در سال¬های اخیر سمنتیت خالص (fe3c) به عنوان ماده اولیه تولید قطعات با کاربری در دمای بالا (با استحکام بالا) و ماده¬ای کمکی درکوره¬های قوس الکتریکی مورد توجه محققین قرار گرفته است. به همین منظور، در تحقیق پیش¬رو مخلوطی از پودر هماتیت و گرافیت با سه نسبت استوکیومتری 1:1، 25:1/1 و 5:1/1 (نسبت استوکیومتری میزان کربن مصرفی در رابطه با واکنش تبدیل هماتیت به سمنتیت)، در سه دمای 800، 850 و °c 900، به مدت 6 ساعت و نسبت گلوله به پودر 40:1 تحت فرایند فعال¬سازی همزمان مکانیکی- حرارتی (stma) قرار گرفت. بررسی ریز ساختار محصول، با نسبت استوکیومتری 1:1 که در دمای °c800 آسیاب شده بود، با استفاده از میکروسکوپ نوری، میکروسکوپ الکترونی روبشی (sem) و آزمون طیف¬سنجی تفکیک انرژی (eds) حاکی از حضور پرلیت، سمنتیت پرویوتکتوئیدی و کربن آزاد فعال¬شده داشت. آنالیز تصویری این محصول نیز حاکی از حضور بیش از wt% 1/2 کربن محتوی بود. حضور این مقدار کربن محتوی با نمایان شدن پیک گرماگیر مربوط به استحاله یوتکتیکی، طبق نمودار فازی آهن- سمنتیت، در آنالیز حرارتی (dsc) محصول نیز تایید شد. به منظور افزایش میزان کربن محتوی از طریق انحلال سریع کربن آزاد فعال¬شده در ساختار محصول آسیا¬کاری داغ، فرایند ذوب جزئی (fm) در دمای c°1180 به مدت 25 دقیقه و در اتمسفر خنثی روی محصول مذکور انجام گرفت. بررسی ریز ساختار این محصول نیز نشان دهنده حضور بیش از wt% 75 سمنتیت پرویوتکتیکی و در حدود wt% 7/5 کربن محتوی بود. در ادامه نمونه¬های با نسبت استوکیومتری بالاتر و دمای آسیا¬کاری بیشتر، تحت فرایند ذوب جزئی قرار گرفت. بررسی ریز ساختار این محصولات نیز با استفاده از میکروسکوپ نوری و محلول¬های اچ رنگی ومتمایز¬کننده، sem و eds انجام گرفتند. آنالیز تصویری نشان داد که با افزایش دمای آسیا¬کاری و افزایش میزان کربن، میزان سمنتیت در محصول ذوب جزئی افزایش می¬یابد، به¬گونه¬ای که در دمای c°800 و نسبت استوکیومتری 5:1/1 ،از طریق مکانیزم افزایش منبع کربنی، ساختاری متشکل از زمینه سمنتیتی به همراه گرافیت کرمی شکل حاصل می¬شود. این در حالی است که در دمای c°900 و با نسبت استوکیومتری 25:1/1، و از طریق خرد شدن و توزیع گرافیت در ساختار، محصولی مشابه حالت قبل تولید می¬شود. بنابراین با توجه به نتایج به دست آمده می¬توان کوپل فرایند فعال¬سازی همزمان مکانیکی- حرارتی/ ذوب جزئی را به عنوان روشی نوین در تولید سمنتیت خالص از هماتیت معرفی نمود.

