در این پژوهش، از فرایندهای مختلف نورد برای ساخت کامپوزیت های زمینه فلزی مس/ کاربید تیتانیوم استفاده گردید. برای تولید این کامپوزیت از دو روش استفاده شد که عبارت اند از: الف) آنیل و نورد اتصالی مکرر(car) و ب) نورد تجمعی (arb). ذرات تقویت کننده کاربید تیتانیوم به زمینه فلزی مسی اضافه گردید. استحکام پیوند بین ورق ها و پارامترهای تأثیرگذار روی آن توسط آزمون لایه کنی مورد ارزیابی قرار گرفت. تغییرات ریزساختاری کامپوزیت ها حین فرایندهای مختلف تولید در این پژوهش توسط میکروسکوپ نوری مورد بررسی قرار گرفت. به منظور ارزیابی خواص مکانیکی کامپوزیت های ساخته شده از آزمایش های کشش تک محوری و سختی سنجی استفاده شد. بررسی سطح شکست نمونه ها پس از انجام آزمایش کشش با میکروسکوپ الکترونی روبشی انجام گردید. همچنین بررسی های پارامتر بافت با استفاده از پراش پرتو ایکس صورت گرفت. اندازه گیری مقاومت الکتریکی نمونه ها به وسیله دستگاه چهار پروبه صورت گرفت. اندازه دانه ها برای نمونه های ساخته شده به روش car و arb به ترتیب توسط متالوگرافی و نرم افزار maud صورت گرفت. نتایج حاصل از آزمون لایه کنی نشان داد که با افزایش مقدار کاهش ضخامت، چسبندگی و استحکام پیوند بین لایه های مسی در حضور و عدم حضور ذرات پودر tic افزایش می یابد. در کاهش ضخامت 85% به دلیل چسبندگی بالای بین لایه ها، شکست در خود نمونه های مسی رخ داده است. با افزایش اندازه ذرات ژودر tic و کاهش مقدار پودر اضافه شده بین لایه های مسی استحکام پیوند افزایش می یابد. نتایج حاصل از تولید کامپوزیت به وسیله هر دو روش car و arb نشان داد که با افزایش تعداد سیکل های فرایند، تخلخل در نمونه ها کاهش یافته و توزیع ذرات کاربید تیتانیوم در زمینه مسی بهبود یافت. تولید این کامپوزیت توسط روش نورد تجمعی منجر به افزایش 6/2 برابری استحکام کششی نسبت به نمونه اولیه شد در حالی که ازدیاد طول به 39/11% کاهش پیدا کرد. استحکام کششی کامپوزیت cu-2%tic و مس بدون ذرات تقویت کننده تولید شده به روش arb پس از سیکل دهم به ترتیب 496 و 445 مگاپاسگال به دست آمد. برای نمونه های کامپوزیتی و مس بدون ذرات تقویت کننده تولید شده به روش car استحکام کششی به ترتیب 321 و 232 مگاپاسگال حاصل شد. در واقع استحکام کششی کامپوزیت تولید شده به روش car، 7/1 برابر نمونه مس آنیل شده می باشد. مقدار ازدیاد طول برای نمونه کامپوزیتی 40% است. همچنین افزایش تعداد سیکل منجر به بهبود استحکام کششی در نمونه ها گردید. با بررسی سطح شکست مشخص شد که شکست در کامپوزیت های ساخته شده توسط فرایند های car و arb به صورت داکتیل با مکانیزم دیمپل های برشی اتفاق افتاده است. بررسی های بافت نمونه ها نشان داد که صفحه (111) بافت غالب برای نمونه های تولید شده به روش car را تشکیل می دهند در حالی که برای نمونه های تولید شده به روش arb صفحات (200) و (220) بافت غالب را تشکیل می دهند که این خود نشان دهنده افزایش میزان تنش برشی لازم برای تغییر شکل و در نتیجه افزایش استحکام می-باشد. مقاومت الکتریکی نمونه کامپوزیتی تولید شده به روش car و arb به ترتیب برابر با 61 و 68 میکرواهم می باشد. اندازه دانه برای نمونه های مس و کامپوزیتی تولید شده به روش فرایند car به ترتیب حدود 70 و 40 میکرومتر می باشد. توسط روش ریت ولد برای نمونه های مسی و کامپوزیتی تولید شده به روش arb اندازه دانه پس از سیکل دهم حدود 98 و 87 نانومتر بدست آمد.

