تولید نخ از الیاف نانو در سال های اخیر موردتوجه زیادی قرار گرفته و شیوه های مختلفی برای تولید آن ارائه شده است. در این میان نانوکامپوزیت هایی بر اساس ذرات cnt جایگاه ویژه ای داشته و کاربردهای بالقوه ای در بسیاری از زمینه ها، خصوصاً صنایع دفاعی و امنیتی، صنایع خودروسازی و ... دارند. همچنین تولید الیاف کامپوزیت نانو با کمک نانو ذراتی از قبیل نقره در تحقیقات متعددی بررسی شده است. ولی تاکنون مطالعه ای روی تولید نخ کامپوزیت نانو لیفی به همراه پودر الیاف طبیعی مثل پشم، گزارش نشده است. در این تحقیق، نخ های کامپوزیت از الیاف نانوی نایلون 6 به کمک نانو ذرات الیاف پشم با هدف بهبود خواص هایگروترمال برای این الیاف تولید گردید و ارزیابی روی برخی خواص مکانیکی، فیزیکی و مورفولوژی سطح الیاف و نخ صورت گرفت. جهت تولید نانو ذرات الیاف پشم از روش آسیاب مکانیکی استفاده شد. با استفاده از روش الکتروریسی، نخ های حاوی نانو ذرات الیاف پشم تولید گردیدند و شرایط بهینه برای تولید هر یک از این نخ ها مشخص شد. به منظور بررسی اثر غلظت نانو ذرات بر مورفولوژی و میانگین قطری نانو الیاف الکتروریسی شده، از میکروسکوپ الکترونی روبشی (sem) استفاده شد. مطالعه ی دقیق تر نانوالیاف حاوی نانو ذرات و نحوه ی قرارگیری نانو ذرات در داخل الیاف و نخ به کمک تصاویر میکروسکوپ الکترونی عبوری (tem) انجام گردید. طیف های مادون قرمز با تبدیل فوریه (ftir) نشان دادند که هیچ تغییر ساختار احتمالی بین پلیمر، نانو ذرات و حلال در اثر اختلاط رخ نداده است. به منظور بررسی تأثیر میزان حضور نانو ذرات الیاف پشم در نخ های کامپوزیتی بر روی خاصیت هیدروفیلی نخ ها، جذب رطوبت نخ ها مورد ارزیابی قرار گرفت و مشاهده شد با افزایش غلظت نانو ذرات در نخ های تولیدی، میزان رطوبت بازیافتی افزایش می یابد. از آنجایی که این عامل مستقیماً بر خواص مکانیکی نخ های کامپوزیتی اثرگذار می باشد، خواص مکانیکی نخ های تولید شده از قبیل استحکام تا حد پارگی، ازدیاد طول تا حد پارگی، کار تا حد پارگی و مدول الاستیسیته قبل و بعد از قرارگرفتن در شرایط استاندارد بررسی شده و با یکدیگر مقایسه گردیدند.

در این پژوهش لایه های سطحی کامپوزیتی حاوی ذرات میکرو و نانومتری al2o3 با استفاده از فرایند اصطکاکی- اغتشاشی بر زیر لایه آلیاژ آلومینیوم a356 ایجاد گردید. بدین منظور در ابتدا ابزار مورد نیاز در این روش، طراحی و ساخته شد و پس از آن پارامترهای مختلف نظیر هندسه ابزار، سرعت پیشروی و سرعت دوران ابزار و تأثیر آن ها بر ریزساختار منطقه فرایند شده مورد بررسی قرار گرفت. پس از بررسی های انجام شده ترکیب پارامتری rpm1600=?، mm/min200=v و?2=? به عنوان شرایط بهینه فرایند برای ادامه تحقیق در نظر گرفته شد. در ادامه سعی شد تا ذرات تقویت کننده در قالب کامپوزیت از پیش تهیه شده به صورت غیر مستقیم به سیستم اضافه شود و از به هم چسبیدن ذرات تقویت کننده که موجب کاهش کارایی آن ها می شود جلوگیری گردد. بنابر این پس از تولید مقدار کافی پودر کامپوزیتی توسط فرایند آسیاب کاری، ذرات پودر با روش پاشش حرارتی hvof بر روی زیرلایه al356-t6 پاشیده شد. پس از ایجاد پوشش بر روی قطعات، فرایند اصطکاکی- اغتشاشی به گونه ای اعمال