در این تحقیق ساخت و مشخصه یابی نانوکامپوزیت ti6al4v/al2o3 به روش آلیاژسازی مکانیکی مورد بررسی قرار گرفته است. بدین منظور ابتدا زمینه با استفاده از پودر عناصر اولیه و نیز پلیسه آلیاژ ti6al4v ساخته شد و در ادامه برای سنتز نانوکامپوزیت مورد نظر از واکنش مکانوشیمیایی پودرtio2-ti-al-v و آسیابکاری پلیسه ti6al4v به همراه نانوذرات al2o3استتفاده شد. تغییرات فازی، ساختاری و مورفولوژیکی ذرات پودر بوسیله پراش پرتو ایکس (xrd)، میکروسکوپ الکترونی روبشی (sem) و آنالیز حرارتی (dta) ارزیابی شد. نتایج نشان داد آلیاژسازی مکانیکی مخلوط پودر ti-6wt%al-4wt%v ابتدا موجب تشکیل محلول جامد ti(al)-hcp پس از زمان های کوتاه آلیاژسازی مکانیکی می شود. افزایش زمان آلیاژسازی مکانیکی منجر به تشکیل محلول جامد ti(al,v) و سپس فاز آمورف گردید. عملیات حرارتی فاز آمورف و محلول جامد ti(al,v) تشکیل آلیاژ نانوساختار ti6al4v را به همراه داشت. افزایش دما و زمان عملیات حرارتی موجب ظاهر شدن پیک های فاز ti6al4v(?) و افزایش اندازه دانه آلیاژ نهایی می شود. در این راستا به عنوان نمونه شاهد رفتار آسیابکاری مکانیکی پلیسه ti6al4v نیز مورد بررسی قرار گرفت. ملاحظه گردید سختی نمونه پودر نانوساختار حاصل از آلیاژسازی مکانیکی پودر عناصر اولیه به طور قبل ملاحظه ای از سختی پودر نانوساختار حاصل از پلیسه بیشتر می باشد. نانوکامپوزیت ti6al4v-10wt%al2o3 با استفاده از آلیاژسازی مکانیکی مخلوط پودر tio2-ti-al-v بصورت درجا تولید شد. تشکیل این نانوکامپوزیت، بصورت تدریجی در حین آلیاژسازی مکانیکی و عملیات حرارتی صورت پذیرفت. ارزیابی ها کریستالیزاسیون فاز آمورف و تشکیل al2o3 نانوساختار را در حین آلیاژسازی مکانیکی نشان داد. آسیابکاری مکانیکی مخلوط پلیسه ti6al4v و نانوذرات al2o3 باعث تشکیل نانوکامپوزیت غیردرجا ti6al4v-10wt%al2o3 شد. ساختار حاصل از عملیات حرارتی این نانوکامپوزیت پایداری حرارتی مطلوب و سختی بالایی از خود نشان داد. مشخصات فیزیکی و مکانیکی نانوکامپوزیت های درجا و غیردرجا ti6al4v-al2o3 پس از زمان های مختلف آلیاژسازی مکانیکی و عملیات حرارتی مقایسه گردید.

ترکیب بین فلزی fe3al دارای خواص مطلوبی نظیر سختی بالا، نقطه ذوب بالا، چگالی نسبتاً پایین، خواص خوردگی و اکسیداسیون دمای بالای مطلوب و استحکام تسلیم مناسب تا دمای 600 درجه سانتیگراد می باشد. مشکلات اساسی این ترکیب تردی شدید در دمای محیط، مقاومت خزشی پایین در دمای بالا و همچنین افت استحکام در دمای های بالای 600 درجه سانتیگراد می باشد. این مشکلات را می توان تا حد زیادی از طریق افزودن عنصر آلیاژی سوم مانند تیتانیوم به ساختار این ترکیب، کاهش اندازه دانه ها تا ابعاد نانومتری و توزیع یکنواخت ذرات ریز فاز ثانویه در زمینه برطرف نمود. هدف از انجام این پژوهش تولید نانوکامپوزیت (fe,ti)3al-al2o3 با روش آلیاژسازی مکانیکی می باشد. بدین منظور در ابتدا ترکیب بین فلزی (fe,ti)3al تولید و اثر حضور تیتانیوم بر روی رفتار آلیاژسازی مخلوط پودر آهن-آلومینیوم بررسی گردید. همچنین ترمودینامیک انحلال در سیستم fe-al-ti توسط مدل مدیمای توسعه یافته برای سیستم های سه تایی بطور مختصر مورد بررسی قرار گرفت. در مرحله بعد نانوکامپوزیت (fe,ti)3al-al2o3 از دو مسیر احیای اکسید تیتانیوم (tio2) و اکسید آهن (fe2o3) تولید گردید. بدین منظور مخلوط های پودری fe-al-tio2، al-ti-fe2o3 و fe-al-ti-fe2o3 آلیاژسازی شدند. در نهایت سینتیک واکنش احیای هماتیت توسط آلومینیوم با استفاده از روش بدون مدل کسینجر بررسی گردید. جهت مشخصه یابی ذرات پودر تولیدی از آنالیزهای پراش پرتو ایکس (xrd)، میکروسکوپ الکترونی روبشی (sem)، ریزسختی سنجی و آنالیز حرارتی (dta) استفاده شد. آلیاژسازی مخلوط پودر آهن، آلومینیوم و تیتانیوم با نسبت استوکیومتری fe50al25ti25 در ابتدا منجر به تشکیل محلول جامد fe(al,ti) و در ادامه ترکیب بین فلزی (fe,ti)3al با ساختار do3 نامنظم و اندازه دانه 12 نانومتر پس از 100 ساعت شد. عملیات حرارتی این ترکیب در دمای 550 درجه سانتیگراد و به مدت 1 ساعت باعث تبدیل ساختار نامنظم این ترکیب به ساختار منظم گردید. بررسی ترمودینامیک انحلال در سیستم fe-al-ti نشان داد که افزودن تیتانیوم به ترکیب fe3al باعث کاهش انرژی آزاد گیبس این ترکیب به میزان دو برابر و پایدارتر شدن این ترکیب می شود. آلیاژسازی مخلوط پودر fe-al-tio2 منجر به تشکیل نانوکامپوزیت (fe,ti)3al-al2o3 از طریق واکنش احیای تدریجی اکسید تیتانیوم توسط آلومینیوم می شود. واکنش تشکیل این نانوکامپوزیت در دو مرحله، ابتدا احیای tio2 توسط آلومینیوم و سپس تشکیل ترکیب (fe,ti)3al انجام می شود. محصولات این واکنش فازهای (fe,ti)3al نامنظم و al2o3 آمورف می باشند. با عملیات حرارتی این ترکیب در دمای 900 درجه سانتیگراد و به مدت 1 ساعت فاز al2o3 متبلور و درجه نظم ترکیب (fe,ti)3al افزایش می یابد. با آلیاژسازی مخلوط استوکیومتری al-ti-fe2o3 نانوکامپوزیت (fe,ti)3al-al2o3 بعد از 5 ساعت آلیاژسازی تولید گردید. واکنش احیای هماتیت توسط آلومینیوم در این سیستم بصورت احتراقی خود پیشرونده انجام و منجر به ایجاد فازهای (fe,ti)3al منظم و al2o3 بلوری می شود. افزایش زمان آلیاژسازی منجر به نامنظم شدن ترکیب (fe,ti)3al گردید. بررسی سینتیک انجام واکنش احیای هماتیت توسط آلومینیوم در این سیستم نشان داد که تغییر در مسیر و مکانیزم انجام واکنش باعث افزایش انرژی اکتیواسیون واکنش احیای هماتیت توسط آلومینیوم با افزایش زمان آسیاب کاری گردید. آلیاژسازی مکانیکی مخلوط پودر غیر استوکیومتری fe-al-ti-fe2o3 باعث تشکیل نانوکامپوزیت (fe,ti)3al-al2o3 از طریق واکنش احیای تدریجی هماتیت توسط آلومینیوم می شود. محصولات این واکنش ترکیب (fe,ti)3al نامنظم و اکسید آلومینیوم آمورف می باشند. عملیات حرارتی ترکیب نهایی منجر به تبلور فاز اکسید آلومینیوم و منظم شدن ترکیب (fe,ti)3al شد.

کامپوزیت ها با بر آورده کردن نیاز به موادی با خواص جدید مورد نظر در فناوری های روز و با توجه به سهولت تولید، کاربردهای فراوانی در صنایع مختلف به ویژه هوافضا و خودرو یافته اند. با ظهور نانوتکنولوژی دریچه ای نو بر روی رشته های مختلف علمی از جمله علم کامپوزیت گشوده شد و نانوکامپوزیت ها مطرح شدند. در این مواد از برتری های ماده در مقیاس نانومتری نسبت به حالت توده ای بهره برده می شود. به عنوان نمونه با کاهش اندازه ذرات تا مقیاس نانو، نسبت سطح به حجم ماده به شدت افزایش یافته و در نتیجه تعامل بین ماتریس و تقویت کننده بهبود چشمگیری می یابد. در میان نانوکامپوزیت ها، کامپوزیت های پلیمری که با نانولوله های کربنی تقویت می شوند به خاطر خواص ویژه نانولوله های کربنی از جایگاه خاصی برخوردارند. در شکل جدیدی از این نانوکامپوزیت ها که اخیراً مورد توجه قرار گرفته است، ابتدا صفحه ای ماکروسکوپیک، نازک و متخلخل، متشکل از شبکه ای تصادفی از دسته های نانولوله های کربنی به نام باکی پیپر تهیه می شود و سپس با نفوذ دادن رزین به داخل خلل و فرج آن، کامپوزیت تولید می گردد. نسبت استحکام به وزن بالا از جمله مزایای این نانوکامپوزیت است. در این تحقیق ابتدا مقدمات و مبانی لازم شامل نانوتکنولوژی، خواص عنصر کربن و آلوتروپ های آن به ویژه نانولوله های کربنی، کامپوزیت، نانوکامپوزیت و روش های مدل سازی بررسی شد. سپس روش های تولید باکی پیپر شامل فیلتراسیون سوسپانسیون، فشار با جسم متخلخل، فشردن با استفاده از اثر دومینو، تولید پیوسته و در هم آمیختن با آب و روش های قالب گیری با انتقال رزین به کمک خلأ و غوطه وری برای تولید کامپوزیت حاوی صفحات باکی پیپر مطالعه گردید. در ادامه با استفاده از روشی به نام مکانیک سازه ای مولکولی، که ترکیبی از روش های مکانیک سازه ای و مکانیک مولکولی است، همراه با روش اجزاء محدود (نرم افزار ansys)، مدل هایی مکانیکی برای گرافین، نانولوله های کربنی تک دیواره، نانولوله های کربنی چند دیواره، دسته های نانولوله، باکی پیپر و نانوکامپوزیت باکی پیپر/اپوکسی ایجاد گردید. در هر مرحله هندسه مدل با برنامه نویسی کد matlab تولید و سپس به صورت یک فایل ورودی apdl به ansys انتقال داده شد و اصلاحات احتمالی روی آن صورت گرفت. با استفاده از این مدل ها، رفتار الاستیک نانوساختارهای مذکور تحت بارگذاری های کششی، برشی یا پیچشی شبیه سازی شده و با به کار گیری روابط تئوری الاستیسیته مدول های یانگ و برشی آنها استخراج گردید. اثر پارامترهای مختلف نظیر طول صفحات گرافین، تعداد دیواره ها، قطر و کایرالیته نانولوله های کربنی، تعداد نانولوله ها در دسته های نانولوله، تخلخل باکی پیپر و هم راستایی دسته ها در نانوکامپوزیت باکی پیپر، بر مدول های الاستیک بررسی شد. نتایج حاصل برای نانولوله های کربنی به خوبی به مقادیر شناخته شده حدود 1000gpa برای مدول یانگ و 500gpa برای مدول برشی نزدیک است. مقایسه نتایج حاصل برای باکی پیپر و نانوکامپوزیت آن با مقادیر گزارش شده در سایر پژوهش های تئوری و تجربی (مدول یانگ باکی پیپر 0.2 تا 12.2gpa و مدول یانگ نانوکامپوزیت باکی پیپر 5 تا 45gpa) نیز هم خوانی خوبی را نشان می دهد و حاکی از کارامدی روش مدل سازی به کار گرفته شده است. نتایج، موید ایده تهیه نانوکامپوزیت از باکی پیپر می باشد زیرا خواص نانوکامپوزیت نسبت به خواص باکی پیپر و اپوکسی هر دو ارتقاء نشان می دهد به طوری که در برخی موارد این بهبود تا شش برابر خواص رزین خالص است.

