این پژوهش از پنج بخش اساسی تشکیل شده است به طوری که نتیجه ی بدست آمده از هر بخش، امکان انجام مرحله بعدی پژوهش را فراهم آورده است. در این پژوهش به عنوان گام نخست، پاسخ ریزساختارهای متفاوت (ناشی از عملیات حرارتی های متفاوت آنیل، نرماله، کوئینچ و کوئینچ- تمپر) به القاء جریان گردابی مورد بررسی قرار گرفته است. پس از اثبات توانایی روش جریان گردابی در جداسازی ریزساختارهای مارتنزیت، فریت/پرلیت و مارتنزیت تمپر شده در نمونه های با خواص حجمی و سطحی یکسان ، امکان سنجی مشخصه یابی غیرمخرب فولادهایی که دارای ریزساختارهای متفاوت در سطح و مغز قطعه هستند (فولاد های کربن زدایی و سخت کاری القائی شده)، بررسی شد. از آنجا که لازمه بررسی فولادهای کربن زدایی با روش جریان گردابی، حصول اطمینان از تفاوت پاسخ های ناشی از القاء جریان در قسمت سطحی(با ساختار میکروسکوپی با درصد بیشتر فریت) و قسمت مرکزی(با درصد زیاد پرلیت) می باشد، در مرحله دوم از پژوهش نمونه هایی از فولاد ساده کربنی با درصدهای متفاوت کربن تحت عملیات آنیل قرار داده شد تا مقادیر متفاوت فریت و پرلیت در این نمونه ها حاصل شود. بدین ترتیب با بررسی ارتباط خروجی های آزمون جریان گردابی و نمونه های با درصدهای متفاوت فریت/پرلیت، توانایی روش جریان گردابی در شناسایی میزان پرلیت نشان داده شده است. پس از اثبات تفاوت پاسخ های بدست آمده از آزمون جریان گردابی برای این نمونه ها که به صورت حجمی تهیه شده اند، امکان بررسی فولادهای کربن زدایی فراهم شد. بنابراین در مرحله سوم از پژوهش به منظور بدست آوردن عمق های متفاوت از لایه کربن زدایی شده، نمونه های فولادی ck45 برای مدت زمان های متفاوتی در دمای 900 قرار داده شد و سپس اندازه این لایه ها با دو روش مشاهدات میکروسکوپی و سختی سنجی تعیین گردید. به جهت تعیین عمق لایه کربن زدایی شده، ارتباط بین خروجی ها ی جریان گردابی و نمونه های با عمق های کربن زدایی شده متفاوت مورد بررسی قرار گرفت. نتایج بدست آمده، نشان دهنده دقت قابل قبول روش جریان گردابی در مقایسه با دو روش مخرب دیگر می باشد. پس از نتیجه مطلوب بدست آمده در تعیین عمق لایه کربن زدایی ناشی از تفاوت خواص مغناطیسی ریزساختارهای سطح و مغز، مطالعات بر روی فولادهای سخت کاری القائی شده که مانند فولادهای کربن زدایی دارای دو ریزساختار متفاوت با خواص مغناطیسی متفاوت در سطح و مغز قطعه قطعه می باشند، متمرکز شد. بدین ترتیب بخش اصلی پژوهش پایه گذاری شد. بنابراین در گام چهارم از پژوهش بر اساس تفاوت خواص مغناطیسی ریزساختارهای سطح(مارتنزیت) و مغز (فریت/پرلیت)در فولادهای سخت کاری القائی شده، به تعیین عمق لایه سخت شده کل و موثر پرداخته شده است. به منظور بدست آوردن عمق های سخت شده متفاوت، نمونه