در حال حاضر یکی از مهم¬ترین چالش¬ها در رابطه با ساخت فوم¬ها، طراحی بر اساس ویژگی¬های کاربردی آن¬ها می¬باشد. بنابراین اولین قدم در زمینه طراحی آن¬ها، می¬تواند مشتمل بر انجام فرایند شبیه¬سازی و یا به عبارتی حل دقیق معادلات انتقال باشد که در واقع به دلیل پیچیدگی ساختار هندسی فوم¬ها، با دشواری¬های فراوانی همراه می¬باشد. از اینرو اغلب بررسی¬های عددی روی هندسه¬های ایده¬ال و غیر واقعی فوم، از جمله مدل کلوین صورت گرفته است. دلایل این امر را می¬توان در مشکل بودن ساخت هندسه واقعی فوم و نحوه مش زدن آن اشاره کرد. لذا در تحقیق حاضر شبیه¬سازی رفتار هیدرودینامیکی و حرارتی سیال در فوم¬های فلزی با هندسه واقعی و با استفاده از شبکه محاسباتی هگزاهدرال صورت پذیرفته است. بدین منظور معادلات پیوستگی، انتقال مومنتم و حرارت برای سیال داخل محیط متخلخل فوم (با درصد تخلخل¬های 85، 90، 95 و 98) به وسیله الگوریتم حجم محدود، حل گردیده است. نتایج بدست آمده نشان می¬دهد که ضرایب ترم خطی و غیر خطی معادله افت فشار (-dp/dx=αu + βu^2) به ترتیب در محدوده محدوده 2.31×〖10〗^(-4)<α<1.21×〖10〗^(-3) و 228<β<3733 قرار دارد. همچنین گرمای انتقال یافته به روش هدایت، وابستگی شدیدی به ضریب هدایت حرارتی فاز جامد نشان داد. اما میزان حرارت انتقال یافته در جابجایی اجباری، در طول کمی از بستر انجام می¬شود و بعد از آن تعادل دمایی بین جامد و سیال بر قرار می-شود. اما از طرفی نمودار فاکتور اصطکاک بر حسب عدد رینولدز نشان داد که در دامنه¬ی re < 1 جریان آرام و در دامنهre > 1 جریان وارد ناحیه گذرا می¬شود. در ضمن بایستی به این نکته اشاره نمود که با اعمال گرادیان حرارتی، عدد رینولدز گذرا متناسب با میزان تخلخل تغییر می¬کند. همچنین در کار حاضر رابطه¬ی جدیدی برای عدد ناسلت براساس مشخصات هندسی فوم توسعه داده شده که برای ارائه آن از دیدگاه میکروسکوپی استفاده شده است. با استفاده از این دیدگاه، محدودیت¬های مدل¬های پیشین از جمله عدم توجه به ساختار هندسی فوم، رفع شده است. از طرفی برای به دست آوردن پیچیدگی مسیر عبور جریان سیال، از روش تزریق ذره در داخل محیط متخلخل و رصد مسیر عبور ذره، استفاده شده است. مطابق با نتایج حاصل، فاکتور پیچیدگی با افزایش درصد تخلخل کاهش می¬یابد. همچنین این فاکتور میانگینی از طول مسیر پیموده شده به وسیله جریان می¬باشد و مقدار آن در جهات گوناگون به دلیل غیر یکنواختی توزیع تخلخل¬ها، متفاوت می¬باشد. در نهایت با اتکا به نتایج حاصل از این پژوهش، می¬توان بستری هر چند کوچک را در راستای توسعه¬ی طراحی فوم¬ها با کاربرد¬های مختلف، فراهم نمود.

ترکیب بین فلزی ni3al به دلیل خواص ویژه ای که در دماهای بالا از خود نشان می دهد، به طور وسیعی مورد بررسی قرار گرفته است. یکی از روش های جدید برای تولید این ترکیب، فرایند سنتز احتراقی می باشد. سرعت بالای انجام واکنش، مصرف انرژی پایین و تولید محصول با خلوص بالا از مشخصه های اصلی این روش است. به علت سرعت بالای واکنش سنتز احتراقی، درک مکانیزم و سینتیک واکنش برای کنترل فرایند و تولید محصول با خواص مورد نظر بسیار حائز اهمیت می باشد. از این رو در این تحقیق سنتز احتراقی ترکیب بین فلزی ni3al از مخلوط پودری نیکل و آلومینیم با نسبت استوکیومتری ni-al3 در حالت احتراق خود پیش رونده مورد بررسی قرار گرفت. بدین منظور با استفاده از مطالعات میکروسکوپی و آنالیز فازی و همچنین