ا ئ research paper ت ، : ( } u 3 ر o o } 4 µ À effect of ... · citation: javadzadeh...

Autumn 2018, Volume 21, number 3

176

Spring 2016, Volume 19, Number 1METALLURGICAL ENGINEERING The Journal of Iranian Metallurgical and Materials Engineering Society

http:metalleng.ir/4

Hot deformation of an extruded Mg–10Li–1Zn alloy was studied by compression testing in the temperatures range of 250-450˚C and strain rates of 0.001–0.1s−1. During hot compressive deformation of the Mg-10Li-1Zn alloy, flow stress curves reach a maximum value and then reach a steady state which is indicative of the occurrence of dynamic recrystallization. Be-cause of the activation of softening mechanisms at higher temperatures and lower strain rates, this phenomenon is more pronounced at lower temperatures and higher strain rate. The flow stress of the Mg–10Li–1Zn alloy at elevated tempera-tures was modeled via an Arrhenius-type constitutive equation. The values for the activation energy of about 103 kJ mol–1 and the power-law stress exponents in the range of 5.2–6.0 obtained from the Arrhenius-type model indicate that the domi-nant mechanism during hot deformation of the Mg–10Li–1Zn alloy is dislocation climb which is controlled by the lattice self-diffusion of Li atoms.Key words: Mg-Li alloys, Hot deformation, Constitutive equations

A B S T R A C T

Citation: Shalbafi M, Roumina R, Mahmudi R. The Study of Hot Deformation Behavior of an Mg-10Li-1Zn Alloy by Arrhenius Constitutive Equations. Metallurgical Engineering. 2016; 19(1):4-12. http://dx.doi.org/10.22076/me.2017.27135.1030

: : http://dx.doi.org/10.22076/me.2017.27135.1030

* Corresponding Author:Reza Roumina, PhDAddress: School of Metallurgy and Materials Engineering, University of Tehran, Tehran, Iran.Tel: +98 (21) 82084097E-mail: [email protected]

Research PaperThe Study of Hot Deformation Behavior of an Mg-10Li-1Zn Alloy by Arrhenius Constitutive Equations

1. MSc., School of Metallurgy and Materials Engineering, University of Tehran, Tehran, Iran. 2. Assistant Professor, School of Metallurgy and Materials Engineering, University of Tehran, Tehran, Iran.3. Professor, School of Metallurgy and Materials Engineering, University of Tehran, Tehran, Iran.

Mostafa Shalbafi1, *Reza Roumina2, Reza Mahmudi3

* Corresponding Author:Faezeh Javadzadeh Kalahroudi, MSc studentAddress: School of Metallurgy and Materials Engineering, University of Tehran, Tehran, Iran.Tel: +98 (9366707702) E-mail: [email protected]

Research PaperEffect of Severe Plastic Deformation by High Pressure Torsion on the Microstructure, Me-chanical Properties and Pseudoelastic Behavior of the Fe-10Ni-7Mn (wt.%) Steel after Inter-critical Annealing treatment

*Faezeh Javadzadeh Kalahroudi1, Hamidreza Koohdar2, Hasan Shirazi3, Hamidreza Jafarian4, Mahmoud Nili-Ahmadabadi5

1- MSc student, School of Metallurgy and Materials Engineering, University of Tehran, Tehran, Iran. 2- PhD, School of Metallurgy and Materials Engineering, University of Tehran, Tehran, Iran. 3- PhD, School of Metallurgy and Materials Engineering, Tohoku University, Tokyo, Japan.4- Assistant Professor, School of Metallurgy and Materials Engineering, Iran University of Science and Technology, Tehran, Iran.5- Professor, School of Metallurgy and Materials Engineering, University of Tehran, Tehran, Iran.

Citation: Javadzadeh Kalahroudi F, Koohdar H, Shirazi H, Jafarian H, Nili-Ahmadabadi M. Effect of Severe Plastic Deformation by High Pressure Torsion on the Microstructure, Mechanical Properties and Pseudoelastic Behavior of the Fe-10Ni-7Mn (wt.%) Steel after Intercritical Annealing treatment. Metallurgical Engineering 2018: 21(3): 176-186 http://dx.doi.org/10.22076/me.2018.91387.1201

doi : http://dx.doi.org/10.22076/me.2018.91387.1201

A B S T R A C T

In this research, the effect of severe plastic deformation by high pressure torsion process on the microstructure, mechani-cal properties and pseudoelastic behavior of the Fe-10Ni-7Mn (wt.%) alloy after annealing at intercritical temperatures was investigated. The results revealed that applying high pressure torsion process for 20 turns on the solution annealed specimen and intercritical annealed samples at two different temperatures, 580 and 600°C for 2 hours, caused reasonable ductility with significant increase in micro-hardness, ultimate tensile strength and reduced grain size to nanometer. Phase evaluation by XRD and EBSD analysis showed that high pressure torsion process led to reverse transformation of martensite to austenite in solution annealed specimen and austenite to martensite transformation in the intercritical annealed samples. Among studied samples conducted in this research, the intercritical annealed sample at 600°C and subsequently deformed by high pressure torsion, revealed the most significant mechanical properties. Moreover, in this sample due to the higher fraction of austenite, fine grain size and high tensile strength,and easier reversible movement of the fcc/hcp interface, more amount of pseudoelas-ticity was achieved in comparison to the others samples.

The d-spacing of the specimen without heat treatment, calculated byX-Ray Diffraction,had a little increase due to cluster-ing. In addition, the surface morphology by optical microscope confirmed this behavior of Cu–Ni alloys in the different heat treatment.

Keywords: Fe-10Ni-7Mn (wt.%) Low carbon martensitic steel, High pressure torsion, Intercritical annealing in the dual-phase region, Mechanical properties, Psuedoelastic behavior.

پاییز 1397 . دوره 21 . شماره 3

177

* نویسنده مسئول:مهندس فائزه جوادزاده کلهرودی

نشانی: تهران، دانشگاه تهران، پرديس دانشکده هاي فني، دانشکده مهندسی متالورژی و مواد.تلفن: )9366707702( 98+

[email protected] :پست الکترونیکی

تاثیر انجام تغییرشکل پالستیک شدید به روش پیچش تحت فشار باال بر ریزساختار، خواص مکانیکی و رفتار سودواالستیسیته فوالد Fe-10Ni-7Mn (wt.%) آنیل شده در منطقه دو فازی

آستنیت-فریت

*فائزه جوادزاده کلهرودی1، حمیدرضا کوه دار2، حسن شیرازی3، حمیدرضا جعفریان4، محمود نیلی احمدآبادی5

1- دانشجوی کارشناسی ارشد، دانشکده مهندسی متالورژی و مواد، پرديس دانشکده هاي فني، دانشگاه تهران، تهران، ايران. 2- فارغ التحصیل دکتری ،دانشکده مهندسی متالورژی و مواد، پرديس دانشکده هاي فني، دانشگاه تهران، تهران، ايران.

