نشریه علمی پژوهشی مواد پیشرفته در مهندسی

---

---

ساخت و مشخصه‌های کامپوزیتهای زمینه آلومینیمی حاوی درصدهای حجمی مختلف ذرات ترکیب بین فلزی ‌Ni۳Al (۴۰-۵ درصد) مورد بررسی قرار گرفت. به این منظور ابتدا پودرNi۳Al با آلیاژسازی مکانیکی مخلوط پودر عناصر نیکل و آلومینیم تهیه شد. قطعات کامپوزیتی Ni۳Al-Al با روش متالوژری پودر طی دو مرحله تهیه شد. ابتدا مخلوط پودرهای آلومینیوم و Ni۳Al در فشار MPa ۵۰۰ فشرده و سپس در دمای °C۴۲۰ تحت فشار MPa ۲۵۰ به مدت ۱۰ دقیقه سینتر شدند. ریزساختار و سختی قطعات کامپوزیتی با کمک روشهای پراش پرتوایکس، میکروسکوپی الکترونی روبشی، میکروسکوپ نوری، سختی سنجی و چگالی سنجی مورد ارزیابی قرار گرفت. نتایج نشان داد که در قطعات کامپوزیتی تهیه شده درصد ناچیزی تخلخل وجود دارد و به علاوه توزیع ذرات فازNi۳Al در زمینه یکنواخت و همگن است. بررسیهای ساختاری نشان داد که در حین عملیات سینترینگ فاز جدیدی ناشی از واکنش بین Ni۳Al و زمینه آلومینیومی ایجاد نمی‌شود. قطعات کامپوزیتی تولید شده سختی بالاتری را نسبت به نمونه آلومینیم خالص داشته و میزان سختی نمونه‌ها با افزایش درصد حجمی فاز Ni۳Al افزایش می‌یابد.

---

SAMD روش نسبتا جدیدی در تولید پودرهای فلزی است که در آن از هم‌پاشیدگی و تکه تکه شدن مذاب، در اثر انتقال انرژی سینتیک از پروانه همزن به مذاب از طریق یک ماده واسط جامد صورت می‌پذیرد و پس از انجماد قطرات مذاب حاصل و جدا کردن ماده واسط، پودر فلزی به دست می‌آید. در تحقیق حاضر، مقدار مشخصی از پودر نمک طعام به مذاب آلومینیم اضافه شد و مخلوط در دمای مشخص برای مدت زمان معین هم‌زده شد تا قطرات فلزی به دست بیایند. سپس این مخلوط در آب کوئنچ شد و در نتیجه قطرات فلزی به پودر تبدیل شدند و نمک طعام در آب حل شد. پودر حاصل پس از جمع‌آوری، شستشو و خشک کردن تحت آزمایشهای تعیین ابعاد ذرات به کمک اشعه لیزر و بررسیهای میکروسکوپ الکترونی روبشی قرار گرفت. در این تحقیق تاثیر سیکل دما-زمان مورد استفاده در هنگام همزدن مخلوط، بر اندازه و مورفولوژی پودر آلیاژ Al-۶wt%Si تولید شده از این روش مورد بررسی قرار گرفته است. نتایج نشان می‌دهند که کرویترین ذرات پودری و حداقل اندازه متوسط ذرات آلومینیم با همزدن به مدت ۵ دقیقه در ۶۹۰ درجه سانتیگراد و سپس کوئنچ در آب به دست می‌آید.

---

در این تحقیق، سینتیک واکنش پودر هیدراید تیتانیم (TiH۲) در تماس با مذاب آلومینیم خالص در دماهای مختلف بر اساس اندازه‏گیری فشار گاز هیدروژن آزاد شده مورد بررسی قرار گرفت. پس از انجماد نمونه‏ها، فصل مشترک پودر هیدراید تیتانیم در تماس با مذاب بررسی شد. نتایج نشان داد که نمودارهای فشار گاز هیدروژن بر حسب زمان، دارای سه منطقه است. در مناطق اول و دوم، معادله سرعت واکنش به ترتیب از درجه صفر و یک پیروی می‏کند و در منطقه سوم فشار ثابت شده و سرعت واکنش صفر می‌شود. در مناطق اول و دوم، عامل اصلی کنترل کننده سرعت واکنش به ترتیب نفوذ اتمهای هیدروژن در شبکه تیتانیم و واکنش شیمیایی مذاب آلومینیم با تیتانیم است. بر اساس عوامل اصلی کنترل کننده سرعت واکنش، برای مکانیزم واکنش می‏توان سه بازه دمایی الف)۷۰۰ تا ۷۵۰ درجه سانتی‌‌گراد، ب) ۷۵۰-۸۰۰ درجه سانتی‌‌گراد و ج) ۸۰۰- ۱۰۰۰ درجه سانتی‌‌گراد را در نظر گرفت. در بازه دمایی (الف) غالباً واکنش تحت کنترل واکنش شیمیایی، در بازه دمایی (ب) واکنش تحت کنترل نفوذ و واکنش شیمیایی و در بازه دمایی (ج) غالباً واکنش تحت کنترل نفوذ قرار دارد.