شد که کامپوزیت سطحی تا عمق 5 میلیمتری توسعه یابد. جهت بررسی ریزساختار حاصل از فرایند اصطکاکی– اغتشاشی، بررسی مورفولوژی و اندازه ذرات پودرهای مواد اولیه و محصولات تولیدی، ارزیابی ریزساختار پوشش و نانوکامپوزیت سطحی al356/al2o3 از میکروسکوپ نوری و میکروسکوپ الکترونی روبشی استفاده شد. آنالیز فازی پودر های اولیه و کامپوزیتی توسط الگو های پراش پرتو ایکس انجام گرفت. ارزیابی خواص نمونه های اولیه، فرایند شده و کامپوزیتی توسط سختی سنجی، آزمایش نانوایندنتور و آزمون سایش صورت پذیرفت. اعمال فرایند اصطکاکی- اغتشاشی بر روی آلیاژ al356، منجر به خرد شدن قابل ملاحظه تیغه های سوزنی شکل درشت سیلیسیم و دندریت های درشت اولیه آلومینیوم، بسته شدن تخلخل های ریختگی و توزیع یکنواخت ذرات ریز سیلیسیم با اندازه متوسط حدود 5 تا 10 میکرومتر و نسبت طول به عرض حدود 2، در زمینه آلومینیوم شد. خواص مکانیکی نمونه های کامپوزیت سطحی، در مقایسه با آلیاژ زیر لایه و نمونه فرایند شده به نحو چشمگیری توسعه یافت. افزایش خواص کامپوزیت های سطحی تقویت شده با ذرات نانومتری آلومینا بیشتر بود به گونه ای که سختی و مدول الاستیک نانوکامپوزیت تولیدی به ترتیب تا حدود 110 ویکرز و 86 گیگا پاسکال افزایش یافت. نتایج انجام آزمون سایش بر روی نمونه های مختلف، رفتار سایشی مناسب تر نمونه نانوکامپوزیتی را در مقایسه با نمونه های دیگر نشان داد به طوری که بعد از 500 متر لغزش کاهش جرم فلز پایه mg5/50، نمونه فرایند شده بدون ذرات تقویت کننده mg6/55، میکروکامپوزیت سطحی mg31 و نانوکامپوزیت سطحی mg2/17 بود. بررسی سطوح و ذرات سایش نمونه ها مکانیزم های سایش متفاوت را نشان داد.

در پروژه حاضر با استفاده از فرآیند اصطکاکی- اغتشاشی (fsp)، نانوکامپوزیت سطحی al-al 2o3 بر سطح ورق 2024al ایجاد و خواص سایشی و هچنین تغییرات ساختاری آن بررسی شد. بمنظور رفع نقایص روش های متداول در تولید کامپوزیت های سطحی با استفاده از فرآیند اصطکاکی- اغتشاشی، در این پروژه برای اولین بار ایده جدیدی جهت اعمال ذرات تقویت کننده پیش از فرآیند، استفاده شد. بر این اساس ذرات نانومتری al 2o3 بعنوان تقویت کننده به میزان 10 درصد حجمی به پودر میکرومتری آلومینیوم اضافه و این مخلوط پودری و بمدت یک ساعت آسیابکاری شد. پودر کامپوزیتی تهیه شده توسط فرآیند پاشش پلاسمایی اتمسفری بر سطح ورق 2024al پاشیده و سپس فرآیند اصطکاکی- اغتشاشی بر روی سطح ورق انجام شد. به منظور بهینه سازی پارامترهای فرآیند اصطکاکی- اغتشاشی بررسی های ساختاری و سختی سنجی انجام گرفت و پارامترهای بهینه فرآیند شامل طراحی ابزار، سرعت دورانی، سرعت خطی و زاویه انحراف ابزار به ترتیب، استوانه ای رزوه شده، rpm 800، mm/min 25 و °3 بدست آمد. بررسی های ریزساختار ناحیه فرآیند شده با میکروسکوپ نوری و استفاده از نرم افزار image tool انجام شد. بمنظور مقایسه اثر فرآیند اصطکاکی- اغتشاشی بر سختی و خواص سایشی، سختی سنجی و آزمون سایش روی نمونه های فلز پایه، fsp شده بدون ذرات تقویت کننده و نانوکامپوزیت سطحی تولید شده انجام گرفت. ارزیابی مکانیزم های حاکم بر سایش با بررسی سطح و محصولات سایش توسط میکروسکوپ الکترونی روبشی (sem) انجام شد. بررسی های