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.

یکی از روش های بهبود خواص کامپوزیت ها، استفاده از ترکیبات بین فلزی به عنوان فاز زمینه می باشد. در میان ترکیبات بین فلزی، coti با داشتن خواص مناسب از جمله استحکام نهایی، مقاومت به خوردگی و اکسیداسیون خوب، پایداری فازی قابل توجه و انعطاف پذیری در دمای بالا و خاصیت حافظه داری، به عنوان فاز زمینه کاربرد دارند. در این تحقیق از فرایند آلیاژسازی مکانیکی، به منظور تولید کامپوزیت نانوساختار coti-tic استفاده شد. فرایند تولید، شامل تولید ترکیب بین فلزی coti نانوساختار و تولید نانوکامپوزیت coti-tic به صورت درجا بود. آلیاژسازی مکانیکی با استفاده از پودر خالص co، ti و c به نسبت استوکیومتری و نسبت گلوله به پودر5:1 و 10:1 توسط دستگاه آسیاب گلوله ای سیاره ای پرانرژی با سرعت rpm300، در بازه های 2 تا 10 ساعت انجام گرفت. عملیات حرارتی در کوره خلاء، در دمای°c900 و در زمان های 30 و 60 دقیقه انجام شد. به منظور بررسی های ریزساختاری، پیگیری روند تولید آلیاژ در طی آلیاژسازی مکانیکی و شناسایی محصولات، از میکروسکوپ الکترونی روبشی(sem) و عبوری(tem) و پراش پرتو ایکس(xrd) استفاده شد. تغییرات اندازه دانه های کریستالی و کرنش شبکه در مخلوط های پودری تولیدی با کمک نرم افزار سیگماپلات و فرمول ویلیامسون- هال در مراحل مختلف مورد مطالعه قرار گرفت. نتایج حاصل نشان داد که بهترین نسبت گلوله به پودر برای تولید ترکیب بین فلزی coti، نسبت 10:1 بود. این ترکیب پس از 12 ساعت آسیاب کاری و با اندازه دان?nm 14 و کرنش شبکه 5/0% بدست آمد.کامپوزیت نانوساختار coti-tic، پس از 40 ساعت آسیاب کاری(با نسبت گلووله به پودر 10:1) بدست آمد که اندازه دان? coti در این کامپوزیت، nm15 و کرنش شبکه آن 4/1% و اندازه دان?tic در این کامپوزیت، nm8 و کرنش شبکه آن 5/1% بدست آمد. در تمامی نمونه ها افزایش زمان آسیاب کاری با افزایش سختی، افزایش میزان کرنش شبکه و کاهش اندازه دان? مخلوط های پودری همراه بود. حضور tic در کامپوزیت نانوساختار coti-tic باعث شد تا سختی آن نسبت به ترکیب بین فلزی coti تقریباً 2 برابر شود. نتایج همچنین نشان داد که افزایش نسبت وزنی گلوله به پودر از 5:1 به 10:1 منجر به کاهش زمان تولید ترکیب coti از 20 ساعت به 8 ساعت وکاهش اندازه دانه از 31 به 14 نانومتر می شود. انجام عملیات حرارتی مخلوط پودری موجب تشکیل فازهای coti، tic و تشکیل ترکیب بین فلزی co2ti شد. همچنین عملیات حرارتی موجب افزایش انداز? دانه در پودر نانوساختار coti از 14 به 80 نانومتر و کاهش میزان سختی آن ازhv470 به hv390 شد و سختی نانوکامپوزیت coti-tic را از hv900 بهhv760 کاهش داد.

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.

مواد آمورف دسته ای از مواد جامد با آرایش اتمی مشابه مذاب و دارای نظم اتمی دامنه کوتاه هستند. ویژگیهایی از جمله استحکام و سختی بالا، مقاومت به خوردگی عالی، تلفات انرژی مغناطیسی ناچیز، هدایت الکتریکی و قابلیت شکل پذیری خوب منجر به توسعه و کاربرد آنها در صنایع مختلف از جمله هوافضا، خودروسازی، صنایع مغناطیسی و وسایل ورزشی شده است. در این بین سیستم های آلیاژی آمورف پایه مس بدلیل کاربردهای صنعتی مختلف در سالهای اخیر رو به توسعه می باشد که در این میان سیستم آلیاژی cu-zr-al بدلیل استحکام بالا، توانایی تشکیل شیشه بالا، دمای ذوب پایین و ارزان بودن جزء یکی از سیستم-های پرکاربرد آلیاژهای آمورف پایه مس است. علیرغم ویژگیهای بسیار مطلوب، آلیاژهای آمورف بعلت وجود باندهای برشی ناشی از عدم وجود نابجایی، دارای پلاستیسیته و تافنس ضعیف در دمای اتاق هستند که منجر به محدودیتهایی در کاربردهای این مواد شده است. بنابراین جهت رفع این محدودیت، نانوکامپوزیت های حاوی نانوذرات پراکنده شده در زمینه