در این پژوهش ساخت آلیاژهای نانوساختار ni50ti25nb25، ni50ti40nb10و ni50ti45nb5و ساخت نانوکامپوزیتni50ti25nb25-al2o3با دو درصد وزنی al2o3 به مقادیر 5 و 10 و نانوکامپوزیت استوکیومتری با زمینه ni50ti25nb25، ni50ti40nb10و ni50ti45nb5 به روش آلیاژسازی مکانیکی بررسی گردید. ساخت تمامی آلیاژهای فوق در آسیاب گلوله ای سیاره ای و تحت اتمسفر گاز آرگون انجام شد. مطالعات ریزساختاری به وسیله آزمون های پراش پرتو ایکس (xrd)، میکروسکوپ الکترونی روبشی (sem)، میکروسکوپ الکترونی عبوری(tem)، آنالیز حرارتی و ریزسختی سنجی انجام شد. بررسی های ترمودینامیکی بر اساس مدل نیمه تجربی میدما صورت پذیرفت. نتایج نشان داد که آلیاژسازی مکانیکی مخلوط پودرهای ni50ti25nb25، ni50ti40nb10 و ni50ti45nb5 منجر به تشکیل یک ساختار آمورف می گردد. این فرایند با ایجاد یک ساختار لایه ای از مواد اولیه و انحلال اتم های نیکل و نیوبیوم در شبکه تیتانیوم در آلیاژ اول و انحلال اتم های نیوبیوم و تیتانیوم در شبکه نیکل در دو آلیاژ بعدی آغاز شد. با ادامه فرایند قبل از تشکیل فاز آمورف و با انجام آلیاژسازی مکانیکی به مدت زمان کافی یک پودر نانوساختار لایه ای حاوی چگالی بالایی از نابجایی ها به وجود آمد. چنین ساختاری باعث تسهیل فرایند نفوذ در درجه حرارت های پایین شده و تشکیل ساختار آمورف را از نظر سینتیکی ممکن ساخت. عملیات حرارتی فاز آمورف حاصل باعث ایجاد فازهای niti، ni3ti و ninb در آلیاژ اول و ایجاد فازهای ni3ti، niti2 و ninb در آلیاژ دوم وایجاد فازهای niti، niti2 و ni3ti در آلیاژ سوم گردید. بررسی های ترمودینامیکی نشان داد که در همه ترکیباتni50t(50-x)nbx اولین محصول محلول جامد است. محصول آلیاژسازی مکانیکی سه آلیاژ با نتایج بررسی های ترمودینامیکی مطابقت داشت. ساخت نانوکامپوزیت استوکیومتری با استفاده از پودرهای ti-nb-al-nio و احیاء مکانوشیمیایی nioتوسط alانجام شده و ذرات al2o3با اندازه ذرات کمتر از 50 نانومتر در زمینه چند فازی نانوساختار توزیع شد. تغییر درصد وزنی al2o3در نانوکامپوزیت منجر به تغییر مکانیزم واکنش گردید به گونه ای که در کامپوزیت با 5 و 10 درصد وزنی al2o3 مکانیزم تدریجی و در کامپوزیت استوکیومتری مکانیزم خود پیش رونده حاکم بود. در کامپوزیت ni50ti25nb25/al2o3 با درصدهای وزنی 5 و 10 درصد al2o3 به دلیل وجود عناصر رقیق کننده بیشتر نسبت به حالت استوکیومتری، واکنش احتراقی به تأخیر افتاد. پس از 60 ساعت آلیاژسازی مکانیکی یک ساختار آمورف در الگوی پراش پرتو ایکس مشاهده شد که ذرات al2o3 در آن پراکنده شده بودند. با عملیات حرارتی این فاز آمورف یک کامپوزیت با زمینه چند فازی شامل فازهای niti، ni3ti و ninb ایجاد شد.

امروزه استفاده از محصولات و تجهیزات در مقیاس نانو و میکرو در تمامی نقاط جهان قابل مشاهده است. وجود چنین تجهیزاتی در بسیاری از وسائل مانند لوازم الکتریکی، کامپیوترها، وسایل نقلیه، تجهیزات هوا و فضا، وسایل پزشکی و بسیاری دیگر از حیطه ها قابل مشاهده است. از این رو داشتن دانش کافی در مورد شیوه های تولید این تجهیزات برای صنعت و مراکز تحقیقاتی یک کشور پیشرفته بسیار حائز اهمیت می باشد. در کشور ایران جای خالی این تکنولوژی محسوس بوده و پتانسیل ایجاد مراکز تولید و آزمایشگاه-های تجهیزات میکرو-نانو وجود دارد. در این پروژه سعی شده است شیوه های تولید تجیزات میکرو-نانو بصورت علمی-صنعتی مورد بررسی قرارگرفته و در یک مجموعه ارائه شود. همچنین تجهیزات مورد نیاز برای ساخت قطعات میکرو-نانو نیز مورد بررسی قرار گرفته اند و یک مرکز پژوهشی کامل نیز طراحی و ارائه شده است. اولین مرحله وارد شدن به انقلاب صنعتی نانو، آشنایی با شیوه های تولید این تجهیزات می باشد. صنعت تولید میکرو-نانو، یکی از شاخه های اصلی علم نانوتکنولوژی می باشد. این صنعت بسیار گسترده بوده و محدود به چند روش نمی شود. اما میتوان شیوه های تولید بالا به پایین را به صورت کلی به سه دسته تقسیم نمود که عبارتند از نانولیتوگرافی، میکروماشینکاری به کمک لیزر و میکروماشینکاری ابزاری. در نانولیتوگرافی از شکل دهی انتخابی به کمک ماسک با استفاده از اچینگ(باربرداری) خشک(پلاسما یا بخار)یا تر (محلول شیمیایی مایع) برای الگودهی به زیرلایه از جنس نیمه هادی، فلز، پلیمر و یا بسیاری دیگر از مواد استفاده میشود. با اینکه این شیوه نسبتا قدیمی بوده و جزو اولین شیوه های تولید تجهیزات میکرو و یا تجهیزات الکترونیکی می باشد، اما امروزه علاوه بر کاربرد زیاد در صنعت هنوز در دست توسعه و تحقیق می-باشد. شیوه های ترکیبی تولید تجهیزات به کمک نانولیتوگرافی نیز موضوعی است که به علت انعطاف بالای نانولیتوگرافی از همان اوایل این صنعت مورد توجه بوده و توانسته است قابلیت تولید بسیاری از تجهیزات پیچیده تر و کوچک تر را به تولید کنندگان و محققین بدهد. از زمان ساخت لیزر، بسیاری از محققین سعی داشته اند از پرتوی متمرکز آن برای ساخت و تولید استفاده کنند. در این میان محققین زمینه تولید میکرو-نانو نیز سعی بر بکارگیری پرتوی لیزر برای ساخت تجهیزات میکرو-نانو داشته اند. پیشرفت های دهه-های اخیر در زمینه ماشینکاری به کمک لیزر منجر به توسعه لیزرهای با پالس فوق کوتاه شده که در این زمینه بسیار موثر واقع شده اند. لیزرهای فمتوثانیه امروزه از ابزارهای بسیار پرکاربرد در تولید بسیاری از وسایل و تجهیزات میکرو-نانو می باشد. ماشینکاری ابزاری یک شیوه بسیار قدیمی برای شکل دهی مواد، مخصوصا فلزات می باشد. این شیوه شکل دهی از زمان پیدایش بسیار مورد تحقیق قرار گرفته و تکنیک ها، ماشین آلات و ابزارهای ماشینکاری سرعت بالای توسعه داده شده توجه بسیاری از محققین میکرو-نانو را به خود جلب کرده است. به علت پیشرفت های انجام شده، انعطاف بالای تولید و هزینه کمتر نسبت به شیوه های دیگر، میکروماشینکاری ابزاری توانسته است در میان شیوه های دیگر تولید میکرو-نانو پرطرفدار واقع شود. بسیاری از محققین تحقیقات خود را به میکروماشینکاری ابزاری معطوف کرده و تولید بسیاری از قطعات و محصولات را به این شیوه مورد بررسی قرار داده اند. تولید بسیاری از تجهیزات و وسایل با ابعادهای بسیار کوچک منوط به داشتن آگاهی به شیوه های تولید می باشد. برای اینکه بتوان شیوه های تولید میکرو-نانو را در کشور پیاده کرد علاوه بر آشنایی با این شیوه ها، آگاهی از آخرین پیشرفت ها و انجام آزمایش های عملی در آزمایشگاه های مجهز یک امر ضروری می باشد. برای استقلال تولید در زمینه تجهیزات میکرو-نانو، اولین مرحله پس از تحقیقات، راه اندازی آزمایشگاه های مجهز برای پژوهش می باشد. در این پروژه علاوه بر بررسی شیوه های تولید قطعات میکرو-نانو، تجهیزات و وسایل مورد نیاز برای تولید نیز بررسی شده و پیشنهاد راه اندازی مرکز پزوهشی-تولیدی به صورت دقیق نیز ارائه شده است. این مرکز پیشنهادی در ایران بدون نظیر بوده و قابلیت تولید بسیاری از قطعات مورد نیاز صنعت کشور و همچنین تحقیق و پژوهش در راستای توسعه شیوه های تولید و تجهیزات میکرو-نانو را دارا می باشد.