در این پژوهش از دو فرایند مختلف تغییر شکل پلاستیک شامل نورد تجمعی (arb) و آنیل و نورد پیوندی مکرر(car) برای تولید کامپوزیت زمینه ی فلزی مس- کاربید سیلیسیم استفاده گردید. فرایندهای arb و car به طور موفقیت آمیزی تا نه سیکل روی ورق های مسی که ذرات کاربید سیلیسیم در بین آن ها پراکنده گردیده بود، انجام گردید. جهت ارزیابی استحکام پیوند بین لایه های مسی و پارامترهای تأثیرگذار روی آن از آزمون لایه کنی بهره گرفته شد و سطح مقطع شکست لایه ها پس از آزمون توسط میکروسکوپ نوری و میکروسکوپ الکترونی روبشی بررسی شد. همچنین کیفیت پیوند و توزیع پودر بین لایه ها در نمونه های کامپوزیت در حین فرایندهای تولید توسط میکروسکوپ نوری بررسی گردید. برای تعیین خواص مکانیکی نمونه های کامپوزیت در حین انجام فرایندهای arb و car آزمون های کشش تک محوری و سختی سنجی به روش ویکرز صورت گرفت. جهت تعیین نوع مکانیزم شکست پس از آزمون کشش، از میکروسکوپ الکترونی روبشی استفاده گردید. همچنین بررسی های پارامتر بافت نمونه ها در سیکل های مختلف با استفاده از الگوهای پراش پرتو ایکس صورت گرفت. اندازه گیری مقاومت الکتریکی نمونه ها به وسیله دستگاه چهار پروبه انجام شد. اندازه دانه ها برای نمونه های ساخته شده arb با استفاده از الگوهای پراش پرتو ایکس و توسط نرم افزار maud به دست آمد. نتایج به دست آمده نشان می دهد که با افزایش تعداد سیکل های فرایند، تخلخل در نمونه ها کاهش یافته و توزیع ذرات پودر در زمینه و همچنین کیفیت پیوند بهبود می یابد. به علاوه، با پیشرفت فرایند، استحکام کششی نمونه های تولید شده ارتقاء یافت. درصد ازدیاد طول نمونه های کامپوزیتی تولید شده به روش های arb و car در اولین مرحله از فرایند ساخت کامپوزیت کاهش شدیدی پیدا کرد، اما با ادامه ی فرایند در مرحله ی دوم ساخت کامپوزیت درصد ازدیاد طول بهبود یافت. بررسی های سطح مقاطع شکست نیز نشان داد که مکانیزم شکست در هر دو نمونه ی تولید شده به روش های arb و car از نوع شکست نرم برشی بود. با بررسی بافت نمونه ها ملاحظه گردید که برای نمونه های تولید شده به روش arb صفحات (100) بافت غالب را تشکیل می دهند، در حالی که نمونه های تولید شده به روش car بیش تر دارای بافت اتفاقی هستند. مقاومت الکتریکی نمونه مس خالص آنیل شده و نمونه های کامپوزیتی تولید شده به روش های arb و car به ترتیب برابر با 48، 69 و 61 میکرواهم بود. اندازه دانه ی بدست آمده توسط روش ریت ولد برای نمونه های مسی و کامپوزیتی تولید شده به روش arb پس از سیکل نهم به ترتیب حدود 111 و 89 نانومتر بود. سپس نتایج اندازه گیری های انجام شده به روش ریت ولد با یافته های دیگر محققین مقایسه شد و نتیجه گرفته شد که اندازه دانه ی کامپوزیت تولید شده کمتر از nm 100 می باشد.