آمورف توسعه یافته-اند که با بهبود تشکیل باندهای برشی و عدم انتشار ناگهانی آنها به بهبود قابل توجه پلاستیسیته و تافنس منجر خواهد شد. بمنظور تولید این نانوکامپوزیت ها و ایجاد فازهای تقویت کننده در زمینه از دو روش درجا(in situ) و غیردرجا(ex situ) استفاده می شود. با این وجود استفاده از روش درجا بعلت ایجاد پیوستگی مناسب با زمینه و پراکندگی و توزیع مناسب تقویت کننده از توجه بیشتری برخوردار است. در بین روشهای مختلف تولید استفاده از روش آلیاژسازی مکانیکی بعلت تجهیزات آسان، دمای کاری پایین و سهولت تولید بیشترین استفاده را داشته است. بنابراین در این پژوهش سعی بر آن است تا با استفاده از روش آلیاژسازی مکانیکی به تولید نانوکامپوزیت زمینه آمورف cu-zr-al حاوی تقویت کننده al2o3 بصورت درجا دست یافت. در مرحله اول، مخلوط پودری مس و زیرکونیوم به منظور تولید آلیاژ آمورف cu60zr40 تحت عملیات آلیاژسازی مکانیکی قرار گرفت که حاکی از تشکیل ترکیبات بین فلزی بعد از 50 ساعت آسیابکاری و عدم تشکیل ساختار آمورف بود. همچنین به منظور بررسی تاثیر انرژی آسیاب بر تشکیل ساختار آمورف cu50zr43al7 مخلوط پودرهای مس، زیرکونیوم و آلومینیوم تحت عملیات آسیابکاری مکانیکی در سه آسیاب گلوله ای کم انرژی، آسیاب اسپکس و آسیاب گلوله ای پرانرژی قرار گرفت. پودرهای حاصله با استفاده از آنالیز پراش پرتو ایکس ((xrd مورد ارزیابی قرار گرفتند که نتایج حاکی از عدم تشکیل ساختار آمورف در این سیستم ها بود. همچنین با افزایش انرژی آسیاب در آسیاب اسپکس نسبت به آسیاب سیاره ای کم انرژی منجر به تشکیل محلول جامد در زمانهای کوتاهتر آسیابکاری می گردد. افزایش بیشتر انرژی در آسیاب گلوله ای پرانرژی منجر به تشکیل ترکیبات بین فلزی بعد از 100 ساعت آسیابکاری داشت. بررسی های آنالیز ترمودینامیکی با استفاده از مدل نیمه تجربی مدیما بر روی سیستم سه تایی cu-zr-alنشان داد که نیروی محرکه ترمودینامیکی قوی برای تشکیل ساختار آمورف در آلیاژ cu50zr43al7 وجود دارد که با عدم تشکیل ساختار آمورف در تناقض است. بررسی-های کمی زیرکونیوم با استفاده از میکروسکوپ الکترونی روبشی sem)) مجهز به طیف نگار تفکیک انرژی (eds) حاکی از حضور ناخالصی های متعدد در پودر زیرکونیوم داشت که می توانند با تغییر شرایط ترمودینامیکی و سینتیکی منجر به جوانه زنی و رشد فازهای کریستالی شده و بنابراین از تشکیل فاز آمورف جلوگیری کنند. بنابراین در مرحله بعد به منظور حذف اثر ناخالصیها بر عدم تشکیل ساختار آمورف مخلوط پودر مس، آلومینیوم و قطعات ورق زیرکونیوم (با خلوص بالاتر) به منظور تولید آلیاژهای آمورف cu60zr40 و cu50zr43al7 تحت عملیات آلیاژسازی مکانیکی قرار گرفتند. بررسی الگوی پراش پرتو ایکس ((xrd پودرها نشان داد که در هر دو سیستم بعد از 40 ساعت آسیابکاری، ساختار آمورف همراه با اکسید زیرکونیوم بدست می آید. همچنین نتایج نشان داد که با تغییر نوع اتمسفر مورد استفاده و خلوص آن باز هم اکسید زیرکونیوم در محصول تولیدی وجود دارد. در مرحله بعد به منظور حذف تاثیر ناخالصی های مواد اولیه و اتمسفر آسیابکاری بر عدم تشکیل ساختار کاملاً آمورف، مخلوط زیرکونیوم، آلومینیوم و مس با ترکیب cu60zr40 و cu50zr43al7 تحت عملیات ذوب القایی تحت اتمسفر گاز آرگون قرار گرفت. آسیابکاری محصول ذوب القایی به مدت 10 ساعت منجر به تشکیل آلیاژ آمورف cu60zr40 با سختی 731 ویکرز و ضریب کشسانی mpa58 و آلیاژ cu50zr43al7 با سختی 802 ویکرز و ضریب کشسانی mpa83 شد. همچنین آسیابکاری محصول ذوب القایی cu60zr40 همراه با پودرهای اکسید مس، مس و آلومینیوم به مدت 10 ساعت منجر به تشکیل نانوکامپوزیت cu62zr32al4/10%vol al2o3 با اندازه ذرات تقویت کننده al2o3 حدود 25 نانومتر گردید که باعث افزایش سختی به 837 ویکرز و ازدیاد ضریب کشسانی به gpa95 شد.