بررسی اثر پارامترهای موثر بر فرایند، مسیر و مکانیزم مشخصی برای واکنش تشکیل ترکیب ni3al طی فرایند سنتز احتراقی ارائه شد. پس از اشتعال نمونه با استفاده از شعله اکسی استیلن و پیشرفت جبهه احتراق در طول آن، جهت توقف واکنش، نمونه در نیتروژن مایع کوئنچ شد. سیر تکاملی تبدیل مواد اولیه به محصولات در نمونه کوئنچ شده از نظر ریز ساختاری با استفاده از میکروسکوپ الکترونی (sem) و آنالیز عنصری (eds) انجام شد. همچنین آنالیز فازی لایه به لایه نمونه کوئنچ شده با استفاده از الگوی پراش پرتو ایکس (xrd) انجام گرفت. جهت بررسی صحت مکانیزم پیشنهادی آزمون های تکمیلی آنالیز حرارتی (sta) بر روی مخلوط های پودری در شرایط مختلف انجام شد. مشاهده شد واکنش تشکیل ترکیب ni3al طی فرایند سنتز احتراقی به دو صورت جامد-مذاب و جامد-جامد بر اساس مکانیزم انحلال و رسوب انجام می شود. در واکنش جامد-مذاب مسیر انجام واکنش شامل انحلال نیکل در مذاب آلومینیم و رسوب ni3al از محلول فوق اشباع مذاب al(ni) و تشکیل ترکیب nial می باشد. در حالی که در واکنش جامد-جامد مسیر انجام واکنش شامل تشکیل محلول جامد ni(al) و سپس تشکیل ترکیب ni3al از محلول فوق اشباع جامد می باشد. با افزایش فصل مشترک ذرات پودری با یکدیگر واکنش سنتز احتراقی ni3al در حالت جامد-جامد انجام می گردد، به طوری که پس از 40 ساعت آسیاکاری مخلوط پودری، دمای شروع واکنش ازcº620 در حالت جامد-مذاب بهcº 327 کاهش یافته و واکنش در حالت جامد-جامد انجام می شود. در هر دو مسیر انجام واکنش، نفوذ مهم ترین عامل کنترل کننده سینتیک واکنش تشکیل ترکیب ni3al می باشد.

کامپوزیت های زمینه آلومینیومی به دلیل خواصی همچون استحکام ویژه بالا، مقاومت به سایش خوب، ضریب انبساط حرارتی پایین و مقاومت به اکسیداسیون بالا کاربرد زیادی را در صنعت خودروسازی، صنایع نظامی و صنایع هوافضا پیدا کرده اند. یکی از روش های ساخت کامپوزیت های زمینه آلومینیومی، روش ریخته گری گردابی می باشد که در آن فاز تقویت کننده به وسیله گرداب ایجاد شده، توسط همزن به داخل مذاب کشیده و نگه داشته می شود. در این تحقیق برای تولید کامپوزیت آلومینیوم-آلومینای ذره ای به روش ریخته گری گردابی، پودر آلومینا ابتدا توسط آسیاب سیاره ای پرانرژی با پودر آلومینیوم پوشش داده، پودر پوشش داده شده به مذاب آلومینیوم (al-1wt%mg) تزریق شد. این فرایند، سبب افزایش درصد ذرات آلومینا در زمینه کامپوزیت ریختگی آلومینیوم-آلومینا گردید، که علت آن بهبود ترشوندگی ذرات آلومینا با مذاب آلومینیوم بود. بهبود ترشوندگی سبب شد تا درصد ذرات آلومینا در زمینه آلومینیومی کامپوزیت ریختگی به 20% برسد. از طرف دیگر پوشش آلومینیومی می تواند مانع از آگلومره شدن ذرات سرامیکی آلومینا درون مذاب آلومینیوم شود و بدین سان توزیع ذرات آلومینا در زمینه آلومینیومی بهبود یابد. برای ارزیابی درصد، اندازه و توزیع ذرات آلومینا در نمونه های کامپوزیتی ساخته شده از تصاویر میکروسکوپ نوری و الکترونی روبشی استفاده شد. نشان داده شد با افزایش سرعت همزن، نه تنها توزیع ذرات بهبود یافته بلکه اندازه متوسط آن ها به حدود 10 میکرون می رسید. سختی نمونه کامپوزیتی حاوی 20% ذرات تقویت کننده آلومینا نسبت به نمونه آلومینیوم خالص (غیر کامپوزیتی) 52% افزایش یافت و کاهش وزن نمونه ها در تست سایش در نمونه کامپوزیتی حاوی 20% ذره تقویت کننده نسبت به نمونه غیر کامپوزیتی 47% کاهش یافت.