در این پژوهش کامپوزیت های زمینه آلومینیمی حاوی 2، 4، 6 و 10% وزنی آلومینا توسط فرایندهای متالورژی پودر، آسیاکاری مکانیکی و پرس داغ تحت خلاء تولید شدند و سپس تحت عملیات نورد داغ قرار گرفتند. ریزساختار و خواص مکانیکی نمونه ها به-ترتیب توسط میکروسکوپ های نوری و الکترونی روبشی و آزمون های کشش تک محوری، سنبه برشی و سختی مورد ارزیابی قرار گرفتند. بررسی های ریزساختاری از ورق های کامپوزیتی نورد داغ شده توزیعی یکنواخت از ذرات آلومینا را در زمینه ی آلومینیمی نشان داد. با افزایش ذرات آلومینا در زمینه، استحکام کششی، استحکام برشی و سختی افزایش یافت در صورتیکه درصد ازدیادطول کششی و برشی با کاهش همراه بود. از میکروسکوپ الکترونی روبشی برای ارزیابی فصل مشترک آلومینیم/آلومینا و بررسی سطوح شکست نمونه های نورد داغ شده پس از انجام آزمون کشش تک محوری استفاده شد. مشاهدات میکروسکوپ الکترونی بیان کننده ی حالت تخریب از نوع شکست نسبتاً نرم در نمونه حاوی 2% وزنی آلومینا بود، در حالی که در نمونه حاوی 4% وزنی آلومینا با سطوح شکست صاف بیشتری همراه بود. در حین اعمال فرایند نورد داغ، کامپوزیت های حاوی 6 و 10% وزنی آلومینا دچار شکست شدند، در حالیکه کامپوزیت های حاوی 2 و 4% وزنی آلومینا با موفقیت نورد شدند. به این دلیل، در بخش دوم پژوهش، درصد وزنی آلومینا به 2/0، 4/0 و 8/0% وزنی تغییر پیدا کرد. همچنین، برای کاهش اثر کارسختی به علت آسیاکاری مکانیکی، فرایند گاززدایی در دمای k673 به مدت 30 دقیقه تحت خلاء انجام پذیرفت. بعد از اعمال فرایند نورد داغ، نمونه ها تحت عملیات نورد تجمعی پیوندی قرار گرفتند. این فرایند با موفقیت تا پنج سیکل بر روی تمامی نمونه های سری دوم انجام گرفت. از فرایند نورد تجمعی پیوندی در این پروژه به عنوان یک روش کاملاً جدید و قابل توجه برای تولید ورق های کامپوزیتی تولید شده استفاده گردید. در ادامه، ریزساختار و خواص مکانیکی ورق های کامپوزیتی تولید شده مورد بررسی قرار گرفت. مشاهدات نشان داد که این ورق های مستحکم کامپوزیتی توزیعی بسیار عالی از ذرات تقویت کننده را دارند. بررسی های آزمون سنبه برشی حاکی از آن بود که استحکام برشی نهایی و تسلیم با افزایش تعداد سیکل های نورد تجمعی، افزایش یافته است. همچنین، مشاهدات میکروسکوپ الکترونی روبشی از سطوح برش ورق های سوراخ شده نشان داد که با افزایش تعداد سیکل های نورد تجمعی پیوندی، کیفیت سطح بهبود یافته و از مقدار زبری کاسته شده است.