پوشش های نانوکریستال کبالت-فسفر تولید شده به روش رسوبدهی الکتریکی با جریان پالس به علت ویژگی های قابل توجه اخیراً مورد توجه قرار گفته اند. در تحقیق حاضر پوشش نانوکریستال کبالت-فسفر با انتخاب ترکیب مناسب حمام به روش رسوبدهی الکتریکی با جریان مستقیم تولید شد. پس از بررسی چگالی جریان پوشش دهی در محدوده 150 تا ma/cm2250 بر ویژگی-های مختلف پوشش مشخص گردید که با افزایش چگالی جریان در صد وزنی فسفر پوشش از حدود 2% به حدود 1% کاهش می یابد. همچنین اندازه دانه های پوشش با افزایش چگالی جریان در محدوده ذکر شده از حدود nm 10 به حدود nm 16 افزایش می یابد. ضمن اینکه مورفولوژی، بافت و نیز رفتار خوردگی پوشش در محلول 3.5% nacl تقریباً بدون تغییر ماند. سپس تأثیر آنیل بر ویژگی های پوشش نانوکریستال co 1-2 wt%p و آمورف co 9-11wt%p بررسی گردید. آزمایش ها نشان داد بر اثر آنیل اندازه دانه ها و بافت پوشش نانوکریستال تغییر چندانی نمی کند اما پوشش آمورف به پوششی نانوکریستال تبدیل می شود. ضمن اینکه شدت نسبی صفحات قاعده نسبت به پوشش های نانوکریستال افزایش چشمگیری دارد. همچنین با انجام آنیل سختی هر دو نوع پوشش به علت تشکیل رسوبات سخت co2p و cop افزایش قابل توجهی داشت. این افزایش سختی به علت درصد فسفر بیشتر و لذا رسوبات بیشتر، برای پوشش آمورف بیش از پوشش نانوکریستال بود. آزمون پلاریزاسیون تافل پوشش ها در محلول 0.1m h2so4 نشان داد که پوشش آمورف مقاومت به خوردگی بهتری نسبت به پوشش نانوکریستال دارد. پس از انجام آنیل مقاومت هر دو پوشش نانوکریستال و آمورف در برابر خوردگی در این محیط کاهش یافت. هرچند پوشش های نانوکریستال و آمورف کبالت-فسفر در هیچکدام از محیطهای خوردنده nacl و h2so4 لایه رویین تشکیل ندادند، اما در محلول 10% naoh رفتار فعال-رویین از خود نشان دادند. پوشش آمورف دارای چگالی جریان رویین بیشتری نسبت به پوشش نانوکریستال بود. همچنین با انجام عملیات آنیل چگالی جریان رویین پوشش آمورف کاهش زیادی یافت اما در مورد پوشش نانوکریستال ، میزان کاهش چگالی جریان رویین بسیار کم بود. همچنین بررسی ها نشان داد که چسبندگی پوشش به زیرلایه آماده سازی شده با الکتروپولیش بسیار ضعیف است که با انجام فعالسازی زیرلایه در 25% hcl چسبندگی مناسب بدست آمد. بررسی سطح مقطع پوشش ها نشان می دهد که هیچگونه ترک، حفره و تخلخلی در آنها وجود ندارد و پوششها از کیفیت بسیار بالایی برخوردار هستند.

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.

آلومینایدهای آهن به دلیل دارا بودن تلفیقی از خواص مکانیکی مناسب، چگالی کم، هزینه مواد اولیه پایین و مقاومت اکسیداسیون و سولفیداسیون عالی گزینه مناسبی برای کاربردهای دمای بالا ومحیط های خورنده به شمار می روند. مشکل اصلی آلومینایدهای آهن، مانند سایر ترکیبات بین فلزی، انعطاف پذیری کم در دمای محیط و استحکام خزشی نامناسب دردماهای بالا می باشد. استحکام خزشی آلومینایدهای آهن بوسیله اضافه کردن ذرات تقویت کننده و ایجاد کامپوزیت به طور قابل توجهی افزایش می یابد. هدف از انجام این تحقیق ایجاد نانوکامپوزیت با زمینه آلومیناید آهن با ترکیب fe3al و ذرات تقویت کننده al2o3 از طریق فرایند مکانوشیمیایی می باشد. تغییرات فازی و مطالعات ریز ساختاری بوسیله آزمون های پراش پرتو ایکس (xrd)، آنالیز حرارتی (dta)، میکروسکوپ الکترونی روبشی (sem) و میکروسکوپ الکترونی عبوری (tem) به همراه طیف سنجی تفکیک انرژی (esd) انجام شد. رفتار مکانوشیمیایی مخلوط پودر های آهن، آلومینیوم و هماتیت با درصد های مختلف برای ساخت ترکیب های نانوکامپوزیتی fe–al2o3، fe3al–57 vol.% al2o3 و fe3al–30 vol.