در میان ترکیبات بین فلزی، آلومینایدهای آهن، به دلیل داشتن نسبت استحکام به وزن بالا، مقاومت سایشی مناسب، سختی بالا، نقطه ذوب بالا، مقاومت به خوردگی واکسیداسیون مناسب و ارزان بودن مواد اولیه، موقعیت ویژه ای دارند. از محدودیت های اصلی آلومینایدهای آهن، می توان به انعطاف پذیری کم در دماهای پائین و کاهش استحکام و مقاومت خزشی، در دماهای بالاتر ازc°600 اشاره نمود. این معایب را می توان تا حد زیادی از طریق کاهش اندازه دانه ها تا حد نانومتر و استفاده از ذرات تقویت کننده به عنوان فاز ثانویه و ایجاد ساختار کامپوزیتی برطرف نمود. علاوه بر آن افزودن عنصر آلیاژی سوم نظیر کرم نیز می تواند نقش بسزایی را در بهبود خواص این ترکیبات ایفا کند. بنابراین استفاده همزمان از هر سه عامل یعنی افزودن عنصر آلیاژی سوم، کاهش اندازه دانه ها تا ابعاد نانومتری و ایجاد ساختار کامپوزیتی منجر به ارتقا چشمگیر خواص آلومینایدهای آهن می شود. در این پژوهش هدف ساخت و بررسی مکانیزم تشکیل نانوکامپوزیت، با زمینه ترکیب بین فلزی (fe,cr)3al حاوی فاز تقویت کننده al2o3، می باشد. به منظور بررسی تغییرات فازی و مطالعات ریزساختاری، از آزمون های پراش پرتو ایکس(xrd)، میکروسکوپ الکترونی روبشیsem))، آنالیز حرارتی افتراقیdta))، میکروسکوپ الکترونی عبوریtem)) و ریز سختی سنجی استفاده شد. بدین منظور در ابتدا، نحوه تشکیل ترکیب بین فلزی (fe,cr)3al با آلیاژسازی مکانیکی مخلوط پودری آهن، کرم و آلومینیوم بررسی شد. نتایج حاکی از این است که در مراحل ابتدایی آسیابکاری مخلوط پودری fe50cr25al25، یک ساختار لایه ای متشکل از لایه های متناوب fe/cr/al تشکیل می شود که این ساختار با گذشت زمان آسیابکاری به محلول جامد fe(cr,al) تبدیل می شود و در ادامه فرآیند آسیابکاری، این ساختار به ترکیب بین فلزی (fe,cr)3al نانوساختارتبدیل می شود. در مرحله بعد، ساخت نانوکامپوزیت al2o3- (fe,cr)3al، در طی یک واکنش مکانوشیمیایی در حین فرآیند آلیاژسازی مکانیکی واز دو مسیر مختلف(احیای اکسید کرم واحیای هماتیت توسط آلومینیوم) مورد بررسی قرار گرفت. در حین آلیاژسازی مکانیکی مخلوط پودری fe-al-cr2o3، آلومینیوم با اکسید کرم به صورت تدریجی واکنش داده و فازهای کرم و آلومینا تشکیل می شوند. سپس به طور همزمان کرم احیا شده به همراه آلومینیوم اضافی در شبکه آهن حل شده و محلول جامد fe(cr,al) تشکیل می شود. افزایش زمان آسیابکاری، منجر به تبدیل محلول جامدfe(cr,al) به ترکیب بین فلزی (fe,cr)3al نامنظم می شود. در سیستم آلیاژیcr-al-fe2o3، گرمای ناشی از واکنش ترمیت، بلافاصله پس از وقوع واکنش، منجر به شکل گیری فازهایfe(cr,al) و al2o3کریستالی می شود. این در حالیست که افزایش زمان آسیابکاری تا 10 ساعت منجر به تشکیل فاز (fe,cr)3al نانوساختار می شود. به منظور کاهش درصد حجمی فاز تقویت کننده در محصول نهایی از دو روش مختلف (آسیابکاری مخلوط پودری fe-al-cr-cr2o3و fe-al-cr-fe2o3)، پودر نانوکامپوزیتی (fe,cr)3al-20vol%al2o3، ساخته شد. در ادامه فشرده سازی ذرات نانوکامپوزیتی (fe,cr)3al-20vol%al2o3، حاصل از آسیابکاری مخلوط پودری fe-al-cr-fe2o3 توسط تجهیزات پرس ایزواستاتیک سرد و سینترینگ در دمایc°1400و به مدت یک ساعت انجام شد. ریزساختار قطعه سینتر شده دارای ساختار شبکه ای به هم پیوسته و یکنواختی از فازهای (fe,cr)3al وal2o3 می باشد. همچنین مقادیر ریزسختی محصول نهایی در مقایسه با کامپوزیت هایی با درصد حجمی مشابه از فازal2o3، به خاطر ریز ساختار حاصل از فرآیند مکانوشیمیایی به مراتب بیشتر است.

یکی از ترکیبات مهم سیمان های آلومینات کلسیم ، آلومینات مونوکلسیم(ca) است. این ترکیب دارای خواصی همچون مقاومت بالا در دماهای بالا، رفتار سایشی مناسب و مقاومت مطلوب در برابر محیط های مخرب می باشد. علی رغم برخی ویژگی های مناسب این ترکیب، حضور فازهای ثانویه و دانه های درشت در این مواد، خواص مکانیکی و فیزیکی آن ها را تحت تاثیر قرار داده است، لذا برای کاهش تاثیرات منفی ناشی از درشت بودن دانه ها، در سال های اخیر، محققین تلاشهایی در زمینه سنتز این نوع سرامیک ها با ساختار نانو کرده اند. هدف از انجام این پژوهش، تولید نانوسرامیک آلومینات مونوکلسیم و نانوکامپوزیت آلومینات مونوکلسیم با تقویت کننده نانوسیلیس ، به روش فعالسازی مکانیکی و عملیات حرارتی پس از آن و همچنین بررسی خواص پودرهای تولیدی می باشد. در مرحله اول، مخلوط پودری اکسید کلسیم و اکسید آلومینیوم به منظور تولید ترکیب ca، تحت آسیابکاری قرار گرفته و پس ازآن نمونه های آسیابکاری شده در دماهای 900، 1000 و 1200 درجه سانتیگراد به مدت 2 ساعت تحت عملیات حرارتی قرار گرفتند. تغییرات فازی و ساختاری ایجاد شده در ذرات پودر توسط آنالیز xrd و تغییرات مورفولوژیکی توسط sem و tem مورد بررسی قرار گرفتند. نتایج حاکی از آنست که در جریان آسیابکاری هیچ محصولی تشکیل نمی شود. با عملیات حرارتی بر روی پودرهای حاصل از آسیابکاری مشاهده شد که تشکیل فاز caal2o4در دمای °c1000 شروع گردید و بسته به مدت زمان آسیابکاری، با افزایش دما مقدار این فاز افزایش پیدا کرده و نیز در کنار فاز اصلی، مقادیر بسیار کمی فازهای ثانویه مشاهده شد. با افزایش دمای عملیات حرارتی تا c°1200 فاز مطلوب ca با خلوص بالایی حاصل شد. به روش شرر و شرر اصلاح شده اندازه دانه پودر تولیدی اندازه گیری شد که نشان داد ساختار محصولات سنتز شده در محدوده نانومتری قرار دارد. همچنین تصویر میکروسکوپ الکترونی عبوری از پودر آسیابکاری شده به مدت 100 ساعت و عملیات حرارتی در دمای c° 1000 نشان داد که اندازه ذرات تولید شده در محدوده 40 تا 100 نانومتر است. در مرحله دوم پارامترهای سینتیکی تشکیل فاز ca به روش برازش مدل محاسبه شد و اثر فعالسازی مکانیکی بر انرژی اکتیواسیون لازم برای تشکیل این فاز مورد بررسی قرار گرفت. نتایج نشان داد که با افزایش مدت زمان آسیابکاری تا 70 ساعت کاهش قابل ملاحظه ای در انرژی اکتیواسیون تشکیل فاز ca رخ می دهد اما با افزایش مدت زمان آسیابکاری از 70 تا 100 ساعت تغییری در مقدار انرژی اکتیواسیون مشاهده نشد. این مورد نشان می دهد که در زمان های طولانی تر آسیابکاری نیز، فاز ca تشکیل نمی شود و نیاز به عملیات حرارتی بعدی، جهت تشکیل فاز مورد نظر می باشد. در مرحله سوم ساخت نمونه بالک از پودر نانوساختار آلومینات مونوکلسیم تولید شده، به عنوان زمینه نانوکامپوزیت به همراه تقویت کننده نانوسیلیس انجام شد و نمونه ها توسط آنالیز xrd و sem مورد بررسی قرار گرفتند. همچنین خواص فیزیکی و مکانیکی نمونه ها به کمک آزمایشات اندازه گیری استحکام فشاری و آزمایشات اندازه گیری میزان تخلخل و دانسیته بررسی شد. نانوسیلیس در مقادیر مختلف 5/0، 1، 5/1 و 2 درصد به سیمان مورد نظر اضافه شده و با نسبت وزنی آب به پودر:3/0 به 1، مورد عملیات هیدراسیون قرار گرفتند. پژوهش ها نشان داد که خواص مکانیکی و فیزیکی سیمان ها با اضافه کردن مقدار معینی نانوذرات سیلیس، به طور قابل ملاحظه ای نسبت به سیمان های معمولی بهبود می یابد.

امروزه کامپوزیت های زمینه آلومینیومی به دلیل دارا بودن خواص مطلوبی از قبیل نسبت استحکام به وزن بالا، چگالی کم، سختی زیاد و مقاومت سایشی مناسب در صنایعی چون هوافضا، خودروسازی، الکترونیک و به طور کلی در صنایعی که به نوعی نیاز به مواد سبک و در عین حال مستحکم دارند، به طور وسیعی کاربرد یافته اند. این خواص مطلوب در کامپوزیت های با ساختار نانو بسیار چشمگیرتر و شاخص-تر است. یکی از چالش های استفاده از این مواد، اتصال آن ها می باشد که به دلیل عدم اطلاع کافی از آن، کاربرد این قطعات را محدود کرده است. از طرفی با توجه به کاربرد بالقوه ی این نوع نانوکامپوزیت‎ها و عدم اطلاعات کافی در مورد نحوه‎ی اتصال آن‎ها، می‎توان اظهار نمود که بررسی اتصال این مواد، زمینه‎ی جدیدی به شمار می‎آید که می‎تواند در به فعلیت رساندن کاربرد آن ها و استفاده‎ی بهینه از این مواد راه‎گشا باشد. در تحقیق حاضر فرایند اتصال نانوکامپوزیت زمینه آلومینیومی تقویت شده با ذرات نانومتری آلومینا، به روش فاز مایع گذرا مورد بررسی و ارزیابی قرار گرفته است و تأثیر پارامترهای دما و زمان بر روی خواص اتصال بررسی شده است. برای این منظور ابتدا پودر نانو کامپوزیت al /10 wt.% al2o3 با استفاده از فرایند آسیاب کاری مکانیکی تولید و پس از فرایند پرس گرم پودر حاصله، قطعات حجمی نانو کاموزیتی بدست آمد. در ادامه با لایه نشانی فلز مس به عنوان لایه واسطه، اتصال این قطعات به روش فاز مایع گذرا، در شرایط متفاوت دمایی و زمانی مورد بررسی قرار گرفت. به منظور بررسی های ریز ساختاری پودر نانو کامپوزیت، قطعات نانو کامپوزیت و درز اتصال در شرایط مختلف اتصالی، از میکروسکوپ نوری استفاده شد. بررسی مورفولوژی ذرات پودر و ریز ساختار قطعات نانو کامپوزیت، همچنین سطوح شکست اتصال ها توسط میکروسکوپ الکترونی روبشی انجام گردید. جهت بررسی اندازه دانه های آلومینیوم زمینه در پودر نانو کامپوزیت و قطعات نانو کامپوزیت پس از پرس گرم، از الگوی پراش پرتو ایکس استفاده شد. استحکام برشی اتصال ها، توسط دستگاه تست فشار و با استفاده از فیکسچر مخصوصی صورت پذیرفت. در نهایت به منظور بررسی تغییرات سختی در حوالی درز اتصال، ریز سختی سنجی در اطراف تمام درز اتصال ها انجام گرفت. نتایج نشان داد که پودر نانو کامپوزیت حاصله اندازه دانه هایی در حدود 52 نانو متر دارد که در حین عملیات پرس گرم، نیز این اندازه ی دانه ثابت مانده و رشد دانه ها صورت نگرفته است. در حوالی درز تمام اتصال ها، تخلخل ها و میکرو ترک هایی دیده شد که اکثراً با جامد –al? پرشده اند و در درون آن ها ذرات پراکنده و ریز cual2 قابل مشاهده است. با افزایش دمای اتصال، به دلیل افزایش حجم مذاب ایجاد شده در درز، سطح وسیع تری از درز اتصال و تخلخل ها توسط مذاب خیس شده و یا از مذاب پر می گردد، از طرفی ریزساختار اتصال های انجام شده در دماهای بالاتر حاوی ذرات کمتری از cual2 نسبت به ریزساختار اتصال های انجام شده در دماهای پایین تر می باشد که همین عامل نیز موجب کاهش سختی فاز al- ? با افزایش دمای اتصال شده است. در دمای اتصال 580 درجه ی سانتی گراد، با افزایش زمان اتصال استحکام اتصال ها افزایش می یابد طوری که حداکثر استحکام برشی در همین دما و زمان اتصال 60 دقیقه و در حدود 85 در صد استحکام برشی فلز پایه بدست آمده است. افزایش سطح تماس واقعی مذاب با فلز پایه ( به خاطر تخلخل ها) و بالا بودن ضریب نفوذ مس در فلز پایه ی نانو ساختار، عوامل اصلی پایین بودن زمان لازم برای انجماد هم دما، در این نانو کامپوزیت در مقایسه با دیگر کامپوزیت های زمینه آلومینیومی بوده است. در تمامی سطوح شکست بررسی شده، دیمپل های برشی مشهود است که بعضاً در انتهای آن هاتخلخل ها و ذرات رسوبی cual2 دیده می شود. در دماهای اتصال پایین با افزایش زمان، استحکام اتصالات افزایش یافته ولی در دماهای اتصال بالاتر که انجماد هم دما کامل شده افزایش زمان موجب کاهش مقدار مس و بنابراین کاهش ذرات رسوبی cual2 در زمینه ی نرم -al? شده و در نتیجه استحکام اتصال ها کاهش می یابد. کلمات کلیدی: کامپوزیت های زمینه آلومینیومی، نانو کامپوزیت، آسیاب کاری مکانیکی، فاز مایع گذرا، لایه واسطه، پرس گرم، ریز ساختار، نانو ساختار، انجماد هم دما.