در این پژوهش کامپوزیتهای هیبریدی آلومینیوم/آلومینا/کاربید بور توسط فرایند نورد تجمعی تولید گردیدند. ذرات کاربید بور به صورت پودری ولی ذرات آلومینا توسط فرایند آندایزینگ به زمینه افزوده شدند. در ادامه جهت یافتن میزان بهینه ی ذرات تقویت کننده و همچنین میزان کاهش ضخامت لازم در فرایند نورد از آزمون لایه کنی استفاده شد. مقادیر راندمان پیوند برای آزمون های لایه کنی نمونه های مختلف محاسبه و به واسطه ی آن شرایط بهینه معین گردید. پس از ساخت کامپوزیت به وسیله ی فرایند نورد تجمعی تحت شرایط بهینه، ریزساختار نمونه ها توسط میکروسکوپ های نوری و الکترونی روبشی مورد بررسی قرار گرفت. به منظور ارزیابی خواص مکانیکی کامپوزیت تولید شده، از آزمون های سختی سنجی، کشش تک محوری و سنبه ی برشی استفاده شد. همچنین بررسی سطوح شکست نمونه ها پس از انجام آزمایش کشش با میکروسکوپ الکترونی روبشی انجام گردید. نتایج حاکی از بهبود توزیع ذرات تقویت کننده در زمینه، تقویت فصول مشترک ذرات تقویت کننده با زمینه و همچنین کاهش تخلخل ها با افزایش تعداد سیکل های نورد می باشد. نتایج حاصل از آزمون های خواص مکانیکی دلالت بر ارتقا استحکام نهایی کششی و برشی و مقادیر سختی با افزایش میزان ذرات تقویت کننده و تعداد سیکل های نورد دارد. به علاوه داده های حاصل نشان داد که تغییرات خواص مکانیکی حین فرایند نورد با تغییرات ریزساختاری مطابقت دارد. در نهایت، با بررسی سطوح شکست، نوع شکست در کامپوزیت فوق الذکر شکست داکتیل همراه با تشکیل حفره های برشی گزارش گردید.

فرایند اصطکاکی اغتشاشی یک روش بسیار مفید و کارآمد در اصلاح ریزساختار و بهبود خواص مکانیکی اتصالات است. در این پژوهش اثر پارامترهای فرایند اصطکاکی اغتشاشی، سرعت چرخش ابزار و سرعت پیشروی ابزار، به عنوان متغیر بر روی خواص مکانیکی و ریزساختار اتصالات ایجاد شده با استفاده از فرایند جوشکاری قوسی تنگستن گاز در آلیاژ آلومینیوم t6-7075 پرداخته شده است. خواص کششی، ریزسختی و ریزساختار اتصالات نمونه ی تحت فرایند جوشکاری قوسی تنگستن گاز قرار گرفته و نمونه های تحت فرایند اصطکاکی اغتشاشی قرار گرفته مورد ارزیابی قرار گرفت. نتایج پژوهش نشان داد فرایند اصطکاکی اغتشاشی باعث اصلاح ریزساختار ناحیه جوش ایجاد شده به روش جوشکاری قوسی گاز-تنگستن می شود و خواص مکانیکی مطلوبی را ایجاد می کند. مقدار سختی در ناحیه جوش نمونه متصل شده با جوشکاری قوسی تنگستن گاز ثابت نبوده اما در نمونه های تحت فرایند اصطکاکی اغتشاشی قرار گرفته مقدار سختی در تمام عرض ناحیه اغتشاشی تقریباً یکنواخت بود و در بین پارامترهای انتخاب شده برای انجام فرایند اصطکاکی اغتشاشی، نمونه ایجاد شده با سرعت گردش ابزار rpm 1600 و سرعت پیشروی 80 میلی متر بر دقیقه بهترین خواص مکانیکی را نشان داد و منجر به افزایش استحکام کشش نهایی از مقدارmpa 280، که مربوط به نمونه ی متصل شده با فرایند جوشکاری قوسی تنگستن گاز بود، به مقدار mpa 320 شد که این نمونه بهترین خواص کششی را نشان داد، همچنین درصد تغیر طول در نمونه تحت فرایند اصطکاکی اغتشاشی قرار گرفته نسبت به نمونه تحت جوشکاری قوسی تنگستن گاز قرار گرفته نزدیک به % 300 افزایش یافته است. در این نمونه شکست از محل اتصال فلز پرکننده با فلز پایه بود که ناشی از عدم توانایی فلز پرکننده برای تحمل بیشتر نیرو می باشد.