% al2o3 براساس محاسبه دمای آدیاباتیک واکنش، دمای محفظه آسیاب و بررسی های ساختاری مورد مطالعه قرار گرفت و مکانیزم واکنش مکانوشیمیایی مربوطه تعیین شد. پودرهای نانوکامپوزیتی آلومیناید آهن پس از متراکم شدن، در دمای 1400 درجه سانتیگراد به مدت 1 ساعت سینتر شدند. ریزساختار قطعه سینتر شده از پودر نانوکامپوزیتی fe3al–57 vol.% al2o3 دارای ساختار شبکه ای بهم پیوسته و یکنواخت از فازهای تشکیل دهنده می باشد. همچنین ریزساختار قطعه سینتر شده از پودر نانوکامپوزیتی fe3al–30 vol.% al2o3 دارای ساختار شبکه ای بهم پیوسته از فاز fe3al بوده و فاز تقویت کننده به صورت یکنواخت در زمینه توزیع شده اند. به منظور مقایسه تاثیر فرایند ایجاد فاز تقویت کننده بر ریزساختار و خواص مکانیکی قطعه سینتر شده از پودرنانوکامپوزیتی fe3al–30 vol.% al2o3، این ترکیب علاوه بر فرایند مکانوشیمیایی مخلوط پودرهای آهن، آلومینیوم و هماتیت، توسط اضافه کردن نانوپودر آلومینا به مخلوط پودر آهن و آلومینیوم از طریق فرایند آلیاژسازی مکانیکی ساخته شد. نتایج نشان داد که ترکیب نانوکامپوزیتی fe3al–30 vol.% al2o3 ساخته شده با اضافه کردن ذرات آلومینا دارای ریزساختار غیر یکنواخت و آگلومره شده از فاز تقویت کننده بوده و پیوستگی کاملی در فصل مشترک دو فاز وجود ندارد. این درحالی است که ترکیب ایجاد شده به روش مکانوشیمیایی دارای ساختار کاملاً یکنواخت و فصل مشترک فازی پیوسته می باشد. همچنین قطعه ایجاد شده از پودر نانوکامپوزیتی fe3al–30 vol.% al2o3 ساخته شده به روش مکانوشیمیایی دارای استحکام شکست و سختی بالایی در دمای محیط در مقایسه با ترکیب مشابه حاصل از اضافه کردن نانوپودر آلومینا می باشد.

مواد تنگستن مونوکارباید-کبالت نانوساختار تفت¬جوشی شده به دلیل داشتن تلفیقی از سختی و چقرمگی بالا به عنوان گزینه¬ی مناسبی برای گستره¬ی وسیعی از کاربردهای مقاوم به سایش نظیر ابزارهای برش¬کاری و سوراخ¬کاری و ساخت قالب¬های اکستروژن استفاده می¬شوند. اما بکارگیری ذرات تنگستن مونوکارباید-کبالت نانوساختار جهت تولید پوشش¬های نانوساختار بوسیله¬ی فرایند پاشش شعله¬ای پرسرعت، منجر به افت مقاومت سایشی در مقایسه با پوشش¬های میکروساختار متعارف شده است. این رفتار به دلیل نسبت بسیار بالای سطح-به-حجم ذرات تنگستن مونوکارباید نانومتری است که تجزیه و دکربوراسیون شدید آن¬ها را در حین پاشش شعله¬ای پرسرعت در پی¬ داشته و منجر به ایجاد فازهای نامطلوب غیرتنگستن مونوکارباید می¬شود. بنابراین، هدف از این پژوهش، بهبود پایداری حرارتی و رفتار تریبولوژیکی پوشش¬های تنگستن مونوکارباید-کبالت نانوساختار تولید شده با روش پاشش شعله¬ای پرسرعت است. در این راستا، ابتدا فرایند الکترولس مس و نیکل هریک بطور مجزا بر روی ذرات تنگستن مونوکارباید-کبالت میکروساختار (ms-wc12) انجام شده و ذرات پودر روکش¬دارِ cu/ms-wc و ni/ms-wc تولید و تحت پاشش قرارگرفتند. در ادامه، تأثیر روکش¬های الکترولس مس و نیکل بر میزان دکربوراسیون تنگستن مونوکارباید در حین فرایند پاشش، بررسی شد. با توجه به تأثیر بسیار مطلوب روکش الکترولس نیکل بر افزایش پایداری حرارتی تنگستن مونوکارباید و کاهش چشمگیر میزان دکربوراسیون، ذرات تنگستن مونوکارباید-کبالت نانوساختار (ns-wc) از طریق آسیاکاری مکانیکی تولید شده و روکش الکترولس نیکل بر روی سطح آن¬ها ایجاد شد؛ بدین¬ترتیب، ذرات پودر ni/ns-wc نیز تولید شده و تحت پاشش قرارگرفت. ویژگی¬های پوشش¬های بدست آمده شامل میکروساختار، چگونگی رشد دانه¬های تنگستن مونوکارباید نانومتری، خواص مکانیکی، مقاومت اکسیداسیون دمای بالا، رفتار سایشی دمای محیط و دمای بالا مورد ارزیابی قرارگرفت. نتایج نشان داد که انجام فرایند الکترولس مس بر روی ذرات