همگام با توسعه سریع صنایع جدید، آلودگی محیط نسبت به گذشته در حال افزایش است و یکی از مهمترین آلاینده ها در محیط فلزات سنگین می باشند. در میان فلزات سنگین، سرب یکی از معمول ترین و سمی ترین آلاینده هاست که از طریق صنایع مختلف مانند آبکاری فلزات و باطری سازی ها وارد آب های طبیعی می شود. روش های مختلفی برای حذف فلزات سنگین از آب-ها و فاضلاب های صنعتی توسعه یافته اند که در این میان فرایندهای جذب به عنوان یک روش کارا و اقتصادی از اهمیت ویژه ای برخوردار هستند. جاذب های مختلفی جهت حذف فلزات سنگین استفاده شده است. درکل، این جاذب ها دارای تخلخل زیادی هستند و سطح کافی را برای جذب به وجود می آورند. با این حال، وجود پخشیدگی درون ذرّه ای ممکن است منجر به کاهش سرعت و ظرفیت جذب این جاذب ها شود. بنابراین، توسعه جاذب هایی بامساحت زیاد و مقاومت کم در برابر پخشیدگی دارای اهمیت قابل توجهی در استفاده های عملی می باشد. اصلاح رس ها توسط پلیمرها باعث بهبود خواص فیزیکی و شیمیایی آنها می شود و بنابراین کانی های رس اصلاح شده می توانند به عنوان جاذب به کار روند، زیرا پلیمرها خود دارای ویژگی های مناسب جذبی برای فلزات می باشند. در این مطالعه، نانوکامپوزیت پلی اکریلیک اسید- بنتونیت در مقایسه با بنتونیت طبیعی جهت حذف سرب از محلول های آبی مورد استفاده قرار گرفت. روش های xrf، xrd، ftir، toc و sem-eds برای مشخصه-یابی جاذب ها مورد استفاده قرار گرفتند. نتایج مشخصه یابی نشان داد که سورفکتانت و پلیمر در فضای بین لایه ای بنتونیت وارد شده و نانوساختار اینترکلیت تشکیل شده است.رفتار جذبی نانوکامپوزیت و بنتونیت نسبت به سرب تحت شرایط مختلف مانند زمان تماس، غلظت اولیه سرب، دما و مقدار جاذب مطالعه گردید. مدل های لانگمویر و فروندلیچ بر داده های تعادلی جذب سرب برازش داده شد. در تمامی دماهای مورد مطالعه(?c50- 15)، مدل لانگمویر بهترین برازش را بر داده های جذب سرب بوسیله نانوکامپوزیت نشان داد، در حالی که داده های جذب سرب بوسیله بنتونیت تنها در دماهای ?c 35 و ?c 50 با مدل لانگمویر بهترین برازش را نشان داد و در دمای ?c 15 و?c 25 مدل فروندلیچ برازش بهتری را نشان داد. حداکثر جذب پیش-بینی شده از مدل لانگمویر برای نانوکامپوزیت پلی اکریلیک اسید- بنتونیت و بنتونیت طبیعی به ترتیب 01/93 و mg g-1 31/52 بدست آمد. پارامترهای ترمودینامیک شامل تغییرات انرژی آزاد گیبس (?g0)، انتالپی (?h0) و انتروپی (?s0) نشان داد که جذب سرب بوسیله جاذب ها خودبخودی، گرماگیر و مطلوب است. مطالعات سینتیک جذب سرب در دو غلظت 400 و mg l-1 800 به مدت 24 ساعت انجام شد. با افزایش غلظت از 400 به mg l-1 800 زمان برقراری تعادل برای جذب سرب بوسیله نانوکامپوزیت از حدود 30 دقیقه به حدود 60 دقیقه افزایش یافت. اما در زمان مورد مطالعه برای جذب سرب بوسیله بنتونیت طبیعی تعادل برقرار نگردید. مدل های سینتیک شبه مرتبه اول، شبه مرتبه دوم، الوویچ، پخشیدگی درون ذرّه ای و تابع توانی برای توصیف داده های سینتیک جذب سرب مورد استفاده قرار گرفت. مدل شبه مرتبه دوم داده های جذب سرب بوسیله نانوکامپوزیت را به خوبی توصیف نمود که نشان می دهد جذب شیمیایی مکانیسم کنترل کننده سرعت است. داده های سینتیک جذب سرب بوسیله بنتونیت بهترین برازش را با مدل تابع توانی نشان داد. با افزایش غلظت جاذب میزان سرب جذب شده در واحد وزن جاذب کاهش یافت در حالی که درصد جذب افزایش نشان داد. درکل، نانوکامپوزیت پلی اکریلیک اسید- بنتونیت بدلیل داشتن سرعت و ظرفیت جذب زیاد، جاذب بسیار مناسبی برای حذف سرب از محلول های آبی می باشد.

چکیده سلول های خورشیدی حساس به رنگ از اثر نور بر مولکول های رنگ برای تولید جریان الکتریسیته استفاده می کنند که این عمل بر اساس مکانیزم فتوالکتروشیمیایی انجام می گیرد. فرایند فتوولتائی در این سلول ها، مدل شبیه سازی شده فتوسنتز در گیاهان می باشد. به منظور بهبود کارایی سلول های خورشیدی حساس به رنگ، پژوهش حاضر به بررسی شرایط مختلف تولید این سلول ها به خصوص در زمینه ی تعیین ضخامت بهینه لایه آندی، تولید کامپوزیتی مناسب با درصد بهینه از ماده تقویت کننده در لایه ی آندی و همچنین تعیین میزان پایداری و طول عمر سلول خورشیدی حساس به رنگ پرداخته است. در ابتدای پژوهش بواسطه ساخت سلول های خورشیدی حساس به رنگ با لایه های آندی در ضخامت های مختلف 9، 18 و 27 میکرومتر، ضخامت بهینه لایه آندی به منظور بدست آوردن بازده تبدیل انرژی خورشیدی به الکتریکی در این سلول های خورشیدی حاصل شد. همچنین با استفاده از نانولوله های کربنی چند دیواره به عنوان تقویت کننده، خمیرکامپوزیتی tio2-mwcnt که پیش ماده لازم جهت تهیه لایه متخلخل آندی توسعه یافته می باشد مهیا گردید. خمیر مذکور با درصدهای وزنی مختلف (1-4% وزنی) نانولوله های کربنی چند دیواره در ریزساختار نانوذرات دی اکسید تیتانیوم تهیه شد. طبق نتایج آزمون های فتو ولتایی و الکتروشیمیایی، مناسبت ترین بازده تبدیل و بیشترین کارایی فتو ولتایی، مربوط به سلول خورشیدی حساس به رنگ بر پایه فتو الکترود کامپوزیتی با 2% وزنی نانولوله کربنی بدست آمد. همچنین ضخامت بهینه لایه آندی به منظور تعیین بیشترین بازده تبدیل در حالت 18 میکرومتر بود. در ادامه پژوهش به بررسی و مقایسه رفتار فتو الکتریکی سلول های خورشیدی حساس به رنگ بر اساس فتو الکترود هایی با تک لایه آندی tio2، تک لایه آندی کامپوزیتی tio2-2%mwcnt و دو لایه آندی tio2/tio2-2%mwcnt پرداخته شد. در نهایت با مقایسه بازده تبدیل تمامی سلول های خورشیدی حساس به رنگ ساخته شده در پژوهش، مشخص گردید سلول خورشیدی حساس به رنگ بر پایه فتو الکترود دو لایه کامپوزیتی tio2/tio2-2%mwcnt دارای بازده تبدیل 35/5% بوده که در مقایسه با سلول خورشیدی حساس به رنگ مرجع با بازدهی 89/2% دارای 85% بهبود بازدهی است. همچنین رفتار الکتروشیمیایی این سلول ها مورد بررسی قرار گرفت. نتایج حاصل از مدل سازی رفتار الکترون ها درون سلول های خورشیدی تهیه شده نیز بیانگر این مطلب بود که الکترون ها درون سلول خورشیدی حساس به رنگ بر پایه فتو الکترود دو لایه کامپوزیتی tio2/tio2-2%mwcnt دارای طول عمر بیشتر، فاصله نفوذ و ضریب نفوذ مناسب تر و مقاومت الکتریکی کمتر هستند و در نتیجه چگالی جریان تولید شده مناسب تر است. در نهایت، در پژوهش حاضر در یک بازه زمانی یک ماهه، طول عمر سلول خورشیدی مذکور مورد بررسی قرار گرفت که در این بازه زمانی کاهش بازده تبدیل در حدود 1% مشاهده شد.