ریزساختاری نشان داد که اعمال فرآیند اصطکاکی- اغتشاشی تاثیر قابل ملاحظه ای بر کاهش اندازه دانه در ناحیه مرکزی فرآیند داشت و اندازه دانه ها در این ناحیه از µm250 (فلز پایه) به µm 5/2رسید. سختی بیشینه برای نمونه های فلز پایه، fsp شده بدون تقویت کننده و نانوکامپوزیت سطحی تولید شده به ترتیب90، 110 و 230 ویکرز اندازه گیری شد. ضخامت لایه نانوکامپوزیتی ایجاد شده µm 600 بدست آمد که از توزیع مناسب ذرات و پیوند مناسب با زیر لایه برخوردار بود. نتایج آزمون سایش روی نمونه های مذکور حاکی از بهیود مقاومت سایش در نمونه fsp شده و نمونه نانوکامپوزیت سطحی بود بطوریکه نرخ سایش برای فلز پایه، fsp شده بدون تقویت کننده و نانوکامپوزیت سطحی بترتیب 037/0، 027/0 و 004/0 میلی گرم بر متر بدست آمد.

یکی از روش های بهبود کیفیت سطوح استفاده از پوشش هایی با خواص مطلوب است که در این راستا کاربرد پوشش هایی با ساختار آمورف، نانوکریستال و پوشش هایی با ساختار دوگانه آمورف/نانوکریستال در چند سال اخیر مورد توجه واقع شده است. این پوشش ها با جمع خواص منحصر بفردی نظیر استحکام تسلیم بالا، سختی بالا، مقاومت سایشی عالی و تافنس مطلوب، شرایط مناسبی را در راستای بهبود کیفیت سطوح فراهم می کنند. در این پروژه ابتدا با اضافه کردن عناصر فلزی و شبه فلزی مختلف مانند کرُم، مولیبدن، بُر، کربن، فسفر و سیلیسیم به پودر آهن ترکیب مناسبی طراحی شد تا قابلیت تشکیل ساختار آمورف در فرایند آلیاژسازی مکانیکی و فرایند پاشش حرارتی را دارا باشد. سپس پودر حاصل با ترکیب بهینه توسط فرایندهای نوین پاشش حرارتی نظیر پاشش شعله ای با سرعت بالا (hvof) و پاشش پلاسمایی در اتمسفر (aps) بر زیرلایه های فولادی تحت شرایط مختلف اعمال شد تا ساختاری متشکل از درصدهای مختلف فازهای آمورف و نانوکریستال حاصل شود. سپس ساختار و خواص پوشش ها با آزمون های سایش، سختی سنجی، تافنس شکست، استحکام چسبندگی، آنالیز فازی، آنالیز حرارتی (dsc) و بررسی های میکروسکوپ الکترونی عبوری (tem) و روبشی (sem) مطالعه شد. همچنین ثوابت سینتیکی تبلور فاز آمورف مانند توان آورامی و انرژی اکتیواسیون جوانه زنی و رشد توسط مدل های مختلف محاسبه و مکانیزم رشد تعیین گردید. این نتایج نشان دادند که آلیاژ آهن با ترکیب fe-18cr-5mo-5p-1.5c-1.5si-3b (درصد وزنی) بهترین قابلیت آمورف شدن را دارد و بعلاوه از پایداری حرارتی بالایی نیز برخوردار است. از طرف دیگر توان آورامی برای این سیستم به شدت تابع دما بود و عدد صحیحی را نشان نداد که حاکی از آن است که فرایند جوانه زنی و رشد پیچیده است و به طور هم زمان چندین مکانیزم رشد دو یا سه بعدی در این فرایند دخیل می باشند. بالا بودن میزان انرژِی اکتیواسیون جوانه زنی ( kj/mol29/405) و رشد ( kj/mol04/386) برای این آلیاژ نشان دهنده مشارکت تعداد زیادی از عناصر آلیاژی در تشکیل ساختارهای کریستالی است. نتایج بررسی خواص مکانیکی پوشش ها گویای آن هستند که بالاترین میزان ریزسختی پوشش ها مربوط به ساختارهای دو گانه آمورف/نانوکریستال در حدود hv 1200، پایین ترین میزان ضریب اصطکاک و نرخ سایش برای پوشش هایی با ساختار آمورف به ترتیب در حدود 18/0 و mm3/n.m 6-10*26/0 و بالاترین میزان تافنس