پودرتنگستن مونوکارباید-کبالت میکروساختار منجر به انحلال شدید کبالت در حمام الکترولس و جایگزینی مس بجای آن بر روی سطح و نیز درون ذرات اولیه شد. مشاهدات انجام شده از سطح مقطع ذرات پودر cu/ms-wc تضعیف اتصال تنگستن مونوکارباید به زمینه و گسستگی آن را به¬ روشنی نشان داد. در مقابل، انجام فرایند الکترولس نیکل بر روی ذرات پودر تنگستن مونوکارباید-کبالت میکروساختار سبب تشکیل یک لایه¬ی متراکم و یکنواخت از نیکل پیرامون ذرات اولیه با ضخامت 5/1-5/0 میکرومتر شد. ارزیابی¬های میکروساختاری و مقایسه¬ی مقدار کربن موجود در پودرهای اولیه و پوشش¬ها، دکربوراسیون ناچیز تنگستن مونوکارباید در پوشش ni/ms-wc در حدود 6/2 درصد را نشان داد درحالی که تنگستن مونوکارباید در پوشش¬های ms-wc12 و cu/ms-wc به¬ترتیب به میزان 3/16 و 2/21 درصد دکربوره شد. در مقایسه با پوشش ms-wc12، در پوشش ns-wc پیک¬های تنگستن دی کارباید (w2c) با شدت بیشتری در الگوی پراش پرتوی ایکس مشاهد شدند؛ این نتیجه، به همراه افت چشمگیر مقدار کربن به میزان 8/36 درصد، تأیید نمود که ذرات ns-wc متحمل دکربوراسیون به¬مراتب شدیدتری نسبت به ذرات پودر ms-wc12 در حین پاشش می¬شوند. در مقابل، پوشش ni/ns-wc عمدتاً از فازهای تنگستن مونوکارباید و زمینه-ی فلزی کبالت/نیکل تشکیل شده و الگوی پراش پرتوی ایکس این پوشش یک پیک بسیار کوچک از فاز تنگستن دی کارباید را با شدت بسیار کمتر در مقایسه با ms-wc12 و ns-wc نشان داد. همچنین، میزان دکربوراسیون تنگستن مونوکارباید در پوشش ni/ns-wc برابر با 4/5 درصد بدست آمد که در مقایسه با پوشش¬های ms-wc12 و ns-wc به¬ترتیب به میزان 66 و 85 درصد کاهش نشان داد. پوشش ni/ms-wc میانگین میکروسختی معادل با 1168 ویکرز را ارائه داد که نشان¬دهنده¬ی سختی بالاتر آن در مقایسه با پوشش ms-wc12 (1120 ویکرز) است. از سوی دیگر، پوشش¬های نانوساختار ns-wc و ni/ns-wc به¬ترتیب با میکروسختی 1185 و 1214 ویکرز، میانگین سختی نسبتاً بالاتری را در مقایسه با پوشش¬های میکروساختار ارائه کردند. چقرمگی شکست پوشش ni/ms-wc برابر با mpa.m1/2 86/9 بدست آمد که در حدود 60 درصد بیشتر از پوشش ms-wc12 (mpa.m1/2 76/5) است. از سوی دیگر، چقرمگی شکست پوشش¬های ni/ns-wc و ns-wc برابر با mpa.m1/2 32/10 و 12/5 اندازه¬گیری شد که به¬ترتیب بیشترین و کمترین مقدار را در مقایسه با سایر پوشش¬ها نشان دادند. ارزیابی مقاومت اکسیداسیونی در بازه¬ی دمایی 800-600 درجه¬ سانتیگراد نشان داد که کینتیک اکسیداسیون برای پوشش¬های ms-wc12 و ns-wc از قانون خطی (با انرژی فعال¬سازی به¬ترتیب برابر با 4/90 و 9/78 کیلوژول بر مول) و در مورد پوشش¬های ni/ms-wc و ni/ns-wc از قانون پارابولیک (با انرژی فعال¬سازی به¬ترتیب برابر با 212 و 5/197 کیلوژول بر مول) پیروی می کند. نرخ سایش دمای محیط پوشش¬های ms-wc12 و ns-wc به¬ترتیب معادل با 4-10×1/10 و 4-10×7/14 میلی¬گرم بر متر اندازه¬گیری شد، درحالی¬که پوشش¬های ni/ms-wc و ni/ns-wc با 4-10×2/3 و 4-10×5/2 میلی¬گرم بر متر، نرخ سایش بسیار کمتری را ارائه می¬کنند. این مقادیر، رشد قابل ملاحظه¬ی مقاومت سایشی پوشش¬های ni/ms-wc و ni/ns-wc به میزان بیش از 68 و 78 درصد نسبت به پوشش¬های ms-wc12 و ns-wc را نشان داد. همچنین، ارزیابی نرخ سایش پوشش¬های مختلف در دمای 700 درجه سانتیگراد نمایانگر پایین¬ترین مقاومت سایشی برای پوشش ns-wc (با نرخ سایش 4-10×7/91 میلی¬گرم بر متر با روش اندازه¬گیری و 4-10×3/119 میلی¬گرم بر متر از طریق محاسبه) و بالاترین مقاومت سایشی برای پوشش ni/ns-wc (با نرخ سایش 4-10×27/25 میلی-گرم بر متر با روش اندازه¬گیری و 4-10×17/24 میلی¬گرم بر متر با روش محاسبه) بود.