در این پژوهش، با استفاده از فرایند اصطکاکی اغتشاشی (fsp)، نانوکامپوزیت های سطحی بر پایه عناصر موجود در سیستم های آلیاژی mg-al/ni و mg-al/ni-o به صورت درجا بر سطح آلیاژ منیزیم az31 ایجاد و تحولات ریزساختاری، سختی، خواص مکانیکی و سایشی آن ها مورد ارزیابی و مقایسه قرار گرفت. بدین منظور ابتدا با ایجاد شیاری بر سطح آلیاژ منیزیم az31 و اعمال پودرهای نیکل و اکسید نیکل به درون شیار، فرایند اصطکاکی اغتشاشی انجام گرفت و سپس پارامترهای بهینه فرایند نظیر سرعت چرخشی و تعداد پاس های فرایند طی بررسی های ریزساختاری و سختی سنجی بدست آمد. نتایج بررسی های ریزساختاری بر روی نمونه های خام بدون ذرات تقویت کننده نشان داد که با افزایش تعداد پاس های فرایند، میانگین اندازه دانه فلز پایه از 25 میکرون به حدود 5/7 و 3 میکرون پس از یک و پنج پاس فرایند می رسد. همچنین بررسی های ریزساختاری برای نمونه نانوکامپوزیتی بر پایه mg-al/ni نشان داد که پس از یک پاس فرایند، توزیع غیریکنواختی از ذرات تقویت کننده در زمینه ایجاد شد، به گونه ای که در این شرایط ذرات نیکل، جوش سرد خورده و به صورت یک ذره بزرگ و کشیده در زمینه توزیع شده اند. با افزایش تعداد پاس های فرایند اصطکاکی اغتشاشی ذرات بزرگ نیکل ایجاد شده در پاس های قبلی به علت اغتشاش شدید حین فرایند خرد شده، به گونه ای که پس از پنج پاس فرایند توزیع کاملاً یکنواختی از ذرات تقویت کننده در زمینه مشاهده گردید. به منظور تعیین فازهای موجود در ساختار کامپوزیت حاصله از آنالیز پراش پرتو ایکس (xrd) و طیف سنج اشعه ایکس (eds) استفاده شد. بررسی ها نشان دادند که در آغاز فرایند اصطکاکی اغتشاشی (پاس اول)، ترکیبات mg2ni و al3ni2 اولین فازهای تشکیل شده از واکنش درجا میان عناصر موجود در سیستم آلیاژی mg-al/ni بود. با اعمال پاس های بعدی فرایند بر روی نمونه ها، از مقدار ترکیبات ایجاد شده در آغاز فرایند کاسته شده و ترکیبات بین فلزی alni و mgni2 جایگزین آن ها شدند. از طرف دیگر نتایج بررسی های ریزساختاری پیرامون نانوکامپوزیت سطحی ایجاد شده در سیستم آلیاژی mg-al/nio نشان داد که پس از سه پاس فرایند، توزیع کاملاً یکنواختی از تقویت کننده ها در زمینه ایجاد شد. همچنین بررسی های پراش پرتو ایکس بر روی این نمونه ها نشان داد که از همان آغاز فرایند، احیای اکسید نیکل توسط منیزیم زمینه انجام شده و اکسید منیزیم و نیکل فلزی در زمینه ایجاد شده است. در ادامه اتم های نیکل فلزی با آلومینیوم موجود در زمینه به دلیل نیروی محرکه ترمودینامیکی بالاتر نسبت به منیزیم واکنش داده و ترکیبات بین فلزی بر پایه al-ni در زمینه تشکیل گردید. نتایج اندازه گیری سختی بر روی نمونه های فلز پایه، نانوکامپوزیت های سطحی بر پایه mg-al/ni پس از پنج پاس و mg-al/nio پس از سه پاس به ترتیب، 56، 106 و 140 ویکرز بدست آمد. نتایج آزمون کشش نشان داد که استحکام کشش نهایی از مقدار 223 مگا پاسکال برای فلز پایه به حدود 320 مگا پاسکال برای نانوکامپوزیت سطحی بر پایه mg-al/nio افزایش یافت. بررسی نتایج سایش گویای رفتار سایشی مناسب تر نمونه نانوکامپوزیتی در مقایسه با فلز پایه است.

در پژوهش حاضر با استفاده از فرایند اصطکاکی- اغتشاشی (fsp) دو نوع کامپوزیت سطحی al/al3ni و al/al3ni-al2o3 به صورت درجا بر سطح آلیاژ al6061 ایجاد و خواص مکانیکی، رفتار تربیولوژیکی و نیز تغییرات ساختاری آن بررسی شد. به منظور ایجاد کامپوزیت سطحی al/al3ni از دو روش متفاوت استفاده شد. درروش اول شیاری به عمق mm 2 ایجاد و با پودر نیکل پر شد و پس از بستن شیار توسط فرایند اصطکاکی- اغتشاشی با ابزار بدون پین، نمونه تحت fsp قرار گرفت. در روش دوم، پودر نیکل بر سطح آلیاژ al6061 پاشش شعله ای شد و سپس فرایند اصطکاکی- اغتشاشی بر سطح نمونه انجام شد. نتایج تفرق اشعه ی ایکس (xrd) در هر دو نمونه نشان داد که نیکل با آلومینیوم واکنش کرده و ذرات al3ni را به عنوان تقویت کننده در زمینه ای از آلومینیوم تشکیل می دهد. با این که واکنش میان آلومینیوم و نیکل از همان پاس اول انجام شد ولی به منظور انجام بیشتر واکنش و نیز دسترسی به سختی بالاتر، فرایند اصطکاکی- اغتشاشی تا پنج پاس انجام شد. اندازه گیری ریز سختی ناحیه ی اغتشاش نیز در هر دو روش نتایج مشابهی را در بر داشت. به همین دلیل، به منظور تهیه ی نانوکامپوزیت سطحی al/al3ni-al2o3 تنها از روش ایجاد شیار، یعنی روش اول استفاده شد، با این تفاوت که به جای پودر نیکل از پودر اکسید نیکل استفاده شد. در همه ی روش ها، سرعت چرخش ابزار rpm 630، سرعت پیشروی ابزار mm/min 100 و زاویه ی ابزار نسبت به محور قائم 2 انخاب شد. نتایج xrd از سطح نمونه های fsp شده نشان داد که ذرات اکسید نیکل با زمینه ی آلومینیومی وارد واکنش شده و دو نوع تقویت کننده ی al3ni و al2o3 را در زمینه ای از آلومینیوم بوجود می آورد. بررسی های ریزساختاری در ناحیه ی اغتشاش با استفاده از میکروسکوپ الکترونی روبشی (sem) و میکروسکوپ الکترونی عبوری (tem) انجام شد. به منظور بررسی خواص مکانیکی نمونه ها، از آزمون-های ریزسختی سنجی، کشش و سایش دما بالا استفاده شد. به علت شرایط t6 اولیه، ریزسختی و استحکام کششی نهایی نمونه های نانوکامپوزیتی نسبت به فلز پایه کاهش یافت. نتایج آزمون سایش دمای بالا حاکی از بهبود قابل ملاحظه ی نمونه های نانوکامپوزیتی نسبت به آلیاژ پایه و یا آلیاژ پایه ی fspشده بود. به منظور بررسی دقیق نتایج آزمون کشش و سایش، سطوح شکست وسطوح مورد سایش توسط میکروسکوپ الکترونی روبشی بررسی شد.

آلیاژهای آلومینیوم به دلیل دارا بودن خصوصیاتی نظیر دانسیته پایین، نسبت استحکام به وزن بالا و داکتیلیته عالی در بسیاری از صنایع به ویژه صنایع هوا-فضا، نظامی و خودرو کاربرد گسترده ای پیدا کرده اند. مشکل اصلی آلیاژهای آلومینیوم رفتار تریبولوژیکی ضعیف و پایداری حرارتی کم آن ها می باشد. حضور ذرات سرامیکی تقویت کننده نانومتری در ساختار می تواند با ایجاد مانع بر سرحرکت نابجایی ها، این آلیاژها را برای کاربردهای سایشی و دمای بالا مناسب سازد. در این پژوهش تولید آلیاژهای نانو کریستال al-zn و نانوکامپوزیت با زمینه آلیاژ al-zn حاوی ذرات al2o3 نانومتری مورد بررسی قرار گرفت. فرآیند تولید با آلیاژسازی مکانیکی پودر آلومینیوم به همراه اکسید روی و در برخی آزمایش ها به همراه روی انجام شد. بررسی های فازی با پراش پرتو ایکس و بررسی های میکروساختاری توسط میکروسکوپ الکترونی روبشی و عبوری (tem و sem) صورت گرفت. نتایج بررسی ها حاکی از آن است که کاهش اندازه دانه های کریستالی آلومینیوم خالص تا 50 نانومتر با 20 ساعت آسیاب کاری امکانپذیر است. با آسیاب کاری مخلوط پودری آلومینیوم و روی به تدریج محلول فوق اشباع از روی در آلومینیوم تشکیل می شود. با کاهش اندازه دانه های کریستالی زمینه، عنصر روی از ساختار پس زده می شود و این امر باعث کاهش سختی در این آلیاژ می شود. با خروج روی از ساختار آلومینیوم در حین آسیاب کاری مقدار روی حل شده در ساختار به اندازه تعادلی خود می رسد. با انجام عملیات حرارتی در 500 درجه سانتیگراد به مدت 30 دقیقه اندازه دانه های کریستالی آلیاژ آلومینیوم- روی نانوکریستال ، به دلیل حضور روی در مرز دانه ها و نقش موثر آن ها در کند کردن حرکت مرز دانه ها، رشد چندانی نمی کند. با آسیاب کاری مخلوط استوکیومتری آلومینیوم و اکسید روی به مدت 5 ساعت واکنش بین این دو ماده کامل می شود. واکنش بین آلومینیوم و اکسید روی به صورت انفجاری و خود پیشرونده انجام می شود. محصول واکنش بین آلومینیوم و اکسید روی، فلز روی با اندازه دانه های کریستالی 20 نانومتر و آلومینای آمورف (5 درصد حجمی) می باشد. سختی نانوکامپوزیت تولیدی حدود 180 ویکرز می باشد که 6 برابر سختی آلومینیوم اولیه مصرفی است. با پرس گرم پودر نانوکامپوزیت تولیدی در دمای 500 درجه سانتیگراد تحت فشار 400 مگاپاسکال نمونه بالکی با دانسیته 99 درصد نسبت به دانسیته تیوری تهیه گردید. در نمونه های بالک اتصال کافی بین ذرات پودر برقرار نشده به انجام یک مرحله عملیات حرارتی مناسب نیاز است. نانوکامپوزیت تولیدی پایداری حرارتی خوبی در دماهای کمتر از 400 درجه سانتیگراد از خود نشان می دهد. لازم به ذکر است سختی نمونه های بالک تولیدی معادل 180 ویکرز و استحکام فشاری معادل 730 مگاپاسکال اندازه گیری شد.