3- فارغ التحصیل دکتری مهندسی متالورژی و مواد، دانشگاه توهوکو، توکیو، ژاپن. 4- استاديار، دانشکده مهندسی متالورژی و مواد، دانشگاه علم و صنعت ايران، تهران، ايران.

5- استاد، دانشکده مهندسی متالورژی و مواد، پرديس دانشکده هاي فني، دانشگاه تهران، تهران، ايران.

چکیده

در پژوهش حاضر، تاثیر تغییرشکل پالستیک شديد به روش پیچش تحت فشار باال به همراه آنیل در منطقه دو فازی فريت-آستنیت بر ريزساختار، خواص مکانیکی و سودواالستیسیته فوالد مارتنزيتی کم کربن Fe-10Ni-7Mn (wt.%) مورد بررسی قرار گرفت. بدين منظور نمونه ها در سه حالت پس ازآنیل محلولی و آنیل هم دما در دماهای C°580 و 600 به مدت 2 ساعت در معرض فرآيند پیچش تحت فشار باال قرار گرفتند. نتايج حاکی از آن است که اعمال 20 دور فرآيند پیچش تحت فشار باال بر نمونه های

آنیل محلولی و آنیل شده موجب بهبود چشم گیر سختی و استحکام نهايی، کاهش اندازه دانه به ابعاد نانومتری و دستیابی به چکش خواری مطلوب شده است. بررسی های فازی نشان داد که فرآيند پیچش تحت فشار باال موجب رخداد دگرگونی معکوس مارتنزيت به آستنیت در نمونه آنیل محلولی و دگرگونی آستنیت به مارتنزيت در نمونه های آنیل شده در منطقه دوفازی آستنیت-فريت شده است. در مقايسه سه نمونه مورد مطالعه، نمونه آنیل شده در دمای C°600 و سپس فرآوری شده با فرآيند پیچش تحت فشار باال، سختی مطلوبتر با بیشترين میزان يکنواختی و همچنین استحکام نهايی و تغییرطول تا شکست بهینه ای نسبت به دو نمونه ديگر ارائه داد. به دلیل درصد آستنیت بیشتر موجود در ريزساختار اين نمونه، اندازه دانه کوچک و استحکام نهايی بیشتر، امکان حرکت برگشت پذير فصل مشترک فازهای آستنیت و مارتنزيت اپسیلن بهتر مهیا شد و در

نتیجه میزان سودواالستیک به دست آمده از اين نمونه نسبت به دو حالت ديگر اندکی بیشتر بوده است.

واژه هاي کلیدی: فوالد مارتنزيتی کم کربن Fe-10Ni-7Mn (wt.%)، پیچش تحت فشار باال، آنیل در منطقه دو فازی، خواص مکانیکی، رفتار سودواالستیسیته.

1. مقدمه

باال، بسیار استحکام دلیل به Fe-10Ni-7Mn (wt.%) فوالد قابلیت جوشکاری عالی، عملیات حرارتی ساده و سهولت در استحکام قرار گرفته است.]1, 2[. توجه ساخت قطعه مورد اين فوالد طی فرآيند پیرسازی و تشکیل رسوبات بین فلزی بسیار ريز θ-NiMn fct در ساختار مارتنزيتی به شدت افزايش می يابد]3[. همچنین اين آلیاژ به علت دگرگونی آستنیت به در حین حرارت دهی )hcp2 )با ساختار اپسیلن1 مارتنزيت باربرداری در حین آستنیت به اپسیلن مارتنزيت برگشت و

1. Epsilon

2. Hexagonal close packed

مناسب سودواالستیسیته3 و حافظه داری خاصیت دارای است]4, 5[. مورفولوژي مارتنزيت در اين فوالد از نوع اليه اي4 است. مارتنزيت اليه اي در فوالدهاي کم کربن تشکیل مي شود و کريستالوگرافي آن مورد بررسي وسیع قرار گرفته است]6[. نرم درون دانه ای آنیل محلولی شکست اين فوالد در حالت داشته اما در شرايط پیرسخت شده از شکست ترد مرزدانه ای در امتداد مرزدانه های آستنیت اولیه رنج می برد]7, 8[. برای بهبود تردی و افزايش چکش خواری اين فوالد پس از پیرسازی، اندازه دانه از: 1( کاهش ارائه شده که عبارتند راه حل هايی آستنیت: ريزدانه شدن ساختار باعث افزايش مرزدانه ها شده

3. Pseudoelasticity

4. Lath

178

تاثیر انجام تغییرشکل پالستیک شدید به روش پیچش تحت فشار باال بر ریزساختار، خواص مکانیکی و رفتار ...پاییز 1397 . دوره 21 . شماره 3

مرزدانه ها مهاجرت از و می دهد افزايش را ساختار انرژی و جلوگیری می نمايد. برای دست يابی به اين ويژگی، روش هايی تغییرشکل تغییرشکل و اعمال آلیاژی، افزودن عناصر مانند )2 گرفته اند]9-12[. قرار آزمايش مورد شديد5 پالستیک ايجاد آستنیت برگشتی: مکانیزم های ايجاد آستنیت برگشتی و برشی باندهای تشکیل آدياباتیک، دادن حرارت شامل با مارتنزيت از آستنیت تشکیل موضعی، دمای افزايش آنیل در منطقه دو فازی آستنیت- نیز مکانیزم جابجايی6 و

عملیات قبیل از روش هايی نیز زمینه اين در است. فريت حرارتی و تغییرشکل پالستیک شديد توسط محققان پیشنهاد

شده اند]13-15[.با زيرا است. مهم پديده يک برگشتی آستنیت حضور وجود اينکه ساختار کريستالی آستنیت برگشتی و باقی مانده با آستنیت اين ذات و تشکیل مکانیزم اما است يکسان براساس باشد]13[. متفاوت می تواند باقی مانده آستنیت دوفازی درناحیه شده تشکیل آستنیت پیشین، مطالعات آلیاژ در 570-640°C دمايی محدوده در آستنیت-فريت است]5[. پايدار اتاق دمای در Fe-10Ni-7Mn (wt. %)

با مکانیزم های متعددی شامل نفوذ دگرگونی فازی می تواند کوتاه دامنه يا جوانه زنی و رشد فاز جديد با نفوذ بلند دامنه، درهم آمیختن اتم ها، توده ای شدن يا مکانیزم برشی رخ دهد. رخداد هريک از اين مکانیزم ها بسته به ترکیب آلیاژها و نرخ ]16[ همکارانش و کوه دار دارد]14[. اعمالی حرارت دهی نشان دادند که دگرگونی معکوس در حین گرمايش پیوسته با نرخ C/s°20 و آنیل همدما در دمای C°580 از طريق مکانیزم از اختالف ضريب نفوذ عناصر نیکل و نفوذی ترکیبی ناشی منگنز در درون و فصل مشترک فازهای مارتنزيت و آستنیت گرمايش حین در دگرگونی اين حالی که در می شود. انجام پیوسته با همان نرخ و آنیل همدما در دمای C°600 از طريق دو مکانیزم متوالی برشی و نفوذی کنترل می شود. همچنین جهت بهینه زمان ساعت، 2 آنیل زمان که شد داده نشان دستیابی به بیشترين میزان آستنیت باقی مانده است. دانه های بلوری ايجاد شده در هر دو دما دارای جهت گیری آستنیت K-S7 با زمینه مارتنزيت مجاور خود هستند. براساس گزارشات