شکست در حدود mpa.m1/2 10 برای پوشش هایی با ساختار دو گانه آمورف/نانوکریستال است. در این پروژه همچنین نقشه هایی ارائه شد که با استفاده از آن ها می توان آلیاژ مورد نظر را بر پایه آهن طراحی و پوشش هایی با ساختارهای متنوع را بدست آورد. در این نقشه ها با کنترل ساختار اولیه پودر و پارامترهای پاشش حرارتی، پوشش هایی ایجاد می شود که ریز ساختار آن قابل کنترل بوده و به تبع آن می توان خواص مورد نظر را بر اساس تابعی از ریزساختار بدست آورد. همچنین مدل های نقشه های مکانیزم سایش برای پوشش های آمورف و نانوکریستال بر پایه آهن ارائه شد که با استفاده از آن ها می توان شرایط تریبولوژیکی برای سایش آرام و شدید را بدست آورد.

در این پژوهش، ساخت ترکیب بین فلزی coal نانوساختار و نانوکامپوزیت های coal/al2o3 با درصدهای مختلف از ذرات تقویت کننده به روش آلیاژسازی مکانیکی مورد بررسی قرار گرفت. تغییرات فازی و مطالعات ریزساختاری به وسیله آزمون های پراش پرتو ایکس (xrd)، میکروسکوپ الکترونی روبشی (sem)، میکروسکوپ الکترونی عبوری (tem) و آنالیز حرارتی (dta) ارزیابی شد. نتایج نشان داد که آلیاژسازی مکانیکی مخلوط پودری co50al50 موجب تشکیل مستقیم ترکیب بین فلزی b2-coal نانوساختار کاملاً منظم با مکانیزم تدریجی می گردد. بررسی های ترمودینامیکی انجام شده بر اساس مدل نیمه تجربی میدما تایید کرد که فاز تشکیل شده دارای پایین ترین سطح انرژی آزاد می باشد. آسیابکاری طولانی مدت ترکیب بدست آمده موجب نامنظم شدن ساختار با تشکیل عیوب سه گانه و کاهش پارامتر نظم بلند دامنه (lro) تا مقدار ثابت 82/0 گردید. پس از مطالعه رفتار حرارتی در دما و زمان های مختلف آنیل، یک معادله کلی برای توصیف رفتار رشد دانه ترکیب coal نانوساختار تولید شده در دماهای بالاتر از tm 5/0 پیشنهاد شد. جهت ساخت نانوکامپوزیت با ترکیب استوکیومتری از مواد واکنش دهنده co3o4 و al ملاحظه شد که واکنش ترمیت به یکباره انجام گرفت و نانوکامپوزیت al2o3/co حاصل شد. نتایج آنالیز حرارتی نشان داد که واکنش احیای co3o4 به co توسط al در دو مرحله و با تشکیل فاز میانی coo کامل می شود. فعالسازی مکانیکی مخلوط پودر اولیه تنها به مدت 45 دقیقه، باعث کاهش قابل توجه دمای واکنش احیا در مرحله دوم از 1041 به 869 درجه سانتیگراد گردید. انرژی فعالسازی این دو مرحله با استفاده از 5 روش آنالیز مختلف غیروابسته به مدل، در مقدار کسر واکنش کرده 5/0 به ترتیب حدود 5±340 و 7±440 کیلو ژول بر مول محاسبه شد. مدل واکنش در مراحل اول و دوم به ترتیب مکانیزم کنترل فازی به صورت تک بعدی و واکنش های سطحی سه بعدی تعیین شدند. نتایج بدست آمده بیانگر ضریب اطمینان بالاتر مدل کوتز-ردفرن در مقایسه با مدل کندی-کلارک بود. نانوکامپوزیت های coal/al2o3 حاوی 45، 25 و 10 درصد حجمی فاز al2o3 توسط آلیاژسازی مکانیکی مخلوط پودرهای co3o4-al-co با نسبت های مختلف تولید شدند. نتایج نشان داد که دو واکنش احیای co3o4 و تشکیل coal به صورت همزمان و در یک مد احتراقی انجام پذیرفته است. عملیات حرارتی نانوکامپوزیت های تولید شده نشان داد حضور ذرات نانومتری al2o3 در زمینه نانوساختار coal باعث کاهش رشد دانه های کریستالی بعد از عملیات حرارتی شده است.