---

در این پ‍ژوهش از پودرهای خالص مولیبدن، سیلیسیم، آلومینیم و کاربید تیتانیوم برای تولید ترکیب MoSi۲، کامپوزیتMoSi۲/۲۰Vol% TiC، ترکیبات آلیاژی MoSi۲-x Al و کامپوزیت‌های آلیاژی M‏oSi۲-xAl/۲۰Vol%TiC استفاده شد. پودرهای اولیه در نسبت های مشخصی با هم مخلوط و در یک آسیاب مکانیکی فعال سازی شدند. سپس مخلوط پودر فعال شده پرس و عملیات سنتز و زینتر در محدوده ی دمایی ۱۱۰۰ الی ۱۴۰۰ درجه‌ی سانتی گراد بر روی آن انجام شد. از میکروسکوپ الکترونی روبشی برای بررسی میکروساختار و از دستگاه پراش پرتو ایکس برای شناسایی فازها استفاده شد. تاثیر افزودن آلومینیم در تشکیل فازها مورد بررسی قرار گرفت. اضافه کردن آلومینیم در مقادیر بالای ۹ درصد اتمی، علاوه بر آلیاژی کردن دی سیلیساید مولیبدن، موجب تشکیل فاز Mo(Si,Al)۲ در ساختار شد.

---

در پژوهش حاضر پودر آلومینیوم خالص به همراه ۵ درصد وزنی دی اکسید تیتانیم، در زمان‌های مختلف تحت فرایندآسیاب کاری مکانیکی قرار گرفتند. با استفاده از تحلیل فازی به وسیله پراش پرتو ایکس(XRD) مشخص شد که افزایش زمان آسیاب به بیش از ۱۰ ساعت سبب احیای تیتانیم توسط آلومینیوم شده و Al۲O۳ در ساختار تشکیل می‌شود. با ادامه فرایند، آلومینیوم با تیتانیم واکنش می‌دهد و سبب تشکیل Al۳Ti در ترکیب می‌شود. این واکنش‌ها با استفاده از روابط ترمودینامیکی، مورد بررسی قرار گرفتند. هم‌چنین پس از توزیع ذرات تقویت کننده در زمینه، با استفاده از پهن‌شدگی پیک های الگوی حاصل از پراش پرتوی ایکس(XRD)، مطابق با رابطه ویلیامسون- هال، اندازه متوسط دانه و کرنش شبکه تعیین شد و به وسیله میکروسکوپ الکترونی روبشی(SEM)، ساختار و مورفولوژی ذرات پودر مورد بررسی قرار گرفت.

---

هدف از پژوهش حاضر بررسی رفتاریک سازه جاذب انرژی ضربه بر مبنای استفاده از ماده پیشرفتهِ فوم فلزی کامپوزیتی با نگرش به همگنی ساختار سلولی فوم است. لذا در این پژوهش ابتدا داخل لوله‌های برنجی Cu-Zn۳۰wt.%، با قطر داخلی۲۷ میلی‌متر و ضخامت ۱ میلی‌متر، از طریق فرایند فرم‌گریپ با فوم‌های کامپوزیت آلومینیم A۳۵۶-۱۰vol.%SiC-Xwt.%TiH۲ با سه درصد وزنی متفاوت TiH۲ به ترتیب ۱، ۵/۱ و ۲ پر شد. سپس مجموعه قوطی و فوم فلزی و هم‌چنین هرکدام به طور مجزا، به عنوان یک سازه جاذب انرژی، تحت بار فشاری و محوری قرار گرفت و رفتار چین خوردگی و کمانش پلاستیک پیشروندی آن‌ها برای چگالی‌های مختلف فوم بررسی شد. نتایج نشان می‌دهد با کاهش چگالی فوم آلومینیمی A۳۵۶-۱۰vol.%SiC، به ترتیب از ۹۳/۰ به ۸۸/۰ و ۴۳/۰ گرم بر سانتی‌متر مکعب، میزان جذب انرژی قوطی‌های برنجی پرشده با فوم یاد شده، به ترتیب از ۱۲۹۵۵ به ۱۳۴۶۵ و سپس به ۱۱۱۹۲ ژول تغییر می‌یابد که نشان دهنده جذب انرژی بالاتر نمونه فوم حاوی ۵/۱ درصد TiH۲ با چگالی ۸۸/۰ است. هم‌چنین نتایج تحلیل تصویری مقطع طولی فوم‌ها با چگالی متفاوت نشان می‌دهد پارامتر"ضریب جوری" که در پژوهش حاضر توسعه داده شده است به خوبی می‌تواند اثر غیر همگنی ساختار سلولی فوم را در الگوی کمانش پلاستیک پیشرونده و میزان جذب انرژی لهیدگی نشان دهد.