به نفوذی از مکانیزم استحاله تشکیل آستنیت انتقال دمای حاکی پیشین است]14[.مطالعات 585°C حدود مارتنزيتی از آن هستند که ريزدانگی در اين فوالد از طريق فرآيندهای تغییرشکل پالستیک شديد همراه با دگرگونی فازی مارتنزيت رخ تغییرشکل تحت معکوس دگرگونی به دلیل آستنیت به نورد اعمال %60 که داد نشان آنالیزها نتايج می دهد]17[. سرد نیروی محرکه الزم برای دگرگونی معکوس مارتنزيت به

آستنیت را تامین می کند]15[.

5. Severe plastic deformation (SPD)

6. Displacive

7. Kurdjamov-Sachs

تغییرشکل فرآيندهای از متعددی روش های تاکنون در پرس شديد8]9[، سرد نورد مانند شديد پالستیک با تکرارشونده نورد و زاويه دار9]11[ مقطع هم کانال های انجام فوالد اين برروی انحنادار10]10[ و صاف غلتک های است. فوالد شده اين مکانیکی بهبود خواص و موجب شده فرآيند پیچش تحت فشار باال11 يکی ديگر از انواع فرآيندهای تغییرشکل پالستیک شديد است که در آن نمونه به صورت همزمان تحت فشار بسیار باال و کرنش پیچشی قرار می گیرد و در نتیجه اين تغییرشکل، ساختار بسیار ريزدانه در ماده ايجاد می شود]18, 19[. نتايج تحقیقات برروی آلیاژهای پايه آهن گوناگون نشان می دهد که در تعداد دور های پايین، ريزساختار مشاهده ديسک شعاع امتداد در غیريکنواختی سختی و نابجايی ها می شود. در لبه های ديسک به علت چگالی باالی و ريزدانگی متمرکز، سخت شوندگی بیشتری حاصل می شود. يافته و در افزايش افزايش دورهای فرآيند با میزان همگنی تعداد دور باال سختی در مرکز نسبت به لبه فقط اندکی کمتر است]20[. فرآيند پیچش تحت فشار باال منجر به بهبود قابل مالحظه ای در ريزساختار و کاهش اندازه دانه ]21[ و افزايش می شود]22, قابل قبولی انعطاف پذيری با همراه استحکام پايه آلیاژهای بر شده انجام آزمايشات اين، بر عالوه .]23 ]24[ ′α → γ آهن مختلف، رخداد دگرگونی فازی معکوس γ را در اثر اعمال → ε→ ′α و دگرگونی مارتنزيتی با توالی

فرآيند پیچش تحت فشار باال تايید می نمايد]20, 21, 25[.مربوط Fe-Mn-Ni آلیاژهای در خاصیت سودواالستیک به تبديل مارتنزيتی بین فازهای آستنیت و مارتنزيت اپسیلن کششی سیکل حین در سودواالستیک، خاصیت در است. هیسترزيس حلقه يک با نمونه شکل باربرداری، بارگذاری- خود اولیه حالت به صفر کرنش نقطه تا خود مسیر در می دهد، رخ اتاق دمای در رفتار اين که زمانی بازمی گردد. با وجود اينکه دمای آزمايش زير دمای آغاز تبديل معکوس fcc/hcp مارتنزيت است، حرکت برگشت پذير فصل مشترکوجود حافظه داری خاصیت تشکیل الزمه می شود. نامیده آستنیت در ساختار است تا به مارتنزيت اپسیلن تبديل شود. نابجايی های لغزش با اپسیلن مارتنزيت به آستنیت تبديل انجام می شود. در فاز آستنیت در کنار لغزش جزئی شاکلی تغییرشکل پالستیک مکانیزم های ديگر نابجايی های کامل، مثل دوقلويی مکانیکی يا تشکیل مارتنزيت اپسیلن می تواند حین کرنش دهی رخ دهد]5[. گزارش شده است که انرژی برای بحرانی حد 12 mJ/m2 از کمتر شدن12 چیده نقص آلیاژهای در اپسیلن مارتنزيت به آستنیت تبديل امکان آلیاژ در شدن چیده نقص انرژی مقدار است. آهن پايه 8. Severe cold rolling

9. Equal channel angular pressing (ECAP)

10. Repetitive corrugation and straightening by rolling (RCSR)

11. High pressure torsion (HPT)

12. Stacking Fault Energy (SFE)


179

فائزه جوادزاده کلهرودی و همکاران: 176-186

10 mJ/m2 توسط قاسمی و همکاران]26[ حدود Fe-10Ni-7Mn

محاسبه شد که نشان دهنده احتمال رخداد تبديل ذکر شده در اين آلیاژ است.

در تحقیقات گذشته، عملیات آنیل در منطقه دوفازی و همچنین فرآيندهای گوناگون تغییرشکل پالستیک شديد بر خواص و ريزساختار بهبود موجب و شده انجام فوالد اين عملیات تاثیر حاضر پژوهش در گشته است. فوالد مکانیکی فرآيند همراه به آستنیت-فريت فازی دو منطقه در آنیل پیچش تحت فشار باال بر ريزساختار، بهبود خواص مکانیکی و Fe-10Ni-7Mn (wt. %) همچنین رفتار سودواالستیسیته فوالد

مورد بررسی قرار گرفته است.