در پروژه حاضر با استفاده از فرایند اصطکاکی اغتشاشی(friction stir processing:fsp) نانوکامپوزیت‏های حاوی ذرات تقویت کننده در سیستم al-ni-o بر سطح قطعات متالورژی پودر آلومینیومی ایجاد و خواص مکانیکی، رفتار سایشی و نیز تغییرات ساختاری آن بررسی شد. در این پروژه به منظور رفع معایب روش های متداول در تولید نانوکامپوزیت های سطحی با استفاده از فرایند اصطکاکی اغتشاشی، از ایده جدیدی جهت ساخت نانوکامپوزیت سطحی استفاده شد. بر این اساس ابتدا پودرهای میکرومتری آلومینیوم و مخلوط پودر‏های آلومینیوم و نیکل خالص (al-15wt%ni) تحت عملیات پرس سرد با فشار 225 مگاپاسکال قرار گرفته و سپس در دمای 520 درجه سانتیگراد به مدت 20 دقیقه سینتر شدند و نمونه‏های بالک از جنس آلومینیوم خالص و al-15wt%ni به دست آمد. در ادامه فرایند اصطکاکی اغتشاشی بر سطح نمونه های آماده شده انجام گرفت. به منظور بهینه سازی پارامترهای فرایند، بررسی های ریزساختاری و خواص مکانیکی نمونه ها روی قطعات متالورژی پودر آلومینیومی خالص انجام شد و پارامترهای بهینه فرایند شامل سرعت چرخشی( ) و سرعت پیشروی ابزار( ) به ترتیب rpm1000 و mm/min100 بدست آمد. بررسی های ریزساختاری نشان دهنده حضور دانه های هم محور ریز در منطقه اغتشاش است که با کاهش سرعت چرخشی و یا افزایش سرعت پیشروی اندازه دانه‏های تبلور مجدد یافته، کاهش می یابد. همچنین بررسی ها نشان داد که در صورتی که باشد، به دلیل حرارت ورودی کم حفرات میکروسکوپی، ناشی از عدم پر شدن اثر پین در نمونه‏ها ایجاد می شود. در ادامه به منظور توسعه نانوکامپوزیت مورد نظر بر سطح قطعات، فرایند اصطکاکی اغتشاشی روی نمونه‏های al-15wt%ni اعمال شد و ساختار و خواص نانوکامپوزیت ایجاد شده توسط میکروسکوپ نوری، میکروسکوپ الکترونی روبشی(sem)، میکروسکوپ الکترونی عبوری(tem)، آزمایش ریزسختی سنجی، آزمون کشش و آزمون سایش مورد ارزیابی قرار گرفت. همچنین به منظور تعیین فازهای موجود در ساختار از آنالیز پراش پرتوایکس استفاده شد. بررسی ریز ساختار، آنالیز فازی و آنالیز eds نمونه های نانوکامپوزیتی حاکی از ایجاد ذرات al3ni در زمینه آلومینیومی در اثر واکنش پودرهای نیکل و آلومینیوم در اثر اعمال فرایند اصطکاکی اغتشاشی بود. بررسی‏های انجام شده با tem نشان داد با اعمال پاس‏های بعدی فرایند اصطکاکی اغتشاشی، ذرات تقویت‏کننده به طور یکنواخت در زمینه آلومینیومی پراکنده شدند. مکانیزم تشکیل نانوکامپوزیت مورد نظر به این صورت پیشنهاد شد که در اثر اعمال فرایند اصطکاکی اغتشاشی به دلیل اعمال کرنش پلاستیک زیاد، آلومینیوم به راحتی تغییر فرم یافته و اطراف ذرات نیکلی را فرا می‏گیرد و یک ذره کامپوزیتی به وجود می‏آورد. با واکنش آلومینیوم و نیکل در فصل مشترک al/ni، ذرات al3ni به صورت یک پوسته