در این پژوهش تأثیر زمان عملیات زیر صفر بر رفتار سایشی فولاد 7147/1 (5120) موردمطالعه قرار گرفته است. جهت انجام عملیات کربوره کردن، نمونه¬ها درون جعبه¬هایی از فولاد نسوز با ترکیبی از پودر زغال، باریم کربنات و سدیم هیدروکسید به نسبت 1:1:50 قرار گرفت و به مدت 6 ساعت، در دمای c? 920 کربوره شد؛ سپس در داخل این جعبه در هوا تا دمای محیط خنک شدند. عملیات آستنیته کردن در دمایc? 930 به مدت 1 ساعت بر روی نمونه ها اعمال و در روغن کوئنچ شد. به منظور بررسی تأثیر زمان فرایند زیر صفر عمیق، نمونه ها به مدت زمان 1، 24، 30 و 48 ساعت در نیتروژن مایع در دمایc? 196- نگهداری شدند و سپس در دمای محیط در اتاق نگهداری شد. به منظور بهبود خواص فولاد و آزاد¬سازی تنش¬های داخلی ناشی از کوئنچ، نمونه¬ها به مدت 2 ساعت در دمای c ? 200 در کوره نگهداری شدند. نمونه¬ها پس از آماده سازی سطحی، تحت آزمون¬های مختلف قرار گرفتند. برای تعیین فازها از روش پراش پرتو ایکس استفاده شد؛ بدین منظور نمونه ها در ابعاد مناسب تهیه و با استفاده از نرم افزار xpert فازهای موجود با استفاده از عناصر اولیه تعیین شد. آزمون سایش به روش گلوله روی دیسک با استفاده از گلوله¬ای از جنس کاربید تنگستن بر نمونه های دیسکی با دو بار 80 و 110 نیوتون به مسافت 1000 متر در رطوبت هوای 5±30% و درجه حرارت c? 5±25 انجام شد. سختی نمونه ها به صورت ماکرو در مقیاس راکول سی اندازه گیری شد. مطالعات پراش پرتو ایکس حاکی از کاهش در مقدار آستنیت باقیمانده در اثر اعمال عملیات زیر صفر بوده بگونه¬ای که در زمان های بیش ازیک ساعت، پیک آستنیت باقیمانده مشاهده نشده¬است. بررسی های میکروسکوپ نوری و میکروسکوپ الکترونی روبشی توزیع بهتر کاربیدها، ریز شدن و افزایش کسر حجمی کاربیدها را در عملیات زیرصفرعمیق نشان داد. بدین ترتیب عملیات زیر صفر عمیق منجر به افزایش در سختی در حد 4 تا 33% و تا 24 ساعت ، افزایش مقاومت سایشی تا %39/191 می¬گردد. با افزایش بیش¬تر زمان عملیات زیر صفر، مقاومت سایشی نمونه¬ها کاهش یافته است؛ به¬گونه¬ای که در نمونه¬ی 48 ساعت عملیات زیر صفر شده مقاومت سایشی کاهش یافته است. علت افزایش سختی نمونه¬ها کاهش میزان آستنیت باقیمانده در اثر عملیات زیر صفر عمیق و دلیل کاهش مقاومت سایشی نمونه¬ها پس از 24 ساعت، رشد کاربید¬ها و توزیع غیریکنواخت آن در ساختار و در نتیجه ضعیف شدن زمینه بوده است؛ بنابراین مدت زمان 24 ساعت عملیات زیر صفر عمیق بر فولاد 7147/1 زمانی بهینه است.