2. مواد و روش تحقیقFe-10Ni-7Mn (wt. %) در اين تحقیق از فوالد کم کربن مارتنزيتی

آورده شده در جدول1 آلیاژ شیمیايی ترکیب شد. استفاده آرگون در آل یاژ در کوره قوس ي تحت گاز محافظ اين است. HPT قالب مس ي آبگرد ريخته گري شد. نمونه ها قبل از فرآيندو 580°C دمای دو در آستنیت-فريت فازی دو منطقه در در نمونه ها شدند. ضخامت آنیل ساعت 2 مدت به 600°C

نرخ گرمايش مورد نظر تا 2 در نظر گرفته شد mm حدود آنیل محلولی، نمونه ها در سه حالت )C/s°20( حاصل شود. آنیل هم دما در C°580 به مدت 2 ساعت و آنیل هم دما در C°600 به مدت 2 ساعت، به شکل ديسک های کوچکی با قطر

mm 10 و ضخامت mm 0/8 آماده شدند. فرآيند HPT با فشار

اعمالی GPa 6، سرعت دوران 1 دور بر دقیقه13و برای تعداد 20 دور در دمای اتاق انجام شد. )برای سهولت در نگارش، نمونه 600°C 580 و آنیل شده در°C آنیل محلولی، آنیل شده دربه ترتیب با عناوين IA 580 ،SA و IA 600 و پس از اعمال IA600 + HPT و IA 580 + HPT ،SA+HPT فرآيند با عناوين فازی و ريزساختاری بررسی منظور به شدند(. گذاری نام استفاده با ايکس14 پرتو پراش آنالیز از حاصل، نمونه های و 40-100° محدوده در 2θ دامنه و مس Kα پرتو از پراش آشکارساز به مجهز روبشی الکترونی میکروسکوپ الکترون برگشتی15 بهره گرفته شد. سختی سنجی به روش 10 s 100 و زمان تاخیر gf میکروسختی ويکرز با بار اعمالیانجام شد. اندازه گیری سختی در راستای قطری ديسک ها با

13. round per minute (rpm)

14. X-ray diffraction (XRD) Pattern

15. Electron Backscatter Diffraction (EBSD)

اثر 7 نقطه هر در شد. انجام نقطه دو بین 1 mm فاصله میانگین گیری از شده گزارش مقدار و شد محاسبه سختی 5 نقطه اثر سختی به دست آمد. نمونه های کشش با ضخامت 2/5 mm 10 در فاصله mm 2 و طول mm 0/5، پهنای mm

از مرکز ديسک ها با استفاده از دستگاه وايرکات بريده شدند. آزمون کشش توسط دستگاه سنتام در دمای محیط، با سرعت حرکت فک mm/min 0/05 و نرخ کرنش s-1 4-10×5 صورت گرفت. بررسی رفتار سودواالستیسیته و هیسترزيس کرنشی دمای در بارگذاری-باربرداری سیکلی آزمون از استفاده با mm/min فک با سرعت حرکت سنتام دستگاه توسط اتاق آزمون، اين برای استفاده مورد نمونه های شد. انجام 0/05در ابعادی مشابه با آزمون کشش بريده و آماده سازی شدند. برای محاسبه میزان سودواالستیسیته به دست آمده، از رابطه

گزارش شده در پژوهش گذشته کمک گرفته شد]16[.

3. نتایج و بحثبررسی ریزساختار

شکل1 الگوی پراش پرتو ايکس مربوط به نمونه در حالت آنیل محلولی را نشان می دهد. براساس الگوی پراش حاصل، نمونه در حالت آنیل محلولی فقط دارای پیک های آهن با ساختار تماما ساختاری و است )مارتنزيت( مرکزدار مکعب بلوری مارتنزيتی دارد. پس از آنیل در منطقه دوفازی، ريزساختار از حالت تک فاز مارتنزيتی به حالت دوفازی مارتنزيت -آستنیت تبديل می شود. مطالعات پیشین نشان داده است که آستنیت حاصل از آنیل همدما در دمای C°600 با ترکیبی از مکانیزم ايجاد نفوذی با مکانیزم 580°C نفوذی و برشی و در دمای

جدول1. ترکیب شیمیايی نمونه اولیه برحسب درصد وزنی.

شکل1. الگوی پراش پرتو ايکس در حالت آنیل محلولی.

180


نشان حاصل پیک های شدت محاسبات همچنین، می شود. می دهد که درصد آستنیت باقی مانده پس از آنیل در دمای

C°600 و 580 به ترتیب %40 و %35 است]16[.

شکل2 )الف-پ( الگوی پراش پرتو ايکس را برای نمونه در به همراه HPT اعمال از حالت های IA 580،SA وIA 600 پس کسرحجمی فازهای به دست آمده نشان می دهد. براساس نمودار، در حالت SA+HPT تمام پیک ها مربوط به مارتنزيت است و هیچ XRD آنالیز ديگر، طرف از نمی شود. مشاهده آستنیتی پیک مربوط به نمونه های IA 580 وIA 600 و فرآوری شده با فرآيند ، آستنیت ′α HPT )شکل2- ب و پ( دارای سه فاز مارتنزيت

و مارتنزيت ε هستند. عالوه بر پیک های مربوط به فاز مارتنزيت ،)220( ،)200( ،)111( صفحات به مربوط پیک پنج ،) ′α ()311( و )222( فاز آستنیت و دو پیک مربوط به صفحات )101(

براساس می شود. مشاهده )ε( اپسیلن مارتنزيت فاز )102( و شدت پیک های حاصل، درصد اين فازها محاسبه گرديد.

براساس تحقیقات گذشته]16[، اندازه دانه با روش رسم خطی با استفاده از تصاوير EBSD به دست آمد که در حالت IA 5805/5 و در حالت های μm اندازه دانه میانگین حدود SA

μm 4/9 و 3/9 محاسبه گرديد. شکل ترتیب به IA و 600 3 تصوير EBSD نمونه در حالت آنیل محلولی قبل و پس از نمايان گر نشان می دهد. خطوط سیاه را HPT فرآيند اعمال مرزهای نشان گر قرمز خطوط و بزرگ زاويه16 مرزهای کوچک زاويه17 هستند. همچنین، فاز مارتنزيت و آستنیت به ترتیب با رنگ های صورتی و سبز مشخص شده اند. مطابق با

16. High angle grain boundary (HAGB)

17. Low angle grain boundary (LAGB)

شکل2. الگوی پراش پرتو ايکس در حالت های الف( SA+HPT ب( IA 580 + HPT پ( IA 600 + HPT به همراه کسرحجمی فازهای مختلف به دست آمده.

.SA+HPT )ب SA )نمونه در حالت الف EBSD شکل3. تصوير


181


نتايج XRD، در حالت آنیل محلولی ريزساختار تماما مارتنزيتی است. عالوه براين، انبوه مرزهای کوچک زاويه درون دانه های اولیه حاکی از مرز اليه ها و بلوک ها در مارتنزيت اليه ای است براساس است. نابجايی جنس از خود اليه ای مارتنزيت که شکل 3-ب، پس از اعمال فرآيند HPT، کسر بااليی از مرزهای شامل ريزساختار و شده تبديل بزرگ زاويه به کوچک زاويه دانه های کشیده شده مارتنزيت در راستای جهت برش اعمالی در حین کرنش دهی و همچنین دانه های هم محور می گردد. 190 nm حالت اين در شده محاسبه میانگین دانه اندازه

SA حالت با مقايسه در را قابل توجهی ريزدانگی که است )μm 5/5( نشان می دهد.از سوی ديگر، تصوير فازی در حالت SA+HPT حاکی از وجود درصد کمی آستنیت، در حدود %4،