---

هدف از این پژوهش بررسی تأثیر تزریق آلومینیم به‌داخل کریستالیزاتور بر نوع، ترکیب، تغییرات اکتیویته حفره‌ها و آخال‌های موجود در فولاد کم کربن USD۷ است. این فولاد در کارخانه ذوب آهن اصفهان تولید می‌شود که حفره‌ها و آخال‌های موجود در آن باعث پارگی در خط نورد کارخانه می‌شد. برای بهبود کیفیت این فولاد، مفتول آلومینیم خالص با قطر ۴/۲ میلی‌متر و با سرعت‌های ۲، ۴، ۶ و ۸ متر بر دقیقه در بازه‌های زمانی مشخص به‌درون کریستالیزاتور تزریق شده، از مراحل مختلف خط تولید نمونه‌گیری شد. نتایج نشان از دارد که بسش‌تر آلومینیم افزوده شده به‌صورت اکسید آلومینیم به سرباره رفته و بقیه موجب تغییر ترکیب شیمیایی آخال موجود در مذاب می‌شود. افزایش آلومینیم موجب افزایش اکتیویته آلومینا و کاهش اکتیویته سایر اکسیدها در سرباره و آخال‌های موجود در مذاب می‌شود. اکتیویته Al۲O۳ از ۳۱۳/۰ به‌۶۴۹/۰ افزایش یافته، احتمال تشکیل Al۲O۳ و خروج اکسیژن از سیستم افزایش می‌یابد. در بررسی‌های میکروسکوپ الکترون روبشی شمش‌های مختلف مشخص شد که آخال‌های موجود در نمونه بدون تزریق آلومینیم، بیش‌تر از نوع MnO وFeO است که این آخال‌ها در اطراف حفره‌های موجود در شمش هم قرار داشتند. در نهایت سرعت بهینه تزریق بر اساس ترکیب شیمیایی فولاد و هم‌چنین دیدگاه متالورژیکی حدود ۴ متر بر دقیقه تشخیص داده شد.

---

در این مقاله فرایندهای RRA، T۷۳ و T۶ با هدف ارتقای خواص مکانیکی آلیاژ آلومینیم ۷۰۷۵ انجام و سختی، استحکام کششی و استحکام خمشی آلیاژ مورد ارزیابی و مقایسه قرار گرفته است. به این منظور محلول­سازی در دمای ۵۳۰ درجه سانتی­گراد به­مدت ۱۶ ساعت انجام شد. برای عملیات T۶، پس از آنیل انحلالی، پیرسازی در دمای ۱۵۰ درجه سانتی‌گراد به­مدت ۲۴ ساعت صورت گرفت. در فرایند T۷۳ پس از آنیل انحلالی، نمونه در دو مرحله به‌ترتیب در دماهای ‌۱۲۰ و ۱۸۰ درجه سانتی­گراد و به­مدت ۷ و ۲۰ ساعت پیرسازی شد. عملیات RRA در سه مرحله انجام شد. مرحله اول همانند T۶، مرحله دوم عملیات بازگشت در دمای ۲۰۰ درجه سانتی­گراد به­مدت ۲۰ دقیقه و در مرحله سوم مجدداً پیرسازی همانند T۶ انجام شد. بررسی ریز‌ساختار و سطح شکست نمونه­ها توسط میکروسکوپ­های نوری (OM) و الکترونی روبشی (SEM) انجام شد. برای بررسی ترکیب شیمیایی رسوب­ها از طیف‌سنجی با تفکیک انرژی EDS)) استفاده شد. ارزیابی سختی، استحکام کششی و خمشی مطابق با استانداردهای ASTM E۳۸۴-۹۹ ، ASTM B۵۵۷-۰۶ و DIN ۵۰۱۲۱ انجام گرفت. عملیات RRA باعث افزایش استحکام کششی از ۴۶۶ به ۴۸۵ مگاپاسکال و سختی از ۱۱۰ به ۱۶۵ ویکرز شد. پس از عملیات T۶ استحکام کششی از ۴۶۶ به ۵۰۵ مگاپاسکال و سختی از ۱۱۰ به ۱۶۰ ویکرز افزایش یافت. در فرایند T۷۳ تغییری در استحکام کششی (۴۶۵ مگاپاسکال) حاصل نشد ولی استحکام تسلیم از ۳۹۴ به ۴۱۰ افزایش و سختی از ۱۱۰ به ۸۴ ویکرز کاهش یافت. استحکام خمشی در فرایندهای T۷۳، RRA و T۶ به‏ترتیب از ۷۹۷ به ۸۴۴، ۹۲۰ و ۱۰۳۰ مگاپاسکال افزایش یافت. با انجام فرایند RRA در دما و زمان بهینه سختی، استحکام کششی و استحکام خمشی فرایندهای T۶ و T۷۳ بهبود پیدا کرد.

