ریز می شود.
شکل23-2 a)منحنی تنش کرنش فشاری و کششی برای نمونه NiTi55 عملیات محلولی شده و پیرشده برای h24. اطلاعات کشش به صورت بزرگ شده نشان داده شده است. تصاویر نمونه های NiTi55 که ابتدا عملیات محلولی شده و سپس در زمان h24 و دردماهای b) oC600، c) oC700 و d) oC800 پیرشده اند. در شکل b و c رسوبات بسیار بزرگ کل دانه را فراگرفته اند. در شکل d مرز دانه به صورت بلوکی شکل است و رسوبات Ni3Ti سوزنی شکل در داخل دانه تشکیل شده اند و منطقه PFZ در نزدیکی مرزهای دانه

مطلب مرتبط :   منابع پایان نامه درموردEducation، evaluation، Reza Shah

دیدگاهتان را بنویسید