هایی استوانه ای شکل از جنس فولاد ck45 با سرعت های متفاوت عبور قطعه از داخل سیم پیچ القاء جریان، تحت عملیات سخت کاری القائی قرار گرفتند. سپس به کمک بررسی پاسخ های قطعات به اعمال جریان گردابی شامل ولتاژهای اولیه و ثانویه،اختلاف فاز و امپدانس نرماله شده، ارتباط عمق سخت شده کل و موثر با این پاسخ ها در فرکانس های متفاوت بررسی شده و بدین ترتیب مقادیر عمق سخت شده کل و موثر تعیین شده است و در ادامه با مقادیر بدست آمده از روش های مخرب میکروسختی سنجی و بررسی های میکروسکوپی، مقایسه شده اند. رگرسیون های حاصل از این ارتباط ها، نشان دهنده دقت قابل قبول روش غیر مخرب جریان گردابی در تعیین عمق سخت شده کل و موثر قطعات می باشد. نهایتاً درگام پنجم و نهایی از پژوهش ابتدا در هر فاصله مشخص از سطح قطعات سخت کاری القائی شده در مرحله قبل، فرکانس مورد نیاز جهت نفوذ جریان القائی تا آن فاصله تعیین شد. سپس در هرفاصله مشخص از سطح (در فرکانس مشخص) با برقراری ارتباط بین سختی نمونه ها با عمق های سخت شده متفاوت و خروجی های بهینه جریان گردابی، امکان تعیین سختی در آن فواصل یا به عبارتی دیگر امکان رسم پروفیل سختی برای تمامی نمونه ها حاصل گشت. نتایج حاصله و درصد خطای کم ایجاد شده، نشان دهنده دقت قابل قبول روش غیرمخرب جریان گردابی در رسم پروفیل سختی نسبت به روش سختی سنجی می باشد.

در این تحقیق تاثیر نانوذرات sio2 بر روی خواص مکانیکی سیانواکریلات(ca) بررسی شده است. به این منظور آلکوکسی اتیل سیانواکریلات به عنوان زمینه و پودر نانو سیلیس به عنوان فاز تقویت کننده استفاده شد و به منظور جلوگیری از توده ای شدن نانوذرات sio2، قبل از افزودن آن به سیانواکریلات، عملیات آسیاکاری به مدت 10 دقیقه در دمای پایین برروی پودر انجام شد. نانوکامپوزیت زمینه سیانواکریلات تقویت شده با درصدهای وزنی ( 0و 5/0،1، 2، 3، 4 و5 ) از sio2 بدین روش تولید شدند. پس از تولید نانوکامپوزیت سیانواکریلات، خواص مکانیکی آن توسط آزمون خمش و خراش و پایداری ابعادی آن توسط آزمون دیلاتومتری مورد بررسی قرارگرفت. همچنین ارزیابی مکانیزم تغییر شکل نمونه های خراش و همچنین سطوح شکست نمونه های خمش با استفاده از میکروسکوپ الکترونی روبشی (sem) صورت گرفت. پایداری حرارتی سیانواکریلات و تاثیر نانوذرات سیلیس در محدوده دمایی محیط تا c?100 با نرخ حرارت دهی min-1.c?10 طی آزمون دیلاتومتری مورد بررسی قرار گرفت. بررسی نتایج آزمون خراش نشان داد، نانوکامپوزیت سیانواکریلات دارای رفتار شکست ترد است که عامل ایجاد ترک های خطی و تغییر فرم پلاستیک در نمونه های خراشی است. اثر خراش در نمونه نانوکامپوزیتی به صورت اشکال مختلف، مانند مار ، پولک شکل ، ترک های سهمی و خروج ماده از سطح مشاهده شده است.