کروی اطراف ذرات نیکلی تشکیل می‏شوند و ادامه واکنش از طریق نفوذ آلومینیوم صورت می‏گیرد. با اعمال پاس‏های بعدی فرایند، به دلیل تغییر شکل پلاستیکی شدید، ذرات ریز al3ni در زمینه آلومینیومی به طور یکنواخت توزیع می‏شوند. محاسبات انجام گرفته با روش آنالیز کمی نسبت شیب‏ها نشان داد، در نانوکامپوزیت حاصل از شش پاس اعمال فرایند اصطکاکی اغتشاشی، درصد حجمی فازهای al3ni ، al2o3 و nio به ترتیب 10% ، 82/3% و 72/2% می‏باشد. سختی بیشینه برای نمونه های فلز پایه، نمونه فرایند شده و نمونه نانوکامپوزیتی بعد از شش پاس فرایند به ترتیب 30، 41 و 89 ویکرز اندازه گیری شد. همچنین استحکام کششی نمونه خام فرایند شده و نمونه نانوکامپوزیتی بعد از اعمال شش پاس فرایند، به ترتیب 118 و250 مگاپاسکال به دست آمد. بررسی نتایج سایش نشان داد که نرخ سایش برای فلز پایه، نمونه فرایند شده و نمونه نانوکامپوزیت سطحی به ترتیب 0696/0، 062/0 و 0108/0 میلی گرم بر متر می‏باشد.

در پروژه حاضر با استفاده از فرایند اصطکاکی اغتشاشی(fsp) نانوکامپوزیت هیبریدی با ذرات تقویت کننده در سیستم al-cr-o بر سطح آلیاژ al6061 به صورت درجا ایجاد و خواص مکانیکی، رفتار تریبولوژیکی و نیز تغییرات ساختاری آن بررسی شد. به منظور رفع معایب روش های متداول در تولید نانوکامپوزیت‏های سطحی با استفاده از فرایند اصطکاکی اغتشاشی، در این پروژه از ایده جدیدی جهت ایجاد ذرات تقویت کننده به صورت درجا استفاده شد. بر این اساس پودر اکسید کروم توسط فرایند پاشش پلاسمایی اتمسفری بر سطح آلیاژ al6061 پاشیده‏شد و سپس فرایند اصطکاکی اغتشاشی بر سطح آن انجام گرفت. به منظور بهینه سازی پارامترهای فرایند، بررسی های ریزساختاری و خواص مکانیکی نمونه های آلومینیومی بدون تقویت‏کننده انجام گرفت و پارامترهای بهینه فرایند شامل سرعت چرخش (?)و سرعت پیشروی (v) ابزار به ترتیب rpm630، mm/min100 بدست آمد. بررسی‏های ریزساختار ناحیه فرایند شده در فلز بدون تقویت‏کننده توسط میکروسکوپ نوری انجام شد. به منظور مقایسه اثر فرایند اصطکاکی اغتشاشی بر خواص مکانیکی و خواص تریبولوژیکی، آزمون ریزسختی، کشش و سایش روی نمونه‏های فلز پایه، نمونه fsp شده بدون ذرات تقویت‏کننده و نانوکامپوزیت تولید شده انجام گرفت. ارزیابی مکانیزم‏های سایش با بررسی سطح و محصولات سایش توسط میکروسکوپ الکترونی روبشی (sem) انجام شد. ریز‏ساختار نانوکامپوزیت تولید شده توسطsem و میکروسکوپ الکترونی عبوری (tem) مورد ارزیابی قرار گرفت. همچنین به منظور تعیین فازهای موجود در ساختار کامپوزیت از آنالیز پراش پرتوایکس (xrd) و طیف سنج اشعه ایکس (eds)استفاده شد.