در این پژوهش تأثیر فرآیند جوشکاری قوسی تنگستن گاز (gtaw) بر ساختار، رفتار خوردگی و خواص مکانیکی منطقه جوش آلیاژ ti6al4v مورد بررسی قرار گرفت و با استفاده از عملیات حرارتی قبل و بعد از فرآیند جوشکاری، رفتار خوردگی و خواص مکانیکی منطقه جوش بهبود داده شد. بدین منظور ورق های نازک آلیاژti6al4v به ضخامت mm 3/1 در حرارت ورودی j/mm 350 تحت فرآیندgtaw قرار گرفت. به منظور بررسی تأثیر عملیات حرارتی بر ساختار، رفتار خوردگی و خواص مکانیکی منطقه جوش، مجموعه ای ازعملیات حرارتی تنش گیری، انحلالی و پیرسازی بر روی ورقه های نازک آلیاژ فوق قبل و بعد از جوشکاری اعمال گردید. عملیات حرارتی تنش گیری و پیرسازی به ترتیب در دماهای °c600 و °c540 به مدت یک ساعت انجام شد و نمونه ها در هوا سرد شدند. همچنین عملیات انحلالی در دمای °c950 به مدت نیم ساعت انجام شد و سپس نمونه ها در آب سرد شدند. ساختار و خواص مکانیکی منطقه جوش توسط پراش پرتو ایکس(xrd)، میکروسکوپ الکترونی روبشی(sem)، میکروسکوپ نوری، آزمایش کشش و سختی سنجی مورد ارزیابی قرار گرفت. رفتار خوردگی منطقه جوش نیز توسط آزمون های پلاریزاسیون تافل و پتانسیل مدار باز- زمان در محلول رینگر و در دمای c?37 بررسی شد. بررسی های ساختاری گویای حضور دانه های ستونی? اولیه درشت به همراه فاز ? ناپیوسته در مرز دانه ها در منطقه ذوب (fz) و عدم وجود مرز مشخص بین مناطق fz و متاثر از حرارت (haz ) است. این امر به جوانه زنی و رشد رونشستی دانه های? موجود در fz بر روی دانه های درشت شده منطقه مجاور متأثر از حرارت nhaz)) نسبت داده شد. چنین ساختاری موجب افت قابل توجه مقاومت خوردگی و ازدیاد طول نسبی منطقه جوش شده است. نتایج بررسی های ساختاری نشان داد که عملیات حرارتی در زیر دمای استحاله ??? تأثیری بر اندازه وشکل ستونی دانه های منطقه جوش ندارد. جهت بهبود رفتار خوردگی منطقه جوش ، ازعملیات حرارتی استفاده شد. نتایج آزمایش ها نشان داد در صورتیکه پس از فرآیند جوشکاری، عملیات آنیل انحلالی و پیرسازی انجام شود، منطقه جوش رفتار خوردگی نزدیکی با فلز پایه و منطقه متأثر از حرارت ارایه می کند و هیچ-گونه خوردگی ترجیحی میان مناطق جوش و فلز پایه مشاهده نمی شود. این امر به تشکیل رسوبات فاز ? از مارتنزیت و فاز? از ? شبه پایدار حاضر در منطقه جوش و همچنین درشت شدن صفحات ? در حین عملیات حرارتی نسبت داده شد. نتایج آزمون ها نشان داد که عملیات حرارتی پیرسازی و تنش گیری پس از فرآیند جوشکاری و همچنین انجام عملیات حرارتی قبل از جوشکاری تأثیر چندانی بر رفتار خوردگی منطقه جوش ندارد. بررسی خواص مکانیکی نشان داد که اعمال عملیات حرارتی آنیل انحلالی و پیرسازی باعث یکنواختی سختی مناطق مختلف می شود و انعطاف پذیری فلز جوش را حدود صد درصد بهبود می بخشد.

در این پژوهش سعی شده تا با استفاده از فرایند اصطکاکی-اغتشاشی نانوکامپوزیت al6061-al2o3 بر سطح آلومینیوم توسعه یابد و خواص سایشی آن مورد ارزیابی قرار گیرد. بدین منظور پس از تهیه و بهینه سازی ماشین اصطکاکی- اغتشاشی، ابزار مناسب جهت تأمین شرایط اغتشاش، طراحی و مورد استفاده قرار گرفت. جهت اندازه گیری دما در منطقه اغتشاش از ترموکوپل مناسب در عمق 8 میلیمتری سطح نمونه استفاده شد. دمای این منطقه در حین انجام فرایند، 350 درجه سانتیگراد اندازه گیری شد. به منظور جلوگیری از ایجاد حفره های گرمایی در اثر دمای بالا و ایجاد ساختاری ریزدانه تر در منطقه اغتشاش، از محیط خنک کننده حاوی آب 10 درجه سانتیگراد استفاده شد و فرایند در این محیط انجام گرفت. این امر موجب گردید دمای منطقه اغتشاش تا 100 درجه سانتیگراد کاهش یابد. در ادامه با استفاده از تعداد زیادی آزمایش و استفاده از نتایج آنها در طراحی و آموزش شبکه عصبی مصنوعی، پارامترهای بهینه فرایند تعیین شد. در این بخش با استفاده از بررسی حساسیت سختی منطقه اغتشاش، پارامترهایی که حداکثر سختی را در منطقه اغتشاش ایجاد می کردند و در عین حال بیشترین پایداری را نسبت به تغییرات داشتند انتخاب گردید و از آنها به عنوان پارامترهای بهینه فرایند در ادامه پروژه استفاده شد. جهت ایجاد نانوکامپوزیت سطحی، سعی شد تا با انجام فرایند اصطکاکی-اغتشاشی بر روی نمونه ، نانوکامپوزیت مورد نظر بر سطح نمونه ایجاد شود. نتایج انجام آزمون سایش بر روی نمونه های نانوکامپوزیتی و مقایسه آن با فلز پایه و نمونه ای که فرایند بدون ذرات تقویت کننده بر روی آن انجام گرفته، نشان داد که در دمای محیط، اضافه شدن نانوذرات تقویت کننده تأثیر چندانی بر خواص سایشی نخواهد داشت اما درصورتی که آزمایش سایش در دمای بالا (400 درجه سانتیگراد) بر روی نمونه ها انجام شود، خواص سایشی نمونه نانوکامپوزیتی مناسب تر از نمونه های دیگر است به-طوری که عمق مسیر سایش ایجاد شده در نمونه نانوکامپوزیتی mm36/0، نمونه فراوری شده بدون ذرات تقویت کننده mm97/1 و فلز پایه mm63/1 بود.

در این پژوهش نانوکامپوزیت آلومینیوم 6061 حاوی ذرات تقویت کننده از جنس ترکیبات بین فلزی آلومینیوم و تیتانیوم به کمک فرایند اصطکاکی - اغتشاشی (fsp) و به صورت درجا تولید و مشخصه یابی شد. به این منظور پودر تیتانیوم به زمینه آلومینیوم 6061 به روش شیاری اضافه شده و سپس فرایند اصطکاکی - اغتشاشی انجام گرفت. به منظور بهبود فرایند اصطکاکی - اغتشاشی از طرح ابزار جدیدی شامل دو قسمت استفاده گردید در آن پین یکی از انواع ابزارهای استاندارد براده برداری است که در داخل نگهدارنده قرار می گیرد. فرایند اصطکاکی - اغتشاشی با سرعت خطی 20 میلی متر بر دقیقه و سرعت چرخش 800 دور بر دقیقه انجام شد. نمونه ها با چهار مقدار ذرات تقویت کننده (5، 10، 15 و 20 درصد حجمی) آماده و هرکدام به تعداد یک، سه و پنج بار فرایند اصطکاکی - اغتشاشی شدند. جهت تعیین ساختار فازی نمونه ها از پراش پرتو ایکس (xrd) و طیف سنج اشعه ایکس (eds) استفاده شده و بررسی ریزساختارها به کمک متالوگرافی و میکروسکوپ الکترونی روبشی (sem) صورت پذیرفت. الگوی پراش پرتو ایکس نمونه ها نشان داد که ذرات تقویت کننده از جنس ترکیبات بین فلزی al3ti تشکیل شده اند. همچنین به کمک بررسی های ریزساختاری و رابطه ویلیامسون - هال مشخص شد ذرات تقویت کننده از جنس al3ti با اندازه دانه میانگین برابر با 87 نانومتر در کامپوزیت ها تشکیل شده اند. . مقایسه رفتار سایشی کامپوزیت با ترکیب و پارامترهای بهینه با نمونه آلیاژ آلومینیوم 6061 اولیه و نمونه فرایند اصطکاکی - اغتشاشی شده نشان داد مقاومت سایشی بهبود چشمگیری داشته است (کاهش جرم پس از طی 1100 متر تا حد 60% کاهش یافته است). به علاوه ضریب اصطکاک نیز به میزان 2/0 کاهش می یابد. سختی نمونه های کامپوزیتی در قیاس با حالت آنیل از افزایش سختی قابل توجهی برخوردار بود، اما در قیاس با سختی آلیاژ آلومینیوم 6061 عملیات حرارتی شده سختی پایین تری داشت.

در این تحقیق تولید ترکیب بین فلزی tial نانو ساختار و نانوکامپوزیت tial-al2o3 حاوی درصدهای مختلف فاز تقویت کننده با استفاده از فرآیند آلیاژسازی مکانیکی مورد مطالعه قرار گرفت. تغییرات ایجاد شده در ساختار داخلی و مورفولوژی ذرات پودر بوسیله پراش پرتوایکس (xrd)، میکروسکوپ الکترونی روبشی (sem)، میکروسکوپ الکترونی عبوری (tem) و آنالیز حرارتی (dta) ارزیابی شد. نتایج نشان داد که آلیاژسازی مکانیکی مخلوط پودر ti50al50 موجب تشکیل فاز آمورف و سپس محلول جامد فوق اشباع ti(al) می شود. عملیات حرارتی فاز آمورف و محلول جامد ti(al) منجر به تشکیل ترکیب tial نانوکریستال می گردد. در این راستا استحاله فاز محلول جامد فوق اشباع ti(al) به تر کیب بین فلزی tial با ساختار تتراگونال (l10) از فاز میانی tial نامنظم با ساختار fcc عبور می کند و تبدیل فاز نامنظم fcc-tial به فاز منظم l10-tial همراه با شکافتگی پیک ها در الگوی پراش پرتو ایکس است. نانوکامپوزیت tial-al2o3 با استفاده از آلیاژسازی مکانیکی مخلوط پودر ti، al و tio2 و بصورت درجا تولید گردید. تشکیل این نانوکامپوزیت، بصورت تدریجی و از طریق واکنش های چند مرحله ای در حین آلیاژسازی مکانیکی و عملیات حرارتی صورت پذیرفت. بررسی ها نشان داد مکانیزم تشکیل وابسته به ترکیب مخلوط پودر اولیه می باشد. آلیاژسازی مکانیکی مخلوط پودر al-tio2 منجر به تولید نانوکامپوزیت با زمینه tial نامنظم و ذرات al2o3 می شود. اعمال عملیات حرارتی موجب تبدیل tial نامنظم به tial منظم می گردد. افزایش تیتانیم در مخلوط پودر اولیه روند تشکیل نانوکامپوزیت را تغییر می دهد، بطوری که منجر به تشکیل فازهای ti3al نامنظم و al2o3 و یا فاز آمورف می شود. عملیات حرارتی فازهای تشکیل شده موجب ایجاد زمینه نانوساختار l10-tial همراه با تقویت کننده al2o3 می گردد.