نانوذرات مگنتیت توسط یک روش رسوب شیمیایی همزمان از محلول آبی نمک های فروس و فریک (نسبت مولی 1:2) بر مبنای افزودن یک قلیا تولید گشتند. فرآوری نانوذرات مگنتیت در مقدار ph های نهایی و دماهای مختلفی به انجام رسید. محصولات تحت مشخصهیابی توسط پراش اشعه ایکس (xrd)، طیفسنجی مادون قرمز تبدیل فوریه (ft-ir)، آنالیز تجزیه وزنسنجی گرمایی (tga) و میکروسکوپ الکترونی عبوری (tem)، قرار گرفت. خواص مغناطیسی آنها با یک مغناطشسنج نمونه لرزان (vsm) مورد ارزیابی قرار گرفته است. نتایج نشان میدهد که ذرات از شکلی شبه کروی برخوردار بوده و در دمای اتاق ابرپارامغناطیسی (superparamagnetic) هستند. همچنین نانوذرات تولید شده با افزودن محلول 2% وزنی از نمک سدیم اسید پلی گاما گلوتامیک (sodium salt of poly-?-glutamic acid) پوشش (coat) داده شد و سپس همانند نانوذرات بدون پوششیافته تحت مشخصهیابیهای یکسان پیشتر اشاره شده قرار گرفت. اشباع مغناطیسی (saturation magnetization) برای نانوذرات دارای پوشش و بدون پوشش به ترتیب در حدود 62 و 64 (emu/g) بدست آمد. میانگین قطر نانوذرات توسط تصاویر بدست آمده از میکروسکوپ الکترونی عبوری در حدود 13 نانومتر (nm) اندازهگیری شد. بر اساس تکنیک تفرق نور دینامیکی (dls) اندازه قطر هیدرودینامیکی ذرات در حدود 32 نانومتر نشان داده شد. پتانسیلهای زتای ذرات پوششیافته در ph های 3 تا 8 منفی بوده و تنها در ph 2 مثبت بود. نقطه شارژ صفر در ذرات پوشش یافته به ph 4/2 کاهش یافته است.

اندازه¬گیری ضخامت دیواره¬ی داخلی در لوله¬های انتقال سیالات همچون لوله¬های انتقال نفت، گاز و آب، جزء جدایی ناپذیر پایش خوردگی در این صنایع حساس و استراتژیک محسوب می¬شوند. ازاین رو، امروزه چندین روش غیر مخرب برای اندازه¬گیری ضخامت لوله¬ها در این صنایع مورد استفاده قرار می-شوند. از میان این روش¬ها، روش آزمون جریان¬های گردابی پالسی به دلیل مزایای فراوانی که دارد در دنیا موردتوجه زیادی قرارگرفته است. در این پژوهش ابتدا اقدام به تولید چیدمان آزمون جریان گردابی شده است و پس از حصول اطمینان از ضخامت سنجی درست توسط این آزمون، کاهش ضخامت در لوله¬ها با روش پلاریزاسیون آندی در محلول خورنده ی 1مولار اسیدکلریدریک و 1 مولار اسید سولفوریک انجام گرفت، تا تـأثیر اثـرات زبری سـطح و نیز تـجمع محـصولات خوردگی بر روی جداره¬ی لوله بر نتایج بررسی و کیفیت ضخامت سنجی در این حالت به واقعیت نزدیک تر گردد و سپس با استفاده از سیم¬پیچ برگیر میزان کاهش ضخامت که نمودی از میزان خوردگی یکنواخت در داخل لوله است، اندازه گیری گردید و درنهایت میزان کاهش ضخامت به دست آمده از روش آزمون جریان های گردابی با نتایج به دست آمده از ضخامت سنجی با روش¬¬های معمول، مقایسه شده است . دراین ارتباط دو پارامتر زمان تا رسیدن به بیشینه¬ی ولتاژ و نیز زمان تا صفر شدن ولتاژ موردبررسی قرار گرفت و مشخص شد که پارامتر زمان تا رسیدن به بیشینه¬ی ولتاژ از دقت بالاتری نسبت به پارامتر دیگر برخوردار است(r=0.94). نهایتا در انتهای این پژوهش مشخص گردید که استفاده از روش جریان¬های گردابی می¬تواند یک روش مناسب و با دقت بالا در زمینه¬ی سنجش کاهش ضخامت در لوله¬ها به واسطه¬ی پدیده¬ی خوردگی باشد.