HPT اعمال از پس فوالد ساختار در اولیه مرزدانه های در است. وجود حتی اين مقدار اندک آستنیت ثابت می کند که اعمال فرآيند HPT نیروی محرکه الزم برای دگرگونی معکوس مارتنزيتی را در حین تغییرشکل تامین می کند. همانطور که اشاره شد، پژوهش های اخیر نیز وجود فاز آستنیت را در اين

آلیاژ پس از 60% نورد سرد تايید کرده اند]4, 15[.به اعمالی مکانیکی کار از بخشی HPT فرآيند در حین حرارت تبديل می شود که موجب افزايش دمای نمونه می گردد. کالزيوس- رابطه براساس سندان ها فشار اين، بر عالوه

تعادلی دمای در چشم گیری کاهش موجب کاليپرون]24[ دگرگونی فازها می شود. از طرف ديگر، مارتنزيت اليه ای دارای چگالی بااليی از نابجايی ها بوده و در حین دگرگونی معکوس بخشی از انرژی نابجايی ها در نتیجه تشکیل آستنیت آزاد می شود. همه ی اين عوامل منجر به تامین انرژی فعال سازی الزم و تسهیل در رخداد دگرگونی معکوس مارتنزيت به آستنیت

می گردند. اندازه دانه بسیار کوچک فاز آستنیت در ساختار، احتمال تفکیک اين فاز در آنالیز XRD را به شدت کم می کند. از سوی ديگر، تشخیص درصدهای فازی کمتر از 5% توسط آنالیز XRD ممکن نیست. از اين رو پیک های فاز آستنیت در الگوهای پراش مشاهده نشده اما در تصاوير EBSD قابل رويت

است.IA600 + HPT و IA 600نمونه در حالت EBSD شکل 4 تصوير

، آستنیت و ′α را نشان می دهد. در شکل، فازهای مارتنزيت مارتنزيت ε به ترتیب با رنگ های صورتی و سبز و زرد مشخص شده اند. پیش از اعمال فرآيند HPT، کسر حجمی بااليی از فاز آستنیت در زمینه مارتنزيتی قابل مشاهده است. پس از اعمال فرآيند، مطابق با نتايج XRD، ريزساختار از سه فاز مارتنزيت ، آستنیت و مارتنزيت ε تشکیل شده است. عالوه بر اين، ′α

کسر بااليی از مرزهای کوچک زاويه به بزرگ زاويه تبديل شده شده است. تشکیل هم محور دانه های از عمدتا ريزساختار و گرديد. محاسبه 230 nm حدود حالت اين در دانه اندازه فرآيند آستنیتی تحت فوالدهای بر انجام شده پژوهش های را SPD حین مارتنزيت به آستنیت دگرگونی رخداد ،HPT

تايید می نمايد]25, 27[. توالی دگرگونی مارتنزيتی به صورت γ است. فاز آستنیت در ابتدا به مارتنزيت اپسیلن → ε→ ′α

می شود]23[. تبديل ′α مارتنزيت به کرنش افزايش با و فاز به مستقیما آستنیت فاز از عمده ای بخش همچنین

α′ تبديل می شود]20[. مارتنزيت

بررسی خواص مکانیکینمونه ها در تغییرات میکروسختی در راستای قطری شکل5

.IA 600 + HPT )ب IA 600 )نمونه در حالت الف EBSD شکل4. تصوير

182


حالت های مختلف را نشان می دهد. به طورکلی، اعمال فرآيند HPT سختی را به صورت چشم گیری افزايش می دهد. در حالت

آنیل محلولی، اعمال 20 دور فرآيند سختی را از مقدار اولیه 275 ويکرز به مقدار نهايی 670 ويکرز در لبه ها می رساند. در باالتر اعمال شده به لبه های دورهای آغازين فرآيند، کرنش بیشتر ريزدانگی و نابجايی ها باالتر چگالی موجب نمونه ها، شده و سختی نسبت به مرکز افزايش شديدتری می يابد. در ادامه به تدريج سختی در لبه ها نیز بهبود می يابد تا ساختار به همگنی می رسد. پس از 20 دور، مقدار سختی محاسبه شده در راستای قطر نمونه ها تقريبا همگن و يکنواخت شده است. IA580 + HPT نمونه در لبه و مرکز بین ناهمگنی میزان

SA + HPT نسبت به بقیه بیش تر است در حالی که در نمونه های قابل همگنی مرکز، از 2 mm فاصله از IA 600 + HPT و لبه ها در نهايی سختی مقادير است. ايجاد شده مالحظه ای ترتیب به IA 600 + HPT و IA580 + HPT حالت دو در 725 و 695 ويکرز به دست آمد. سختی زمانی به حالت اشباع می رسد که افزايش آن در نتیجه تجمع نابجايی ها و کاهش

آن به دلیل بازيابی و تبلورمجدد به حالت تعادل برسد]21[. ،EBSD با بررسی دقیق تر محاسبات میکروسختی و تصاويرمی توان دريافت که اعمال فرآيند HPT، در شرايطی که فشار می تواند باشند، زياد کافی اندازه به برشی کرنش و اعمالی منجر به ريزساختار همگن با خواص مطلوب شود. مشاهدات مشابهی در رابطه با اعمال HPT برای آهن خالص پس از 5 دور]22[، فوالد آستنیتی زنگ نزن L 316 پس از 20 دور ]20[

و فوالد SUS 316 LN پس از 5 دور]21[ گزارش شده است. و قبل نمونه های در مهندسی تنش-کرنش نمودارهای بعد از فرآيند HPT به ترتیب در شکل 6 الف و ب آورده شده است. در حالت آنیل محلولی مقادير استحکام تسلیم و نهايی به دست آمده به هم نزديک هستند و کرنش سختی کمی به نابجايی ها در مارتنزيت مشاهده می شود باالی دلیل چگالی درحالی که به علت زمینه نرم، 15% تغییرشکل غیريکنواخت

نتايج میانگین براساس می خورد. چشم به نمونه اين در به دست آمده از آزمايش کشش می توان بیان کرد که نمونه آنیل شده در دمای C°580 استحکام نهايی بیشتر و تغییرات نشان 600°C دمای در شده آنیل به نسبت کمتری طول پايین تر دمای در شدن آنیل دلیل به می تواند که می دهد و همچنین درصد آستنیت تشکیل شده کمتر در نمونه580 IA باشد. با مقايسه نمونه های مختلف می توان دريافت که با وجود اينکه در حالت های IA 580 و IA 600 میزان تغییرات اعمال از پس اما است، محلولی آنیل حالت از بیشتر طول فرآيند HPT چکش خواری در سه حالت تقريبا مشابه می شود و حتی در نمونه آنیل محلولی مقادير به دست آمده تا حدودی می تواند پديده اين علت است. بیشتر ديگر حالت دو از HPT تبديل آستنیت حاصل از عملیات آنیل در حین فرآيندهمچنین و IA 600 و IA 580 نمونه دو در مارتنزيت به SA نمونه در HPT فرآيند حین در برشی آستنیت ايجاد باشد. بر اساس پژوهش های صورت گرفته، تشکیل آستنیت SPD موجب بهبود چکش خواری برشی در حین فرآيندهای