---

در پژوهش حاضر فرایند ریخته­گری گریز از مرکز برای تولید جفت فلزی منیزیم-آلومینیم مورد استفاده قرار گرفت. مذاب منیزیم در دمای ۷۰۰ درجه سانتی­گراد با نسبت­های حجمی مذاب-جامد ۵/۱ و ۳ درون جامد آلومینیمی پیش­گرم شده تا دمای ۴۵۰ درجه سانتی­گراد و در حال دوران در سرعت­های ۸۰۰، ۱۲۰۰، ۱۶۰۰ و ۲۰۰۰ دور بر دقیقه ریخته­گری شد. نمونه­ها درون دستگاه ریخته­گری گریز از مرکز تا رسیدن به دمای ۱۵۰ درجه­ی سانتی­گراد به آرامی سرد شدند. بررسی­های تاثیر نسبت حجمی مذاب-جامد نشان داد که افزایش نسبت حجمی از ۵/۱ به ۳، به دلیل غلبه نیروی انقباضی بر برایند نیروهای وارد بر فصل مشترک، منجر به از بین رفتن اتصال متالورژیکی در فصل مشترک منیزیم-آلومینیم می­شود. بررسی­های تحلیل میکروسکوپی الکترونی مجهز به طیف‌سنج پراش انرژی پرتو ایکس (EDS) و پرتو ایکس (XRD) نشان داد که ترکیبات بین فلزی Al_۳Mg_۲ و Al_۱۲Mg_۱۷ و ساختار یوتکتیک δ+Al_۱۲Mg_۱۷ (δ محلول جامد منیزیم در آلومینیم) در فصل مشترک تشکیل می­شوند. تصویر میکروسکوپی نیروی اتمی (AFM) از سطح آلومینیم نشان داد که سطح در ابعاد اتمی دارای پستی و بلندی است که می‌تواند منجر به تشکیل حفره­های گازی در فصل مشترک شود.

---

در این پژوهش، به‌منظور ساخت سرامیک شفاف ایتریم آلومینیم گارنت (YAG)، از تف‌جوشی پلاسمای جرقه‌ای (SPS) دو نمونه خام ریخته‌گری دوغابی شده و نمونه پودری از نانوکامپوزیت هسته- پوسته آلومینا/ ایتریا استفاده شد. فاز تشکیل دهنده، میزان عبور نور و همچنین ریزساختار قطعات سرامیکی تف‌جوشی شده با یکدیگر مقایسه شد. در فرایند ریخته‌گری دوغابی، از دولاپیکس ۶۴ CE به‌عنوان عامل پراکنده‌ساز جهت پایدار‌سازی دوغاب حاصل از پودر نانوکامپوزیتی استفاده شد. اثر غلظت دولاپیکس و مقدار اسیدیته بر پایداری دوغاب مطالعه و نمودارهای گرانروی دوغاب در مقادیر مختلف اسیدیته و درصدهای مختلف وزنی دولاپیکس بررسی شد. رفتار رئولوژیکی دوغاب تهیه شده از پودر نانوکامپوزیتی در بارهای جامد ۶۰ تا ۷۰ درصد وزنی، با اندازه‌گیری گرانروی و تنش برشی به‌عنوان تابعی از نرخ برشی مطالعه شد. نتایج نشان داد که دوغاب مورد بررسی، با افزودن ۵/۲ درصد وزنی دولاپیکس دارای پایین‌ترین مقدار گرانروی در اسیدیته ۱۰ است. دوغاب با ۶۰ درصد وزنی بار جامد دارای رفتار نیوتونی است و این رفتار در بارهای جامد بالاتر نیز حفظ می‌شود. فرایند ریخته‌گری دوغابی موجب توزیع یکنواخت اندازه تخلخل و حذف تخلخل‌های بزرگ در نمونه خام و نهایتاً دستیابی به سرامیک شفاف YAG با عبور حدود ۶۰ درصد پس از فرایند SPS شد. این مقدار شفافیت بسیار بیشتر از عبور نمونه پودری SPS شده یعنی حدود ۳۰ درصد، تحت شرایط یکسان بود.