امروزه استفاده ازسیگنال مغناطیسی بارک هاوزن به عنوان یک آزمون غیرمخرب برای بررسی ویژگی-های متالورژیکی در مواد فرومغناطیس جایگاه ویژه ای پیدا کرده است. سیگنال بارک هاوزن نوعی سیگنال مغناطیسی است که در اثر پرش برگشت ناپذیر دیواره های حوزه های مغناطیسی در مواد فرومغناطیس بوجود می آید. این سیگنال با توجه به ماهیت خود تحت تأثیر عوامل متالورژیکی مختلفی می باشد. یکی از این عوامل، تغییرات ریزساختاری حاصل از تغییرشکل مومسان است. اثر متقابل مرزدانه و دیواره حوزه های مغناطیسی که یک عامل ریزساختاری است، با استفاده از سیگنال بارک-هاوزن قابل بررسی است. در این پژوهش با اعمال کار سرد، تغییرشکل مومسان و انجام فرایند آنیل در محدوده دمایی 500 تا oc570 به بررسی اثر شروع و پایان تبلور مجدد بر سیگنال مغناطیسی بارک هاوزن در یک فولاد ساده کربنی پرداخته شده است. با پردازش منحنی های اثرانگشت، کمیت-های بیشینه ارتفاع منحنی، پهنای پیک در نصف بیشینه ارتفاع و موقعیت میدان بررسی شد. نتایج نشان داد که بیشینه ارتفاع منحنی ها با افزایش زمان آنیل، تا شروع تبلور مجدد کاهش یافته و سپس با شروع تبلورمجدد ابتدا افزایش و سپس کاهش می یابد. تغییرات مشابه برای پهنای پیک مشاهده شد که تأییدی بر نتایج بدست آمده است. با بررسی کمیت موقعیت میدان این نتیجه بدست آمد که این کمیت با افزایش زمان آنیل، کاهش می یابد که دلیل آن تأثیر عوامل قفل کننده در حرکت دیواره حوزه های مغناطیسی می باشد. بررسی تغییرات درصد تبلورمجدد و تغییرات سختی با موقعیت میدان نشان داد مقدار موقعیت میدان با افزایش درصد تبلور مجدد افزایش یافته و موقعیت میدان با افزایش مقدار سختی کاهش می یابد. نتایج حاصل نشان داد که سیگنال بارک هاوزن می تواند به عنوان یک روش غیر مخرب در تعیین وقوع تبلورمجدد در فولاد بکار رود.

عملیات تغییر شکل گرم دو مرحله¬ای در دمای بالا، از جمله فرآیندهای ترمومکانیکی محسوب می¬شود که از اهمیت فراوانی برخوردار است. این فرآیندهای نرم شدن استاتیکی می¬تواند ریزساختار و خواص مکانیکی فولاد را نیز تحت تأثیر قرار دهد که در فولادهای زنگ¬نزن بسیار رایج می¬باشد و باعث دست¬یابی به خواص مطلوبی از جمله استحکام بالا در کنار انعطاف پذیری مناسب گردد. در نتیجه در این پژوهش سعی شد تا با کنترل پارامترهای موثر، رفتار تغییر شکل دو مرحله¬ای فولاد زنگ نزن مارتنزیتی b4n16ch09 مورد بررسی قرار گیرد. بدین منظور ابتدا آزمون فشار گرم تک مرحله¬ای جهت تعیین کرنش بحرانی وقوع تبلور مجدد دینامیکی در دماهای ℃ 850 ، ℃ 950 و ℃ 1100 با نرخ کرنش1-s 0/1 و کرنش 0/8 انجام شد. سپس آزمون فشارگرم دو مرحله¬ای در نرخ کرنش و دماهای فوق اما کرنش اولیه کمتر از کرنش بحرانی تبلور مجدد دینامیکی صورت پذیرفت. در آزمایش¬های ذکر شده، از دو فولاد با اندازه دانه آستنیت اولیه مختلف µm 96 و µm 161 و زمان¬های بین مرحله¬ای 2/5، 10، 25 و 60 ثانیه استفاده شد و در نهایت علاوه بر بررسی ریزساختاری برخی از نمونه¬ها توسط میکروسکوپ نوری، مکانیزم جوانه زنی و رشد دانه¬های حاصل از تبلور مجدد و سینتیک تبلور مجدد استاتیکی فولاد زنگ¬نزن مارتنزیتی b4n16ch09 به¬کمک تعیین تجربی هریک از متغیرهای فرآیند و با استفاده از تئوری¬ها و روابط موجود به¬دست آمد.