در پژوهش حاضر تأثیر مسیرهای کرنش در فرایند نورد تجمعی پیوندی بر خواص مکانیکی و ریزساختار نوارهای مسی مورد بررسی قرار گرفت. بدین منظور از نورد تجمعی پیوندی مستقیم (مسیر a) و همچنین نورد تجمعی پیوندی با زاویه¬های چرخش 90 درجه در جهت پاد¬ساعتگرد (مسیر bc)، 90± درجه (مسیر ba) و 180 درجه (مسیر c) استفاده شد. جهت انجام این پژوهش از نوارهای مسی خالص تجاری با ضخامت 1 میلی متر و در ابعاد 5 × 15 سانتی متر برای نورد مستقیم و 180 درجه و 4 × 5 سانتیمتر برای چرخش های 90 درجه استفاده گردید. فرایند نورد تجمعی پیوندی با مسیرهای مختلف تا 8 سیکل (کرنش معادل 4/6) روی ورق¬های مسی با موفقیت انجام شد. در فرایند نورد تجمعی پیوندی با مسیر a نمونه¬ها در سیکل دوم چرخانده نشد در حالی که در مسیرهای bc، ba و c نمونه¬ها پس از نورد در سیکل اول به ترتیب 90 درجه در جهت پادساعتگرد ، 90± و 180 درجه حول محور عمود بر جهت نورد چرخانده شد. به منظور بررسی شرایط پیوندهای ایجاد شده در طی فرایند نورد تجمعی پیوندی با مسیرهای مختلف از تصاویر میکروسکوپ نوری استفاده شد. نتایج نشان داد که در هر چهار مسیر با افزایش تعداد سیکل پیوندهای ایجاد شده در سیکل¬ قبل بهبود یافت. همچنین بررسی¬ها نشان داد که پیوندهای ایجاد شده در فرایند نورد تجمعی پیوندی با مسیرهای bc، ba و c نسبت به فرایند نورد تجمعی پیوندی با مسیر a در تعداد سیکل یکسان دارای شرایط بهتری هستند. تغییرات ریز ساختاری حین فرایند نورد تجمعی پیوندی با مسیرهای مختلف، توسط آزمون پراش الکترونی برگشتی مورد بررسی قرار گرفت. تصاویر پراش الکترونی برگشتی نشان داد که ساختار لایه¬ای در حین فرایند نورد تجمعی پیوندی با مسیرهای a و c به وجود آمد در حالی که ریز ساختار نمونه¬های فرایند نورد تجمعی پیوندی شده با مسیرهای bc و ba شامل دانه¬هایی تقریباً هم محور بود. به منظور بررسی خواص مکانیکی ورق¬های نورد تجمعی پیوندی شده با مسیرهای مختلف از آزمایش کشش تک محوری و سختی سنجی استفاده شد. نتایج نشان داد که با انجام فرایند نورد تجمعی پیوندی روی ورق¬های مسی و در هر چهار مسیر، سختی و استحکام نهایی ورق¬ها حدود 2 برابر مقدار اولیه افزایش یافت. همچنین مقدار سختی و استحکام ورق¬های نورد تجمعی پیوندی شده با مسیر a و c بالاتر از ورق¬های نورد تجمعی پیوندی شده با مسیر bc و ba بود. بررسی سطح شکست نمونه-های نورد تجمعی پیوندی شده با مسیرهای مختلف پس از انجام آزمایش کشش با میکروسکوپ الکترونی روبشی انجام گرفت و مشخص شد که شکست در ورق¬های تولید شده در هر چهار مسیر دارای شکست نرم با مکانیزم تشکیل دیمپل¬های برشی است.