امروزه آلومینیوم و آلیاژهای آن به عنوان یکی از مهمترین مواد مهندسی مطرح می باشند چرا که خواص مطلوب آنها از قبیل نسبت استحکام به وزن بالا در آلومینیوم¬های آلیاژی، مقاومت به خوردگی نسبتاً خوب و هدایت الکتریکی و گرمایی زیاد موجب استفاده گسترده از آنها در کاربردهای مختلف و متنوع شده است. علیرغم این خواص مطلوب، چالش هایی نظیر مقاومت سایشی و مقاومت خزشی کم کاربرد این آلیاژها را در برخی موارد محدود نموده است. برای بهبود این مشکلات و ایجاد خواص مکانیکی مطلوب، راهکارهای مختلفی از جمله استفاده از فرایندهای مهندسی سطح، کامپوزیت نمودن آن مد نظر قرار گرفته شده است. در سال های اخیر استفاده از آلومینایدها به عنوان فاز تقویت کننده زمینه آلومینیوم مورد توجه قرار گرفته است که به دلیل خواص منحصر به فرد آلومینایدها نظیر خواص سایشی مطلوب، خواص مکانیکی مناسب و مقاومت در برابر خوردگی می باشد. در این پروژه به منظور رفع خواص ضعیف آلومینیوم و بهره مندی از ویژگی های مناسب آلومینایدها ابتدا کامپوزیت al-ti به کمک فرایند نورد تجمعی تولید و سپس شرایط انجام واکنش درجا میان آلومینیوم و ذرات تیتانیوم با استفاده از عملیات آنیل و فرایند اصطکاکی اغتشاشی جهت ساخت نانوکامپوزیت آلومینیوم با ذرات تقویت کننده ترکیب بین فلزی al3ti مشخص شد. در این روند در بین ورق های آلومینیوم فویل های تیتانیوم (10% وزنی) توزیع شده و سپس فرایند نورد تجمعی تا سه سیکل انجام گرفت. سپس فرایند اصطکاکی اغتشاشی با سرعت پیشروی 16 میلی متر بر دقیقه و سرعت چرخش 1600 دور بر دقیقه تا سه پاس بر روی کامپوزیت تولیدشده توسط فرایند نورد تجمعی انجام پذیرفت. برای تعیین فازهای تولیدشده در طی فرایند از پراش پرتو ایکس (xrd) و طیف سنج پرتو ایکس (eds) استفاده شده و بررسی ریز ساختارها به کمک میکروسکوپ نوری و میکروسکوپ الکترونی روبشی (sem) صورت پذیرفت. در الگوی پراش پرتو ایکس نمونه های نورد شده هیچ اثری از تولید ترکیبات بین فلزی دیده نشد که می تواند ناشی از عدم تشکیل قابل ملاحظه این ترکیبات باشد ولی با انجام فرایند اصطکاکی اغتشاشی، ذرات تقویت کننده از جنس ترکیبات بین فلزی al3ti در زمینه تشکیل شد. در نهایت کامپوزیتی که سه مرتبه فرایند اصطکاکی اغتشاشی بر روی آن انجام شده بود، بهترین خواص مکانیکی را دارا بود

در این پژوهش نانو کامپوزیت های آلیاژ al2024 تقویت شده با نانو لوله های کربنی چند دیواره با روش آسیاب کاری مکانیکی و پرس داغ تولید شدند. آلیاژ al2024 نانو ساختار پس از 30 ساعت آسیاب کاری مکانیکی ساخته شد. نانولوله های کربنی با مقادیر 3-0 درصد حجمی با پودرهای آلیاژی مخلوط شده و برای زمان های مختلف تحت آسیاب کاری مکانیکی قرار گرفت. به منظور یافتن فرایند بهینه ی تولید نمونه های بالک، پارامترهایی نظیر زمان آسیاب کاری پودرهای نانو کامپوزیتی و شرایط مختلف پرس داغ آزمایش شد. تغیرات مورفولوژیکی و ساختاری آلیاژ al2024 در حین آسیاب کاری با استفاده از مشاهدات میکروسکوپ الکترونی روبشی (sem) و آنالیز پراش پرتوی ایکس (xrd) ارزیابی شد. همچنین تغییرات ساختاری و پایداری حرارتی پودرهای نانو ساختار al2024 با انجام سیکل های عملیات حرارتی همدما در دماها و زمان های مختلف بررسی شد. نمونه ی کامپوزیتی حاوی 3 درصد حجمی نانو لوله ی کربنی تحت آنالیز حرارتی دیفرانسیلی (dta) قرار گرفت. به منظور بررسی اثر فرایند پرس داغ بر روی تغییرات ساختاری، آزمون پراش پرتوی ایکس بر روی نمونه های نانو کامپوزیتی، قبل و بعد از فرایند