می شود]28[.بهبود استحکام به دست آمده پس از فرآيند HPT به چگالی باالی نابجايی ها، مقادير باندهای برشی زياد و همچنین اندازه دانه فوق ريز مرتبط است. در اين حالت، مکانیزم ريزدانگی شامل تشکیل و تکامل ساختار سلولی نابجايی است که اندازه آن در ناجهتی افزايش تنش کاهش می يابد. تجمع با فرآيند حین بین سلول های نابجايی مجاور يکديگر همراه با کاهش اندازه میانگین سلول ها رخ می دهد و موجب تبديل تدريجی ساختار سلولی نابجايی به دانه های فرعی با مرزهای کوچک زاويه و در ادامه دانه های فوق ريز با مرزهای بزرگ زاويه می گردد]29[. IA 600 + HPT نمونه مطالعه، مورد حالت سه مقايسه با

سختی مناسب با بیشینه يکنواختی را در سراسر قطر نمونه به نسبت نمونه اين نهايی استحکام ارائه می دهد. همچنین دو نمونه ديگر شرايط بهتری را داراست و چکشخواری قابل بهینه می توان اين خواص توجیه ارائه می دهد. در را قبولی به ريزساختار سه فازی با دانه های هم محور و همچنین میزان

بیشتر فاز آستنیت موجود در اين نمونه اشاره کرد.

بررسی خاصیت سودواالستیسیتهبارگذاری- درحین سیکلی تنش-کرنش نمودار شکل 7 را شده محلولی آنیل نمونه برای اتاق دمای در باربرداری نشان می دهد که برای 17 سیکل متوالی تحت بارگذاری قرار گرفته است. همانطور که مشاهده می شود، هیچ اثری از رفتار نمايان نمودارها در کرنشی هیسترزيس و سودواالستیسیته است مارتنزيتی تماما ساختار چون حالت اين در نیست.

خاصیت سودواالستیسیته در آن مشاهده نمی شود.بارگذاری- درحین سیکلی تنش-کرنش نمودارهای IA580 + HPT ،SA+HPT باربرداری در دمای اتاق برای نمونه های

شکل 5. تغییرات سختی در راستای قطری نمونه ها در حالت های مختلف.


183


اين در است. شده آورده 8 شکل در IA 600 + HPT و نمودارها خاصیت سودواالستیسیته و هیسترزيس کرنشی بین باربرداری و بارگذاری مجدد مشاهده می شود. در منحنی های باربرداری، ابتدا منحنی خطی با مدول باال است اما در ادامه درصد می شود. تبديل پايین مدول با غیرخطی منحنی به آن نتايج که گرديد محاسبه سیکل هر در سودواالستیک ابتدايی سیکل های در است. شده داده نمايش 9 شکل در برای هر نمونه درصد سودواالستیک کم است و تقريبا خطوط بارگذاری و باربرداری برهم منطبق هستند. با ادامه کرنش دهی، مقدار سودواالستیسیته محاسبه شده افزايش يافته و پس از يا تقريبا يافته کاهش رسیدن به يک میزان حداکثر مجدداً خاصیت مقدار بیشینه SA+HPT نمونه در می شود. ثابت در حدود %49/5 و نهم به سیکل مربوط سودواالستیسیته است. در نمونه IA580 + HPT مقدار بیشینه حدود %42/5 IA 600 + HPT نمونه است. سیزدهم سیکل به مربوط و در و چهاردهم سیکل در را سودواالستیسیته بیشینه نیز حدود 51/2 % نشان می دهد. حضور فاز آستنیت برشی ايجاد شده در حین فرآيند HPT همراه با دانسیته باالی نابجايی و خاصیت وجود داليل از حاصل، آستنیت فوق ريزدانه اندازه سودواالستیسیته در نمونه SA+HPT است که موجب ترغیب با پديده اپسیلن در مقايسه دگرگونی آستنیت به مارتنزيت لغزش می شود. در دو نمونه ديگر، آستنیت موجود درساختار آن درون نابجايی های از انبوهی و شده ريزدانه HPT حین مکانیزم درنتیجه شده اند. فاز اين بخشی استحکام باعث سودواالستیسیته خاصیت ارائه امکان و شده متوقف لغزش با کمک به حرکت برگشت پذير آستنیت به مارتنزيت اپسیلن می دهد نشان گذشته پژوهش های می آيد. به وجود آن در ساختار در موجود اپسیلن مارتنزيت کشش، حین در که مشترک فصل افزايش با بلکه نمی شود تبديل آستنیت به سودواالستیسیته میزان اپسیلن، آستنیت-مارتنزيت فازهای بهبود می يابد. علت بهبود خاصیت سودواالستیسیته ناشی از

انباشت بزرگی از نابجايی های جزئی شاکلی با عالمت يکسان در فصل مشترک دوفاز است که منجر به تولید میدان تنشی رو به عقب در جلوی فاز مارتنزيت می شود. بنابراين در صورت ايجاد اپسیلن مارتنزيت )آستنیت- ساختار بودن فازی دو به وضوح اتاق دمای در تنش( سودواالستیسیته شده تحت

مشاهده می شود]30[.فاز حضور بر عالوه سودواالستیک خاصیت وجود برای در است. ضروری نیز فاز اين بخشی استحکام آستنیت، همکارانش]5[ و کوه دار توسط گرفته صورت پژوهش های 600 °C دمای در دوفازی منطقه در آنیل شده )نمونه های )نمونه های حکیمی پور]31[ و مختلف( زمان های مدت به °C دمای در شده دوفازی آنیل متعاقبا و سرد نورد %70با وجود درصد باالی فاز آستنیت، به علت نرم 600(، حتی بودن اين فاز، استحاله مارتنزيتی ترغیب نشده و لغزش رخ فاز بخشی استحکام برای تاکنون که روش هايی است. داده آستنیت صورت گرفته شامل فرآيند پیرسازی و ايجاد رسوب در ساختار ]5[، اعمال فرآيند نورد سرد بر آلیاژ ]4, 15[ و

.HPT شکل6. نمودارهای تنش-کرنش مهندسی برای نمونه ها در حالت های مختلف الف( قبل ب( بعد از اعمال فرآيند

شکل 7. نمودار تنش-کرنش سیکلی حین بارگذاری-باربرداری برای نمونه آنیل محلولی.