استخوان و مینای دندان، کامپوزیت­هایی متشکل از ذرات معدنی و مواد آلی همچون پروتئین­ها و آب هستند. استخوان و مینای دندان نانوکامپوزیتهایی طبیعی هستندکه به ترتیب 70-65 و 97-96 درصد وزنی آنها را فاز معدنی تشکیل داده است. در هردونوع بافت مذکور، فاز معدنی عمدتاً شامل بلورهای هیدروکسی آپاتیت به دوصورت استوکیومتری و غیراستوکیومتری می­باشد. خاصیت زیست فعال بودن هیدروکسی آپاتیت این توانایی را به آن می­دهد که با سلولهای بدن بطور مستقیم پیوند شیمیایی برقرار نماید. بعلاوه هیدروکسی آپاتیت باعث القای رشد استخوان و در نهایت سبب هدایت رشد استخوان می­گردد. پس از کاشت ایمپلنت با پوشش هیدروکسی آپاتیت در بدن، بافت استخوانی جدیدی بر روی پوشش هیدروکسی آپاتیت رشد نموده و فصل مشترکی میان ایمپلنت و استخوان برقرار می­شود. برای اتصال بهتر بین پوشش هیدروکسی آپاتیت و ایمپلنت، می توان پوشش را متخلخل نمود. در این تحقیق، با استفاده از روش سل-ژل با استفاده از محلول هایی با تر کیب متفاوت پوششی با تخلخل گرادیانی از هیدروکسی آپاتایت بر سطح ایمپلنت تشکیل شده است.

چکیده در این پژوهش، سنتز کامپوزیت نانوساختار nial-al2o3 با رویکرد شناخت مکانیزم تشکیل درجای این کامپوزیت از پودر مواد اولیه ni، nio و al با فرآیند سنتز احتراقی صورت گرفت. از آنجا که مکانیزم رخداد واکنش ها در این سیستم با سیستم های بررسی شده دوگان? ni-al و nio-al تفاوت دارد بررسی مکانیزم واکنش ها در فرآوری این کامپوزیت اهمیت می یابد. در این راستا اهداف زیر در سیستم مذکور دنبال شدند: بررسی مکانیزم واکنش ها در حین سنتز احتراقی ناشی از کار مکانیکی، بررسی تأثیر فعال سازی مکانیکی بر مکانیزم واکنش ها در حین گرم کردن، بررسی تأثیر نرخ گرمایش بر مکانیزم واکنش ها در حین گرم کردن، بررسی تأثیر تمایل به انجام واکنش در مخلوط پودریِ مورد استفاده برای پوشش دهی بر ریزساختار و خواص مکانیکی پوشش. مرحله اول این تحقیق به منظورِ بررسیِ مکانیزم واکنش ها با استفاده از فرآیند آسیاکاری مکانیکی انجام شد. از این فرآیند به منظور فعال سازی مکانیکی پودرها در زمان های کوتاه تر از زمان شروع احتراقِ واکنش و نیز به منظور دستیابی به محصولات واکنش از طریق رخداد واکنش سنتز مکانیکی احتراقی با ادامه آسیاکاری تا زمان های بالاتر بهره گرفته شد. بازه زمانی100-110 دقیقه آسیاکاری به عنوان زمان شروع احتراق واکنش ارزیابی شد. پس از 10 ساعت آسیاکاری مکانیکی ، تنها دو فاز محصول nial و al2o3 در نمونه پودری موجود در محفظه آسیاکاری دیده شدند. با افزایش زمان آسیاکاری تا 60 ساعت، ریزساختار به سمت توزیع یکنواخت ترِ فاز al2o3 در زمینه nial در ذرات پودر پیش رفت، اندازه کریستالیت فازهای محصول در تمام زمان های آسیاکاری در مقیاس نانومتری قرار داشت و پس از 60 ساعت آسیاکاری به حدود 8 نانومتر برای هر دو فاز محصول رسید. مرحله دوم این پژوهش با