پرس داغ انجام شد. با استفاده از روش ارشمیدس تغییرات چگالی نسبی نانو کامپوزیت ها بر حسب درصد حجمی نانولوله ها بدست آمد. از آزمون های سختی سنجی و فشار جهت برسی خواص مکانیکی نانو کامپوزیت ها استفاده شد. خواص سایشی نانو کامپوزیت ها (نظیر نرخ سایش، ضرب اصطکاک و مکانیزم های سایش) نیز با استفاده از آزمون سایش پین –دیسک در شرایط غیر روغنکار بررسی شد. در اثر انجام آسیاب کاری مکانیکی بر روی براده های آلیاژ al2024 به مدت 30 ساعت اندازه ذرات آلیاژ al2024 از 500?m به 10 ?m کاهش یافته و مورفولوژی ذرات نیز اغلب بصورت هم محور درآمد. اندازه دانه های آلومینیوم نیز به ?30nm کاهش یافته و کرنش شبکه به حدود 45/0? افزایش یافت. بررسی سینتیک رشد دانه های آلومینیوم در آلیاژ al2024 نانو ساختار، پایداری حرارتی بالای این آلیاژ را نشان داد به نحوی که پس از عملیات حرارتی در دمای 550 درجه سانتی گراد به مدت 3 ساعت، اندازه دانه های آلومینیوم همچنان در مقیاس نانومتری (?70nm) باقی ماند. انرژی فعال سازی رشد دانه ها در آلیاژ al2024 نانوساختار در دماهای پایین تر و بالاتر از 400 درجه سانتی گراد به ترتیب برابر با 111/6kj/mole و 145/6kj/mole بدست آمد. آسیاب کاری مکانیکی پودرهای نانو کامپوزیتی به مدت 4 ساعت، پرس داغ د ردمای 500 درجه سانتی گراد، فشار 250mpa و زمان 5/0 ساعت به عنوان پارامترهای بهینه ی تولید نانو کامپوزیت ها انتخاب شدند. نتایج آنالیز حرارتی انجام شده بر روی پودرهای نانوکامپوزیتی حاوی 3 درصد حجمی نانو لوله ی کربنی، حضور یک پیک گرماگیر در حدود دمای 632 درجه سانتی گراد ناشی از ذوب شدن زمینه ی آلیاژی و یک پیک گرمازاد در محدودهی دمایی 632-658 درجه ساتی گراد مربوط به واکنش بین زمینه ی آلومینیوم با نانو لوله های کربنی و تشکیل فاز کاربید آلومینیوم را نشان داد. با افزودن 2 درصد حجمی نانولوله ی کربنی، چگالی نسبی کامپوزیت ها در مقدار ?%98 ثابت باقی مانده و مقدار سختی از حدود 210hv برای آلیاژ نانوساختار عاری از نانولوله ی کربنی به 245hv افزایش یافت. استحکام فشاری نانو کامپوزیت ها در 2 درصد حجمی نانو لوله ی کربنی، به بیشینه ی خود یعنی 814mpa رسید که به ترتیب 365?، 53? و 15? بیشتر از آلیاژهای al2024 در شرایط آنیل (al2024-o) پیرسازی شده ی مصنوعی (al2024-t6) و al2024 نانوساختار می باشد. همچنین مقادیر مدول یانگ در این درصد حجمی از 74gpa برای آلیاژ al2024 نانوساختار به 94gpa افزایش یافت. با افزودن 3? حجمی نانولوله ی کربنی، استحکام فشاری کاهش یافته و به 785mpa رسید ولی مدول یانگ تغییر چندانی نیافت. نرخ سایش آلیاژ al2024 نانوساختار در حدود 12*10-3mg/m بدست آمد که در مقایسه با آلیاژهای al2024-o و al2024-t6 به ترتیب 3/92? و 4/85? کاهش نشان می داد. با افزودن نانو لوله های کربنی تا 2 درصد حجمی، نرخ سایش نانو کامپوزیت تا 4/7*10-3 mg/m و ضریب اصطکاک نانو کامپوزیت ها تا 2/0 کاهش یافت. با افزودن بیشتر از 2 درصد حجمی نرخ سایش و ضریب اصطکاک مجددا افزایش یافته و به ترتیب به 21*10-3mg/m و 0/3 در 3 درصد حجمی نانولوله ی کربنی رسید. مکانیزم های حاکم بر فرایند سایش آلیاژهای al2024, al2024-t6, al2024-o نانوسختار و نانوکامپوزیت های al2024 تقویت شده نانولوله های کربنی چند دیواره با استفاده از مشاهدات میکروسکوپ الکترونی رویشی و آنالیز پراش پرتوی ایکس و طیف سنجی توزیع انرژی (eds) سطوح و محصولات سایش ارزیابی شدند.

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.