184


ادغام اين دو روش با يکديگر ]31[ بوده است. اين آلیاژ تحت فرآيند نورد سرد به میزان 70%، به بیشینه سوداالستیک 33% در سیکل سودواالستیسیته در 20% حدود افزايش می رسد]31[. چهارم و آستنیت بیشتر ريزدانگی دلیل به کنونی فرآيند در حاصل

استحکام بسیار باالتر آن پس از فرآيند HPT است.در ماده در کرنش سختی دلیل به اولیه در سیکل های امکان مستحکم تر شدن آستنیت باربرداری، و بارگذاری اثر بیشینه به بهبود خاصیت سودواالستیک و رسیدن و داشته مشترک فصل برگشت پذير حرکت به کمک با آن مقدار اپسیلن می تواند رخ دهد. علت کاهش آستنیت و مارتنزيت بدين می تواند باالتر سیکل های در سودواالستیک خاصیت باالتر، موجب ترغیب به مقادير افزايش تنش باشد که علت به آستنیت استحاله بر عالوه کامل نابجايی های حرکت مارتنزيت اپسیلن به عنوان مکانیزم تغییرشکل در اين سطح تنش اعمالی بشود. بنابراين، تغییرشکل به وسیله لغزش سهم میزان و کرده پیدا مارتنزيتی استحاله به نسبت بیشتری می توان اين بر عالوه می يابد. کاهش سودواالستیسیته ايجاد شده در هرسیکل، در اپسیلن بیان کرد که مارتنزيت نمی شود تبديل آستنیت به کامل طور به باربرداری حین میزان کاهش موجب می تواند آستنیت فاز میزان کاهش و

سودواالستیسیته در سیکل بعدی شود.

سه در شده محاسبه سودواالستیک درصد مقايسه در حالت مختلف در پژوهش حاضر، نمونه IA 600 + HPT به دلیل درصد آستنیت بیشتر موجود در ريزساختار، اندازه دانه کوچک محاسبه شده و همچنین استحکام نهايی بیشتر، امکان حرکت برگشت پذير فصل مشترک فازهای آستنیت و مارتنزيت اپسیلن را بهتر میسر کرده و میزان سودواالستیک به دست آمده از اين

نمونه نسبت به دو حالت ديگر اندکی بیشتر است.

4. نتیجه گیریاعمال 20 دور فرآيند پیچش تحت فشار باال بر نمونه های -1آستنیت- دوفازی منطقه در آنیل شده و محلولی آنیل

به مدت دو ساعت، 600°C و 580°C فريت در دماهای نهايی، استحکام و سختی قابل توجه افزايش موجب کاهش اندازه دانه به ابعاد نانومتری و دستیابی به تغییرات

طول تا شکست قابل قبول می گردد.آنیل نمونه در باال، فشار تحت پیچش فرآيند حین در -2در و آستنیت به مارتنزيت معکوس دگرگونی محلولی نمونه های آنیل شده در منطقه دوفازی آستنیت-فريت در C°600 به مدت دو ساعت، دگرگونی C°580 و دماهای

آستنیت به مارتنزيت رخ می دهد.

.IA 600 + HPT )پ IA 580 + HPT )ب SA+HPT )شکل 8. نمودارهای تنش-کرنش سیکلی درحین بارگذاری- باربرداری در دمای اتاق برای نمونه های الف


185


شکل 9. درصد سودواالستیک به دست آمده برحسب تعداد سیکل برای نمونه های مختلف.

در شده آنیل نمونه مطالعه، مورد حالت سه مقايسه با -3منطقه دوفازی آستنیت-فريت در دمای C°600 به مدت در را بیشینه يکنواختی با مطلوب سختی ساعت، دو استحکام اين، بر عالوه می دهد. ارائه نمونه قطر سراسر نهايی و تغییرطول تا شکست اين نمونه نسبت به دو نمونه ديگر شرايط بهتری را دارد. اين خواص بهینه می تواند به دلیل ريزساختار سه فازی با دانه های هم محور و همچنین

میزان بیشتر آستنیت موجود در اين نمونه باشد. دوفازی آنیل شده در منطقه و آنیل محلولی نمونه های -4آستنیت-فريت در دماهای C°580 و C°600 به مدت دو ساعت و سپس فرآوری شده با فرآيند پیچش تحت فشار باال دارای هیسترزيس کرنشی و خواص سودواالستیسیته می باشند و بیشینه سودواالستیک محاسبه شده در آنها به ترتیب 49/5% در سیکل نهم، 42/5% درسیکل سیزدهم

و 51/2 % در سیکل چهاردهم است.

References[1] R. Decker, S. Floreen, and R. Wilson, “Maraging steels: recent

developments and applications,” in Proceedings of the Sympo-sium of TMS Annual Meeting, 1988, pp. 1-38.

[2] S. Floreen, R. Decker, and R. Decker, “Source book on marag-ing steels,” ASM, Metals Park, OH, pp. 20-32, 1979.

س. حسین. نژاد, »فوالدهاي مارجینگ: از ابداع تا به امروز,« مهندسی متالورژي1381. ]3[

[4] H. R. Koohdar, M. Nili-Ahmadabadi, M. Habibi-Parsa, H. R. Jafarian, H. Ghasemi-Nanesa, and H. Shirazi, “Observation of pseudoelasticity in a cold rolled Fe–Ni–Mn martensitic steel,” Materials Science and Engineering: A, vol. 658, pp. 86-90, 2016.

[5] H. R. Koohdar, M. Nili-Ahmadabadi, M. Habibi-Parsa, and H. R. Jafarian, “Development of pseudoelasticity in Fe–10Ni–7Mn (wt%) high strength martensitic steel by intercritical heat treatment and subsequent ageing,” Materials Science and Engi-neering: A, vol. 621, pp. 52-60, 2015.

[6] B. Sandvik and C. Wayman, “Characteristics of lath martens-ite: Part I. Crystallographic and substructural features,” Metal-lurgical transactions A, vol. 14, pp. 809-822, 1983.

[7] D. Squires and E. Wilson, “Aging and brittleness in an Fe-Ni-Mn alloy,” Metallurgical and Materials Transactions B, vol. 3, pp. 579-585, 1972.

[8]V.KardonskiiandM.Perkas,“AgingofmartensiteinFe−Ni−Mn steels,” Metal Science and Heat Treatment, vol. 8, pp. 254-256, 1966.

[9] M. Nili Ahmadabadi, H. Shirazi, H. Ghasemi-Nanesa, S. Hos-sein Nedjad, B. Poorganji, and T. Furuhara, “Role of severe plastic deformation on the formation of nanograins and nano-sized precipitates in Fe–Ni–Mn steel,” Materials & Design, vol. 32, pp. 3526-3531, 2011.

[10] A. Mirsepasi, M. Nili-Ahmadabadi, M. Habibi-Parsa, H. Ghasemi-Nanesa, and A. F. Dizaji, “Microstructure and me-chanical behavior of martensitic steelseverely deformed by the novel technique of repetitive corrugation and straightening by rolling,” Materials Science and Engineering: A, vol. 551, pp. 32-39, 2012.