هدف بررسی فرآیند سنتز احتراقی با گرم کردن مخلوط پودری مواد اولیه انجام شد. در این قسمت با کمک نتایج به دست آمده از dta، xrd و sem-eds، تأثیر فعال سازی مکانیکی و نیز تأثیر سرعت افزایش دما (20 و °c/min40) بر رخداد واکنش ها در فرآیند سنتز احتراقی در گرمایش از 20 تا °c1300 مورد بررسی قرارگرفت. در نرخ گرمایش °c/min40، فعال سازی مکانیکی مخلوط پودری به مدت یک ساعت باعث کاهش دمای شروع احتراق از °c 870 (در حضور فاز مذاب آلومینیم) به °c 590 (در حالت جامد) گردید. همچنین، کاهش نرخ گرمایش به °c/min20 منجر به کاهش بیشتر دمای احتراق به °c 570 شد. در حالی که دمای پیک گرمازای مربوط به تشکیل نیکل آلومینایدها در حضور مذاب یوتکتیک al3ni و al ثابت ماند. در نهایت، مکانیزمی برای رخداد واکنش ها برای سنتز احتراقی پودرهای فعال سازی مکانیکی شده به مدت یک ساعت با نرخ گرمایش °c/min 40 پیشنهاد شد. با گرم کردن پودر مذکور، واکنش گرمازای بین مواد اولیه در فاز جامد در دمای °c590 رخ داد. پس از این رویداد، فاز آلومینا از احیای اکسید نیکل با آلومینیم حاصل شد و فازهای نیکل آلومینایدی از واکنش بین آلومینیم و نیکل اولیه و نیکل حاصل از احیا ایجاد شدند. با ادامه گرمایش، استحاله یوتکتیک بین al3ni و al انجام و موجب ایجاد فاز مایع در سیستم گردید. با حضور فاز مذاب و تسریع واکنش های گرمازای تشکیل فازهای نیکل آلومینایدی، این واکنش ها به صورت ناگهانی با واسطه مذاب رخ دادند. آلومینیم در این مرحله کاملاً مصرف شد و فازهای بین فلزی به مقدار بیشتری تشکیل شدند. با افزایش دما، هسته نیکل اولیه به تدریج با پیشرفت نفوذ کوچک تر شده و کل سیستم فازهای نیکل آلومینایدی به سمت ترکیب تعادلی یعنی تشکیل nial پیش رفت. در مرحله سوم ، پوشش دهی کامپوزیت nial-al2o3 روی زیرلایه چدن خاکستری با نام تجاری simo51 با روش تف جوشی جرقه پلاسمایی انجام شد. پودر مورد استفاده، پودر فعال سازی مکانیکی شده (یک ساعت آسیاکاری شده) و نیز پودر واکنش داده (10 ساعت آسیاکاری شده) بود. پوشش های حاصله متراکم بودند و در فصل مشترک آن ها با زیرلایه یک لایه پیوندی همگن تشکیل شده بود. در نمونه حاصل از پودر یک ساعت آسیاکاری شده سنتز کامپوزیت nial-al2o3 و پوشش دهی آن در یک مرحله انجام شد. پوشش حاصل از پودر کامپوزیتی و واکنش داد? 10 ساعت آسیاکاری شده دارای ریزساختار بسیار همگن تر با لایه پیوندی حدود یک میکرون بود و سختی ویکرز حدود hv1 650 و سختی خراش برابر mpa 11000 را نشان داد. این مقادیر برای نمونه پوشش حاصل از پودر فعال سازی مکانیکی شده به ترتیب حدود hv1 500 و mpa 7000 با ضخامت لایه پیوندی حدود پنج میکرون بود. سنتز کامپوزیت نانوساختار nial-al2o3 با روش سنتز احتراقی ناشی از کار مکانیکی، سنتز احتراقی و سنتز جرقه پلاسما به عنوان پوشش صورت گرفت و مکانیزم رخداد واکنش ها در سیستم سه گان? ni-nio-al بررسی شد.