در این تحقیق برای اولین بار قطعات بالک کامپوزیت های al-tib2 نانوساختاربصورت درجا و با کمک چند فرایند متوالی شامل آلیاژسازی مکانیکی، سینتر پلاسمایی جرقه ای و اکستروژن گرم با موفقیت ساخته شد و ساختار میکروسکوپی، پایداری حرارتی و خواص مکانیکی آن در مراحل مختلف ساخت مورد ارزیابی قرار گرفت. بدین منظور ابتدا پودر نانوکامپوزیت al-tib2 حاوی 10 و 20 درصد وزنی tib2 به صورت درجا و با استفاده از فرایند آلیاژسازی مکانیکی دومرحله ای مخلوط پودر عناصر آلومینیم، تیتانیم و بور تولید شد. پودر کامپوزیت al-tib2 حاصل از آلیاژسازی مکانیکی، با استفاده از فرایند سینتر پلاسمایی جرقه ای متراکم شده و قطعات حاصل تحت اکستروژن گرم قرار گرفت. به منظور شناسایی فازهای موجود در پودر و قطعات حاصل از سینتر و اکستروژن، از پراش پرتو ایکس (xrd) استفاده شد. مرفولوژی و ریزساختار سطح مقطع ذرات پودر و نمونه ها پس از فرایندهای سینتر و اکستروژن با استفاده از میکروسکوپ الکترونی روبشی (sem) بررسی شد و از میکروسکوپ الکترونی عبوری (tem) جهت مطالعه دقیق ریزساختار و بررسی اندازه دانه ها استفاده شد. پایداری حرارتی پودر آلیاژسازی مکانیکی شده توسط آنالیز حرارتی تفریقی (dsc) بررسی شد. پودر و قطعات سینتر شده تحت آزمایش سختی سنجی قرار گرفته و رفتار کششی قطعات اکسترود شده مطالعه شد. یافته های آزمایشی نشان داد که فرایند دومرحله ای آلیاژسازی مکانیکی منجر به تولید پودر نانوکامپوزیت al-tib2 با توزیع یکنواختی از ذرات فاز tib2 با اندازه متوسط nm 90 در زمینه آلومینیم با اندازه دانه nm15 می شود. پودر حاصل از پایداری فازی در دمای بالا برخوردار بوده و فاز ناخواسته ای مانند al3ti در پودر و قطعات متراکم مشاهده نشد. به علاوه اندازه ذرات tib2 پس از اکستروژن در محدوده m 2- nm10 می باشد که نسبت به پودر آلیاژسازی مکانیکی شده رشد قابل ملاحظه ای نداشته است. اندازه متوسط دانه های آلومینیم نیز پس از اکستروژن nm 35 بدست آمد که در مقایسه با اندازه دانه در پودر آلیاژسازی مکانیکی شده (nm 20) اولیه پایداری مناسبی نشان می دهد. بنابراین می توان نتیجه گرفت که وجود نانوذرات tib2 و همچنین بکارگیری فرایند سینتر پلاسمایی جرقه ای باعث حفظ ساختار نانوکریستالی کامپوزیت شده است. قطعات اکسترود شده نانوکامپوزیت al-20wt.%tib2 دارای سختی 180 ویکرز و استحکام تسلیم و کششی به ترتیب 480 و 540 مگاپاسکال می باشد که این مقادیر در مقایسه با سایر کامپوزیت های زمینه آلومینیم که با روش های دیگر ساخته شده اند بیشتر می باشد. به علاوه خواص مکانیکی نانوکامپوزیت حاصل در دمای بالا نیز تا دمای ℃300کاهش قابل توجهی نداشت و استحکام تسلیم و کششی آن در این دما به ترتیب 380 و 402 مگاپاسکال است. حتی در دماهای بالا نیز این کامپوزیت انعطاف پذیری پایینی (%6/1 در℃300) از خود نشان داد. بنظر می رسد حفظ خواص مکانیکی نانوکامپوزیت در دمای بالا بدلیل پایداری حرارتی و رشد اندک ذرات tib2 و حاکم بودن مکانیزم اوروان در افزایش استحکام می باشد. همچنین نتایج نشان داد که سختی، استحکام و انعطاف پذیری نانوکامپوزیت حاوی 10 و 20 درصد وزنی فاز tib2 تفاوت چندانی با هم ندارند. عدم وابستگی خواص مکانیکی به درصد در محدوده 10 و 20 درصد وزنی را می توان چنین توجیه نمود که افزایش مقدار استحکام دهنده در بیش از یک مقدار معین، منجر به افزایش تعداد ذرات درشت tib2 می شود. از آنجا که تنها ذرات نانومتری tib2(کوچکتر از nm 100) نقش موثری بر افزایش استحکام از طریق مکانیزم اوروان دارند، لذا افزایش درصد فاز tib2از 10 به 20 درصد تاثیر قابل ملاحظه ای بر استحکام ندارد.

دراین تحقیق ساخت آلومینایدهای آهن ‏‎feal,fe3al‎‏ به روش آلیاژسازی مکانیکی مخلوط ‏‏‎fe75al25‎‏ و ‏‎fe50al50‎‏ مورد بررسی قرار گرفت.تاثیر پارامترهایی نظیر سرعت چرخش آسیاب نسبت وزنی گلوله به پودر و اندازه گلوله ها نیز بر روی فرآیند آلیاژسازی مکانیکی بررسی گردید.

در این پژوهش آلیاژسازی مکانیکی مخلوط پودر آلومینیم و گرافیت در آسیاب گلوله ای سیاره ای جهت تولید آلیاژ پخش-سخت شده ‏‎al-al4c3‎‏ مورد مطالعه قرار گرفت و تاثیر عوامل مختلف نظیر درصد گرافیت (1/1، 2/2 و 48/4 درصد وزنی)، زمان آلیاژسازی مکانیکی ، دما و زمان عملیات حرارتی و نوع کربن اولیه در تشکیل کاربید آلومینیم بررسی گردید. بعلاوه از پودر حاصل از آلیاژسازی مکانیکی نمونه هایی به روش متالورژی پودر ساخته شد و سختی و دانسیته آنها ارزیابی شد. تغییرات ایجاد شده در مورفولوژی و ساختار داخلی ذرات پودر بوسیله پراش پرتوایکس ‏‎xrd‎‏ ، میکروسکوپ الکترونی روبشی (‏‎sem‎‏ ) و میکروسکوپ نوری ارزیابی شد.