نانوکامپوزیت های آلومینا- فلز به دلیل خواصی نظیر سختی و استحکام عالی، چقرمگی مناسب و چگالی نسبتاً کم در دهه اخیر مورد توجه طراحان و مهندسان برای کاربرد در صنایع مختلف قرار گرفته است. در واقع مشکل اصلی سرامیک هایی نظیر آلومینا تافنس پایین آنهاست که با ایجاد ساختار کامپوزیتی و ریز کردن ساختار تا حد نانومتر این محدودیت تا حد زیادی قابل اصلاح است. هدف از این پژوهش تولید نانوکامپوزیت آلومینا– مولیبدن به روش آسیاب کاری مکانیکی است. بدین منظور مخلوط پودر آلومینیوم و اکسید مولیبدن آسیاب گردید تا از واکنش بین آنها نانوکامپوزیت مزبور بدست آید. در مرحله بعد فشرده سازی نمونه ها در دماهای 1300 و 1400 درجه سانتیگراد انجام و رفتار سینترینگ آنها مورد بررسی قرار گرفت. مشخصه یابی پودر نانوکامپوزیت و نمونه متراکم توسط آنالیز پراش پرتو ایکس (xrd) و میکروسکوپ الکترونی روبشی (sem) و عبوری (tem) انجام شد. نتایج بررسی ها نشان داد که در مخلوط استوکیومتری آلومینیوم و اکسید مولیبدن، واکنش پس از 120 دقیقه و در مخلوط غیر استوکیومتری پس از 170 دقیقه کامل می شود. مکانیزم واکنش برای هر دو ترکیب به صورت احتراقی خود پیشرونده تعیین گردید. محصول واکنش ترکیب استوکیومتری نانوکامپوزیت آلومینا- 7/26 درصد حجمی مولیبدن و محصول واکنش ترکیب غیر استوکیومتری نانوکامپوزیت آلومینا- 15 درصد حجمی مولیبدن بود. بررسی های پراش پرتو ایکس نشان داد که پس از تکمیل واکنش هیچ فاز اضافه ای نظیر ترکیبات میانی در محصولات واکنش وجود ندارد. با ادامه آسیاب کاری نیز فقط اندازه دانه های کریستالی کاهش و کرنش داخلی افزایش یافت. اندازه دانه مولیبدن و آلومینا پس از 270 دقیقه آسیاب کاری به ترتیب 15 و 25 نانومتر در مخلوط استوکیومتری و 18 و 10 نانومتر در مخلوط غیر استوکیومتری به دست آمد. عملیات حرارتی نمونه ها در دمای 800 درجه سانتیگراد نشان داد که نانوکامپوزیت تولیدی از پایداری حرارتی خوبی برخوردار است. در ادامه پودر نانوکامپوزیت های تولیدی و نیز پودر آلومینای ? که به مدت زمان 270 دقیقه آسیاب شده بود تحت فشار 200 مگاپاسکال فشرده و سپس در دو دمای 1300 و 1400 درجه سانتیگراد سینتر شدند. بررسی ها نشان داد که رشد دانه ها به دلیل حضور فاز دوم در هر یک از فازهای تشکیل دهنده نانوکامپوزیت بسیار ناچیز می باشد. در این مورد نیز تشکیل فاز آلومینای ? در کنار آلومینای ? مشاهده می شود. افزایش دمای سینترینگ و نیز افزایش مقدار مولیبدن باعث کاهش مقدار تخلخل نمونه ها می گردد. با افزایش درصد مولیبدن در نمونه ها سختی افت کرده اما استحکام خمشی افزایش می یابد.

در این پروژه آلیاژ حافظه پذیر فرومغناطیس ni47mn40sn13 با استفاده از روش آسیاب کاری ساخته شد. بدین منظور پودر عناصر اولیه با خلوص بالا با استوکیومتری ذکر شده توزین شده و به مدت 20 ساعت در آسیاب سیارهای آسیاب شد. سپس به کمک تحلیل پراش پرتو ایکس و پذیرفتاری مغناطیسی فرایند تشکیل فاز با افزایش زمان آسیاب کاری مورد بررسی قرار گرفت. تحلیل ریتولد نمونه ی 20 ساعت آسیاب شده نشان داد این نمونه دارای فاز هویسلر l21 است. در این نمونه گذار مغناطیسی در محدوده ی 290 کلوین مشاهده شد اما اثری از گذار مارتنزیتی مشاهده نگردید که این موضوع به دلیل بی نظمی های ایجاد شده و همچنین کرنش های ایجاد شده حین آسیاب کاری است. در ادامه برای دست یابی به نمونه هایی با ساختار بلوری با نظم بلند برد، نمونه ی 20 ساعت آسیاب شده در لوله هایی از جنس کوارتز و تخلیه شده از هوا قرار داده شد و به مدت 16 ساعت در دماهای 550، 750 و 950 درجه سانتیگراد بازپخت شد. الگوی پراش پرتو ایکس نمونه ها نشان داد فاز غالب در هر 3 نمونه آستنیت است اما در نمونه های بازپخت شده در دمای 550 و 750 درجه سانتیگراد قله هایی از فاز مارتنزیت مشاهده می شود. در پذیرفتاری مغناطیسی نمونه ی بازپخت شده در 550 درجه گذار مغناطیسی وساختاری مشاهده نشد در حالی که در نمونه های بازپخت شده در 750 و 950 درجه سانتیگراد این گذار مشاهده می شود. با توجه به نتایج به دست آمده از الگوی پراش پرتو ایکس نمونه ها، وجود پارامتر شبکه ی بحرانی و همچنین اندازه ی بلورک کمتر در نمونه ی بازپخت شده در 550 درجه باعث شده است که گذار ساختاری و مغناطیسی در این نمونه مشاهده نشود. سپس اثر مغناطوگرمایی نمونه ی بازپخت شده در دمای 950 درجه سانتیگراد مورد بررسی قرار گرفت. به دلیل تفاوت مغناطش اشباع فاز مارتنزیت و آستنیت، تغییرات آنتروپی قابل ملاحظه ای در محدوده ی گذار ساختاری و مغناطیسی مشاهده شد. نتایج نشان داد این آلیاژ با توجه به عناصر ارزان و در دسترس، دارای پتانسیل بالایی برای استفاده در یخچال های مغناطیسی است .

تاکنون تحقیقات وسیعی با هدف توسعه آلیاژهای دما بالا برای کاربرد در صنایع هوا-فضا و خودرو انجام شده است. در چنین کاربردهایی نیاز به مواد سبکی است که بتوانند در زمان های طولانی در دمای بالا کار کنند. کامپوزیت های آلومینیوم همراه با ذرات تقویت کننده بین فلزی از مهم ترین دسته از این مواد می باشند. در این بین عنصر زیرکونیوم به عنوان یکی از مهم ترین کاندیداها جهت تولید تری آلومیناید زیرکونیوم (al3zr)به عنوان ترکیب بین فلزی معرفی شده است. هدف از انجام این پژوهش تولید کامپوزیت نانوساختار al-al3zr با استفاده از روش آلیاژسازی مکانیکی و اکستروژن گرم و بررسی خواص قطعات تولید شده از این کامپوزیت بود. بدین منظور ابتدا با استفاده از آسیاب سیاره ای ترکیب تری آلومیناید زیرکونیوم تولید شد. ترکیب تولید شده سپس با پودرآلومینیوم خالص مخلوط شد تا پودر کامپوزیتی al-al3zr با درصد وزنی متفاوت از تقویت کننده (al3zr) به دست آید. سپس این پودر با استفاده از فرآیند اکستروژن گرم دردمای 550 سانتیگراد متراکم گردید و خواص قطعات حاصل مورد ارزیابی قرار گرفت. تغییرات فازی رخ داده در حین آلیاژسازی مکانیکی توسط آزمون پراش پرتو ایکس بررسی شد و ریزساختار تولید شده توسط میکروسکوپ های الکترونی روبشی و عبوری بررسی شد. خواص مکانیکی قطعات تولید شده پس از اکستروژن گرم با استفاده از سختی سنجی و آزمون کشش در دمای محیط و دمای بالا بررسی شد. به منظور مقایسه رفتار سایشی قطعات، آزمون پین بر روی دیسک در دمای محیط و در بار اعمالی 27 و 40 نیوتن انجام شد. نتایج نشان داد که ترکیب بین فلزی al3zr با انجام آلیاژسازی مکانیکی حتی به مدت 50 ساعت تشکیل نمی شود، اما با انجام عملیات آسیاب کاری به مدت 10 ساعت و سپس عملیات حرارتی در دمای 600 درجه سانتیگراد به مدت یک ساعت ترکیب al3zr تولید شد. نتایج آنالیز حرارتی نشان داد که تولید ترکیب بین فلزی al3zr ابتدا با جوانه زنی فاز شبه پایدار مکعبی شکل al 3zr در مخلوط پودری شروع می شود و در ادامه فاز تعادلیal3zr تتراگونال از فاز شبه تعادلی بوجود می آید. با استفاده از رابطه ویلیامسون-هال اندازه دانه فازal3zr ، 32 نانومتر محاسبه شد که این میزان تطابق مناسبی با مشاهدات میکروسکوپ الکترونی عبوری داشت. اکستروژن گرم نمونه های تولیدی در دمای 550 درجه سانتیگراد باعث تولید قطعاتی عاری از عیب با چگالی نسبی 99% و همچنِین توزیع مناسب ذرات al3zr در زمینه شد. استحکام تسلیم نمونه های اکسترود شده شامل 10%wt al3zr به میزان 105 مگاپاسکال به دست آمد که بسیار بیشتر از استحکام تسلیم آلومینیوم خالص (60 مگاپاسکال) است. رفتار کششی نمونه ها در دمای 300 سانتیگراد نشان داد که حضور ذرات تقویت کننده در ساختار باعث جلوگیری از تبلور مجدد می شود و در این دما استحکام تسلیم نمونهal-10%wt al3zr به میزان 95 مگاپاسکال محاسبه شد. نمونه های کامپوزیتی al-al3zr از پایداری حرارتی مناسبی برخوردار بودند به طوریکه سختی نمونه ها پس از 36 ساعت آنیل در دمای 300 درجه سانتیگراد تغییر چندانی نکرد. نتایج آزمون سایش نشان داد با افزایش درصد وزنی ذرات تقویت کننده در ساختار نرخ سایش کاهش می یابد. مکانیزم سایش بستگی به بار اعمالی دارد و شامل تولید لایه مخلوط شده مکانیکی، سایش خراشان و ورقه ای شدن می شود.

در دهه¬های اخیر به منظور کاهش در میزان مصرف انرژی در صنایع و به¬خصوص در صنایع هوایی، آلیاژ¬های سبک مورد توجه گسترده ای قرارگرفته اند. که در این میان از آلیاژ¬های آلومینیم به عنوان یک آلیاژ سبک و با خواص مطلوبی چون نسبت استحکام به وزن بالا، هدایت حرارتی بالا، مقاومت به خوردگی، انعطاف پذیری و خواص سایشی مطلوب، به عنوان یک جایگزین مناسب در مقابل قطعات فولادی است. فرآیند اصطکاکی اغتشاشی((fsp یک فرآیند حالت نیمه جامد برای تغییر ریز¬ساختار و از بین بردن عیوب ریختگی به صورت موضعی در لایه سطحی است. در این پژوهش، به منظور اصلاح ساختار جوش حاصل از جوشکاری ترمیمی سطوح آلیاژ ریختگی آلومینیم a356 و برای بهبود سختی، استحکام تسلیم و خواص سایشی آن، فرآیند اصطکاکی اغتشاشی بر ناحیه جوش ذوبی آلیاژ اعمال گردید. برای انجام جوشکاری ذوبی از فرآیند جوشکاری قوسی تنگستن-گاز با قطبیت منفی و فلز پرکننده er4043 استفاده شد. با توجه به اهمیت حرارت ورودی بر ریزساختار و خواص مکانیکی، فرآیند fsp با استفاده از سرعت دورانی 1000 rpm و سرعت خطی mm/min 100که در سایر پژوهش های، انجام شده حالت بهینه ای بود انجام گرفت. هم¬چنین تأثیر عملیات حرارتی t6 بر ریزساختار و خواص مکانیکی نمونه خام و نمونه ای که در بین سایر نمونه های عملیات حرارتی نشده دارای بهترین خواص بود انجام شد و سپس خواص نمونه¬های عملیات حرارتی¬شده مورد بررسی قرار گرفت. جهت تعیین فازهای تولیدشده در طی فرآیند از پراش پرتوایکس (xrd) و طیف سنج اشعه ایکس (eds) استفاده شده و بررسی ریزساختارها به کمک متالوگرافی و میکروسکوپ الکترونی روبشی (sem) صورت پذیرفت. فرآیند fsp در امتداد خط جوش و در راستای طولی اعمال گردید؛ که باعث همگن نمودن ریز¬ساختار ریختگی، از بین بردن تخلخل ها و پخش ذرات سیلیسیم با اندازه ذره مناسب و به طور یکنواخت در سر¬تا¬سر لایه¬های سطحی آلیاژ شد،که بهبود ریز¬ساختار و خواص مکانیکی آلیاژ¬ آلومینیم a356 را به¬دنبال داشت. نتایج بررسی های ریزساختاری نشان داد، که اعمال فرآیند اصطکاکی اغتشاشی روی جوش موجب خرد شدن ساختار دندریتی خشن حاصل از جوشکاری آلیاژ ریختگی و انحلال فاز¬های ثانویه سخت و ترد موجود در مرز دانه های ناحیه جوش می¬شود. بررسی تصاویر متالوگرافی حاکی از همگن تر شدن سیلیسیم یوتکتیک در ناحیه جوش نسبت به فلز پایه و تأثیر بیشتر فرآیند اصطکاکی اغتشاشی در شکستن و خرد کردن سیلیسیم در ساختار ناحیه جوش بود. بررسی توزیع سختی در نمونه ها حاکی از افزایش سختی به ترتیب برای فلز پایه، فلز جوش، منطقه اغتشاشی ناحیه جوش پس از فرآیند fsp و نمونه عملیات حرارتی شده به میزان 55، 59، 78 و 80 ویکرز بود. نتایج آزمون کشش بیانگر افزایش چشمگیر استحکام تسلیم، استحکام کششی و میزان انعطاف پذیری بعد از اعمال فرآیند اصطکاکی اغتشاشی بر ناحیه جوش بود. برای ارزیابی مقاومت به سایش، از آزمون سایش رفت و برگشتی و با بار ثابت 10 نیوتن استفاده شد. نتایج آزمون سایش نشان داد که فرآیند fsp باعث افزایش مقاومت به سایش نمونه های که این فرآیند بر روی آن ها انجام شده می شود.