در این پژوهش به بررسی متالورژیکی اتصال حاصل از جوشکاری انفجاری فولاد ck60- فولاد st37 پرداخته شده است. نسبت بار انفجاری و فاصله توقف صفحه پرنده قبل از انفجار به ترتیب 4/1= r و t2=d (t ضخامت صفحه پرنده) انتخاب گردیده است. در حالت جوش داده شده، با بررسی¬های ریزساختاری و همچنین آزمون¬های مکانیکی مانند برش، ضربه و تغییرات ریزسختی مورد مطالعه قرار گرفت. سپس به بررسی عملیات آزادسازی تنش در سه دمای مختلف پرداخته شد. به منظور مقایسه با حالت جوش¬ داده شده، آزمون¬های مکانیکی روی نمونه¬های عملیات حرارتی ¬شده انجام شد. در نهایت برای افزایش مقاومت به سایش اتصال دو فلزی تولید شده، عملیات سخت گردانی در شش حالت نرماله کردن، سرد کردن در روغن، سرد کردن در آب و سپس تمپر در دماهای 200، 400 و ºc600 انجام شد. سپس آزمون¬های سایش و برش روی نمونه¬های سخت شده انجام شد. مطالعات ریزساختاری که توسط میکروسکوپ نوری و الکترونی روبشی صورت گرفت، نشان داد که نمونه ¬جوش ¬داده شده دارای فصل مشترک موجی به همراه بعضی مناطق ذوب موضعی است. با انجام عملیات آزادسازی تنش، مناطق ذوب موضعی حذف و مناطق ریزدانه ایجاد می-گردند، همچنین درشت ¬دانگی در دانه¬های نزدیک فصل مشترک بعد از انجام عملیات آزادسازی تنش در دماهای 650 و °c700 مشاهده شد. نتایج نشان داد که حتی با انجام عملیات سخت¬گردانی، باز هم هندسه موجی در فصل مشترک مشاهده می¬شود. همچنین در طرف ck60 تغییرات ریزساختاری شدیدی رخ می¬دهد، به گونه¬ای که با سرد کردن در آب ریزساختار از حالت فریتی- پرلیتی به مارتنزیت تغییر می¬کند، اما در طرف st37 باز هم ساختار فریتی- پرلیتی مشاهده شد. نتایج حاصل از ریزسختی¬سنجی نشان داد، در حالت جوش¬داده پیک سختی در نزدیکی فصل مشترک رخ می¬دهد که با دورشدن از آن کاهش می¬یابد. زمانی که آزادسازی تنش در دمای °c600 انجام شد مقادیر سختی کاهش یافت، اما پیک سختی به صورت کامل از بین نرفت. با انجام عملیات آزادسازی تنش در دماهای 650 و °c700 سختی در نزدیکی فصل مشترک به میزان بیش¬تری نسبت به مناطق دور از فصل مشترک کاهش یافت که منطبق با قسمت درشت دانگی در دو طرف فصل مشترک می¬باشد. نتایج حاصل از آزمون برش نشان داد، استحکام برشی بدست-آمده در حالات جوش¬داده شده و آزادسازی تنش از عدد تعریف شده توسط استاندارد بیش¬تر می¬باشند، در نتیجه می¬توان به صورت ایمن از اتصال دو فلزی ایجاد شده استفاده کرد. با بررسی استحکام برشی بعد از انجام عملیات سخت گردانی مشاهده شد که اختلاف زیادی بین مقادیر بدست آمده برای حالات مختلف است، به طوری که حالت سرد شده در آب حداقل استحکام برشی و تمپر در °c600 بیش¬ترین مقدار را دارد. نتایج حاصل از آزمون ضربه برای حالت جوش¬داده شده و عملیات آزادسازی تنش نشان داد، با انجام عملیات حرارتی انرژی جذب¬شده در هر سه دمای آزمون افزایش می¬یابد. همچنین به منظور بررسی استحکام پیوند، آزمون خمش به دو صورت که فولاد ck60 یک بار تحت کشش و بار دیگر تحت فشار قرار گیرد، انجام شد. زمانی که ck60 تحت فشار قرار گرفت، نمونه دوفلزی تولید شده به راحتی تا °180 خم شد، اما زمانی که تحت کشش قرار گرفت در زوایای کمتر از º45، اتصال تولید شده از سمت فولاد ck60 شروع به ترک و نهایتا موجب جداشدن و شکستن قطعه گردید. همچنین آزمون سایش انجام شده نشان داد، نمونه تمپر¬شده در °c200 بهترین مقاومت به سایش را داراست ولی نمونه سرد شده در آب، مقاومت به سایش کمتری نسبت به نمونه¬های تمپر¬شده در 200، °c400 و همچنین سرد شده در روغن دارد. در نهایت نشان داده شد، با توجه به در نظر گرفتن همزمان نتایج آزمون سایش و برش برای حالات مختلف سخت¬شده، نمونه تمپر¬شده در °c400 و سرد شده در روغن جزء بهترین حالات می¬باشند و با توجه به اینکه سرد کردن در روغن دارای اعوجاج کمتری نسبت به آب است، بنابراین می¬تواند حالت بهینه باشد.