[11] H. Shirazi, M. Nili-Ahmadabadi, A. Fatehi, and S. Hossein Nedjad, “Effect of Severe Plastic Deformation on Mechanical Properties of Fe-Ni-Mn High Strength Steel,” Advanced Materi-als Research, vol. 83-86, pp. 16-23, 2009.

[12] H. Ghasemi-Nanesa, M. Nili-Ahmadabadi, and H. Shirazi, “Mechanical properties of Fe -10Ni -7Mn martensitic steel subjected to severe plastic deformation via cold rolling and wire drawing,” Journal of Physics: Conference Series, vol. 240, p. 012117, 2010.

[13] H. Shirazi, G. Miyamoto, S. Hossein Nedjad, H. Ghasemi-Nanesa, M. Nili Ahmadabadi, and T. Furuhara, “Microstruc-tural evaluation of austenite reversion during intercritical an-nealing of Fe–Ni–Mn martensitic steel,” Journal of Alloys and Compounds, vol. 577, pp. S572-S577, 2013.

[14] H. Koohdar, M. Nili-Ahmadabadi, M. Habibi-Parsa, H. R. Jafarian, T. Bhattacharjee,and N. Tsuji, “On the Stability of Re-versely Formed Austenite and Related Mechanism of Trans-formation in an Fe-Ni-Mn Martensitic Steel Aided by Electron Backscattering Diffraction and Atom Probe Tomography,” Metallurgical and Materials Transactions A, vol. 48, pp. 5244-5257, 2017.

[15] H. Koohdar, M. Nili-Ahmadabadi, M. Habibi-Parsa, and H. Ghasemi-Nanesa, “Investigating on the Reverse Transforma-tion of Martensite to Austenite and Pseudoelastic Behavior inUltrafine-GrainedFe-10Ni-7Mn(wt%)SteelProcessedbyHeavy Cold Rolling,” Advanced Materials Research, vol. 829, pp. 25-29, 2013.

و داری حافظه خواص سازی بهینه Fe-Ni-Mn »نانوساختار کوهدار، ح. ]16[سودواالستیسیته آلیاژهای پايه« رساله دکتری، دانشگاه تهران، 1394.

[17] H. Ghasemi-Nanesa, M. Nili-Ahmadabadi, H. R. Koohdar, M. Habibi-Parsa, S. Hossein Nedjad, S. A. Alidokht, et al., “Strain-induced martensite to austenite reverse transformation in an ultrafine-grained Fe–Ni–Mn martensitic steel,” Philosophical Magazine, vol. 94, pp. 1493-1507, 2014.

[18] R. Pippan, “High pressure torsion: features and applications,” Bulk Nanostructured Materials, pp. 217-232, 2009.

186


[19] A. P. Zhilyaev, G. V. Nurislamova, B. K. Kim, M. D. Baró, J. A. Szpunar, and T. G. Langdon, “Experimental parameters influencing grain refinement and microstructural evolutionduring high-pressure torsion,” Acta Materialia, vol. 51, pp. 753-765, 2003.

[20] M. El-Tahawy, J. Gubicza, Y. Huang, H. L. Choi, H. M. Choe, J. L. Lábár, et al., “Evolution of Microstructure, Phase Com-position and Hardness in 316L Stainless Steel Processed by High-Pressure Torsion,” Materials Science Forum, vol. 879, pp. 502-507, 2016.

[21] S. Shi, Z. Zhang, X. Wang, G. Zhou, G. Xie, D. Wang, et al., “Microstructure evolution and enhanced mechanical proper-ties in SUS316LN steel processed by high pressure torsion at room temperature,” Materials Science and Engineering: A, vol. 711, pp. 476-483, 2018.

[22] Y. Todaka, Y. Miki, M. Umemoto, C. H. Wang, and K. Tsuchi-ya, “Tensile Property of Submicrocrystalline Pure Fe Produced by HPT-Straining,” Materials Science Forum, vol. 584-586, pp. 597-602, 2008.

[23] J. Gubicza, M. El-Tahawy, Y. Huang, H. Choi, H. Choe, J. L. Lábár, et al., “Microstructure, phase composition and hardness evolution in 316L stainless steel processed by high-pressure torsion,” Materials Science and Engineering: A, vol. 657, pp. 215-223, 2016.

[24] Y. Ivanisenko, I. Maclaren, X. Sauvage, R. Valiev, and H. Fecht,“Shear-inducedα→γtransformationinnanoscaleFe–Ccomposite,” Acta Materialia, vol. 54, pp. 1659-1669, 2006.

[25] R. B. Figueiredo, F. L. Sicupira, L. R. C. Malheiros, M. Kawa-saki, D. B. Santos, and T. G. Langdon, “Formation of epsilon

martensite by high-pressure torsion in a TRIP steel,” Materials Science and Engineering: A, vol. 625, pp. 114-118, 2015.

[26] H. Ghasemi-Nanesa, M. Nili-Ahmadabadi, H. Shirazi, S. Hos-sein Nedjad, and S. H. Pishbin, “Ductility enhancement in ul-trafine-grainedFe–Ni–Mnmartensiticsteelbystress-inducedreverse transformation,” Materials Science and Engineering: A, vol. 527, pp. 7552-7556, 2010.

[27] J. G. Li, M. Umemoto, Y. Todaka, and K. Tsuchiya, “Forma-tionofUltrafineGrainedStructureinSUS304StainlessSteelProduced by High Pressure Torsion (HPT),” Materials Science Forum, vol. 561-565, pp. 847-852, 2007.

[28] H. Ghasemi-Nanesa, M. Nili Ahmadabadi, H. Shirazi, and S. Hossein Nedjad, “Observation of Reverse Transformation of α-ε-γ inultrafine - grainedFe-Ni-MnAgeHardenableMar-tensitic Steel,” International Journal of Modern Physics: Conference Series, vol. 05, pp. 9-17, 2012.

[29] R. Z. Valiev and A. A. Nazarov, “Bulk Nanostructured Ma-terials by SPD Processing: Techniques, Microstructures and Properties,” in Bulk Nanostructured Materials, M. J. Zehetbauer and Y. T. Zhu, Eds., ed: WILEY-VCH Verlag GmbH & Co. KGaA, Weinheim, 2009, pp. 21-48.

[30] T. Sawaguchi, T. Kikuchi, and S. Kajiwara, “The pseudoelastic behavior of Fe–Mn–Si-based shape memory alloys containing Nb and C,” Smart Materials and Structures, vol. 14, pp. S317-S322, 2005.

]31[ پ. حکیمی. پور, »تأثیر انجام عملیات تغییر شکل پالستیک بر رفتار سودو االستیک ارشد، کارشناسی رساله »Fe-10Ni-7Mn (%wt) ريزدانه فوق مارتنزيتی فوالد

دانشگاه تهران، 1394.

ا ئ research paper ت ، : ( } u 3 ر o o } 4 µ À effect of ... · citation: javadzadeh...

Documents