در این تحقیق ورقه های فولاد ساده کربنی و فولاد زنگ نزن آستنیتی 304 با ضخامت 2 میلی متر توسط فرایند جوشکاری اصطکاکی اغتشاشی نقطه ای در سرعت های چرخش 630 ، 1000 و 1250 دور بر دقیقه و در مدت زمان های ماند ابزار 2، 6 و 10 ثانیه به یکدیگر متصل شدند. آزمایش های تفرق اشعه ایکس(xrd) و آنالیز طیف سنجی اشعه ایکس(eds) برای بررسی وجود فازهای تشکیل شده مانند کاربید کروم مورد استفاده قرار گرفت. بررسی های ریزساختاری, آزمایش های کششی/برشی و آزمون ریزسختی بر روی اتصال های ایجاد شده انجام گردید. چهار ناحیه مختلف در منطقه جوش به جز فلزات پایه تعیین شدند. در ناحیه اغتشاش فولاد ساده کربنی، تغییر فرم گرم در ناحیه آستنیتی منجر به تشکیل دانه های کوچک آستنیت شده و این دانه ها به فازهای ریز پرلیت و فریت و بعضی محصولات استحاله های برشی مانند فریت ویدمن اشتاتن و مارتنزیت استحاله یافتند. ناحیه متاثر از حرارت در فولاد ساده کربنی همانند فرایند های جوشکاری ذوبی، ریزساختارهای ریزدانه شده جزیی و کامل را از خود نشان داد. در ناحیه اغتشاش فولاد زنگ نزن، ریزدانگی قابل توجه دانه ها به دلیل وقوع تبلور مجدد دینامیکی مشاهده شد. ناحیه متاثر از عملیات ترمومکانیکی نیز با دانه های تغییر شکل داده شده شدید متمایز بود. تبلور مجدد دینامیکی با ریز کردن دانه ها در فولاد زنگ نزن و استحاله های فازی در فولاد ساده کربنی منجر به افزایش سختی ناحیه جوش شده است. با افزایش سرعت چرخش و زمان ماند ابزار استحکام کششی/برشی افزایش یافت که طول پیوند در امتداد فصل مشترک دو فلز به عنوان پارامتری موثر در افزایش استحکام کششی/برشی مشخص شد. برای انجام مقایسه از لحاظ استحکام مکانیکی، جوشکاری مقاومتی نقطه ای غیرمشابه نیز بر روی نمونه ها انجام شد. مشخص شد که جوش اصطکاکی اغتشاشی نقطه ای در پارامتر بهینه جوشکاری دارای استحکام اتصال بالاتری نسبت به جوش مقاومتی نقطه ای است. با انجام آزمون کششی/برشی بر روی جوش مقاومتی نقطه ای استحکام اتصال 356 مگاپاسکال بدست آمد، در حالی که حداکثر استحکام 512 مگاپاسکال در جوش های ایجاد شده اصطکاکی اغتشاشی نقطه ای تحت جوشکاری با پارامتر بهینه بوده است. همچنین در جوش غیر مشابه فولاد ساده کربنی به فولاد زنگ نزن نسبت به جوش های مشابه فولاد ساده کربنی و فولاد زنگ نزن در شرایط یکسان جوشکاری، به دلیل تفاوت در حالت شکست حداکثر نیروی تحمل شده بالاتری بدست آمد. در بررسی حالت شکست نمونه های بدست آمده از آزمون کششی/ برشی دو حالت شکست مشخص شد که شامل حالت شکست برشی و حالت شکست مخلوط برشی/ کششی بود. با افزایش زمان ماند و سرعت چرخش ابزار حالت شکست از حالت برشی به صورت مخلوط برشی/ کششی تغییر پیدا کرد که این حالت شکست قابلیت تحمل نیرو و جذب انرژی بالاتری را دارد و از لحاظ صنعتی مطلوب تر است.

یکی از جدیدترین و کم هزینه ترین روش های به کاررفته برای ریزّکردن دانه بندی در سطح، استفاده از فرایند نانوکریستالیزاسیون مافوق صوت می باشد. دراین پژوهش با اعمال این فرایند بر روی فولاد زنگ نزن آستنیتی aisi316، خواص و ریزساختار این فولاد، قبل و بعد از عملیات مورد بررسی قرار گرفت. در ابتدا بّعد ازآماده سازی نمونه ها، منطقه ی عملیات شده توسط میکروسکوپ های نوری و الکترونی روبشی شناسایی شد. سپس جهت تأیید ریزدانه شدن دانه ها، با استفاده از میکروسکوپ الکترونی عبوری، اندازه دانه هایی در مقیاس کمتر از 100 نانومتر در منطقه ی عملیات شده مشاهده و تأیید شد. سپس xrd روی نمونه های شاهد و عملیات شده انجام گرفت و علاوه بر مشاهده فاز مارتنزیت در ساختار بعد از عملیات، اندازه کریستالیت ودانسیته نابجایی آنها نیز اندازه گیری شد. همچنین با انجام آزمون ریزسختی سنج مشاهده گردید که با اعمال این فرایند حدود40درصد افزایش سختی در سطح نمونه ها ایجاد شده است. آزمون زبری سنجی نیز نشان داد که صافی سطح نمونه عملیات شده نسبت به نمونه ی شاهد صیقل داده شده، حدود 15درصد بهبود یافته است. همچنین تنش پسماند فشاری در نمونه های قبل از عملیات و بعد از عملیات اندازه گیری و مقایسه شد. نتایج آن نشان داد که در سطح نمونه های بعد از عملیات، حدود 530 مگاپاسکال تنش پسماند از نوع فشاری ایجاد شده که این تنش از سطح به عمق به تدریج کاهش یافته و تا عمق حدود 200 میکرون از سطح وجود دارد. نتایج حاصل از آزمون سایش نمونه های شاهد و نمونه های عملیات شده نیز نشان داد که پس از عملیات، درصد کاهش وزن حدود 46 درصد و نرخ سایش حدود 50 درصد و ضریب اصطکاک آن نیز حدود 50 درصد کاهش داشته است. در انتها، این موضوع به تغییر فرم پلاستیکی شدید ایجاد شده در سطح و ایجاد ساختار نانو در عمق مشخصی از سطح ربط داده شد و مکانیزمی پیشنهادی که باعث بهبود خواص مکانیکی سطح فولاد aisi316 پس از این فرایند می شود، ارائه گردید.

ماشین افزار فورج سرد مافوق صوت ( ucf)، سیستمی است که با استفاده از فناوری مافوق صوت باعث تغییر ساختار سطح آلیاژهای فلزی از میکرو به نانو و بهبود خواص مکانیکی آن ها می شود. از آن جایی که طراحی کلگی تمامی دستگاه های ucf تا پیش از این پژوهش تنها قابلیت اجرای فرایند روی سطوح بیرونی شافت و لوله و سطوح تخت ورق های فلزی را داشت، خلا بکارگیری این قرایند روی سطوح داخلی لوله و سیلندرهای فلزی که کاربرد وسیعی دارند، به چشم می خورد. بنابراین در ادامه به اساس عملکرد اجزای انتقال دهنده ی ارتعاش و نحوه ی طراحی آن ها، جهت اجرای فرایند ucf روی سطوح داخلی سیلندر پرداخته می شود. این طراحی شامل آنالیز مودال اجزای ارتعاشی کلگی ucf یعنی تقویت کننده و متمرکزکننده و سپس آنالیز مودال، استاتیک و خستگی کلگی ucf است. سپس تحلیلی پیرامون میزان جابجایی نقاط گرهی متمرکزکننده، قبل و بعد از درگیری ابزار ucf با قطعه کار ارائه میگردد. در پایان نیز نتایج و تاثیرات مکانیکی و متالورژیکی حاصل از فرایند ucf و روش ها و دستگاه های مورد استفاده برای استخراج نتایج بیان می شود.

در این تحقیق ایجاد پوشش تیتانیمی و توسعه ترکیبات بین فلزی ti-ni بر زیر لایه فولاد ابزار کربنی و تاثیر آنها بر رفتار تریبولوژیکی فولاد مورد پژوهش قرار گرفته است . جهت ایجاد پوشش تیتانیمی بر سطح فولاد از روش پود فشرده حاوی درصدهای مختلف مخلوط پودری فروتیتانیم، اکسید آلومینیم، کلرید آمونیم و نیز مخلوط پودری حاوی اکسید تیتانیم، اکسیدآلومینیم، کلرید آمونیوم و آلومینیم استفاده شد. فرآیند مزبور در درجه حرارت و زمانهای مختلف انجام کرد. بمنظور تشکیل ترکیبات بین فلزی ti-ni بر سطح به دو روش مختلف عمل گردید، در روش اول بر نمونه های تیتانا شده، پوشش نیکلی به ضخامت های مختلف بر سطح ایجاد و سپس با انجام عملیات آنیل نفوذی درد رجه حرارت 820c شرایط نفوذ متقابل عناصر لایه با زیر لایه محقق گردید. در روش دوم، ابتدا بر روی نمونه های فولادی پوشش نیکلی با ضخامت های مختلف ایجاد و سپس عملیات تیتانایزینگ در دمای 850c به روش پودر فشرده حاوی درصدهای مختلف مخلوط پودری فروماتیتانیم، اکسید آلومینیم و کلرید آمونیم انجام گرفت . پس از آن بر روی نمونه ها عملیات آنیل نفوذی در کوره لوله ای حاوی اتمسفر کنترل شده گاز آرگون در دمای 820cو زمانهای مختلف انجام گرفت . زمان ترکیب بهینه پودر بر اساس ترکیبات بین فلزی مناسب ، شیب سختی ملایم، ضخامت لایه یکنواخت و رفتار تربیولوژیکی مطلوب تعیین گردید. ساختار میکروسکوپی و فازهای بوجود آمد در سطح با استفاده از آزمایش های متالوگرافی، سختی سنجی، پراش پرتوایکس (xrd)، میکروآنالیز edx و اسپکتروسکوپی پلاسمائی (gdos) مورد شناسائی قرار گرفت .