آنالیز کمی فازهای موجود در نانوکامپوزیت توسط روش نسبت شیب‏ها انجام شد و مقدار هر یک از فازها در ساختار مشخص شد. بررسی های ریزساختاری نمونه‏های بدون پوشش پس از فرایند fsp نشان داد که دانه های هم محور ریزی در منطقه اغتشاش حاصل شده و اندازه دانه‏ها در این ناحیه از ?m 78 (فلز پایه) به ?m 6 رسیده‏است. همچنین بررسی ها نشان داد که در صورتی که باشد، به دلیل حرارت ورودی کم حفرات میکروسکوپی ناشی از عدم پر شدن اثر پین در قطعات ایجاد می شود. در ادامه پس از اعمال پوشش اکسید کروم به ضخامت ?m 150 و اعمال فرایند fsp در سه پاس اول، اکسید کروم توسط آلومینیوم احیا شد و اکسید آلومینیوم و کروم بر سطح آلیاژ al6061 تشکیل شدند. در ادامه با اعمال پاس‏های بعدی فرایند بر روی نمونه‏ها، ترکیبات بین فلزی al13cr2 و al11cr2 در اثر واکنش بین کروم و آلومینیوم تشکیل شدند. بررسی‏های ریزساختاری توسط tem نشان‏دهنده نانومتری بودن ذرات تقویت‏کننده است. سختی بیشینه برای نمونه های فلز پایه، نمونه فرایند شده بدون پوشش و نمونه نانوکامپوزیتی بعد از شش پاس فرایند به ترتیب 97، 68 و 147 ویکرز بدست‏آمد. در اثر اعمال شش پاس فرایند اصطکاکی اغتشاشی، استحکام کششی نهایی از مقدار 324 مگاپاسکال برای آلومینیوم خالص تا 518 مگاپاسکال برای نمونه نانوکامپوزیتی افزایش یافت. بررسی نتایج سایش نشان داد که نرخ سایش برای فلز پایه، نمونه فرایند شده بدون تقویت‏کننده و نمونه نانوکامپوزیت سطحی به ترتیب 0255/0، 037/0 و 0055/0 میلی گرم بر متر بدست آمد. همان‏طور که ملاحظه می‏شود نرخ سایش نمونه al6061 فرایند شده حتی نسبت به نمونه فرایند نشده هم کمتر است علت این امر حل شدن بخشی از رسوبات استحکام‏بخش در اثر فرایند fsp است.

در این پژوهش اثر اکسید فلزی tio2 بر خواص الکتروشیمیایی آلیاژ mg2ni ذخیره کننده ی هیدروژن که به عنوان آند در باتری های نیکل- هیدرید فلزی استفاده می شود، بررسی شده است. به منظور تولید نمونه ها از فرایند آلیاژ سازی مکانیکی استفاده شد. زمان بهینه جهت تولید آلیاژ mg2ni با نسبت اتمی منیزیم به نیکل 2 به 1، نسبت گلوله به پودر 20 به 1 و سرعت آسیاب کاری rpm500 در آسیاب گلوله ای سیاره ای 50 ساعت بود. تولید کامپوزیت های mg2ni–xtio2 نیز به کمک فرایند آسیاب کاری با افزودن مقادیر مختلف اکسید تیتانیم به آلیاژ mg2ni و به مدت 2 ساعت انجام شد. مشخصه یابی نمونه ها و تعیین ریزساختار آن ها توسط آزمون پراش اشعه ایکس(xrd)، میکروسکوپ الکترونی عبوری (tem) و میکروسکوپ الکترونی روبشی(sem) انجام شد. نتایج نشان داد که ساختارهای به دست آمده معرف ساختار نانوکریستالی-آمورف با اندازه ی دانه ی nm 6 است و افزودن مقادیر مختلف tio2 تاثیری بر شدت پیک ها و اندازه دانه ی نمونه mg2ni نداشته است. آزمون الکتروشیمیایی گالوانواستات به منظور تعیین ظرفیت دشارژ به کار گرفته شد. بررسی پایداری سیکل های شارژ/دشارژ هیدروژن نیز به کمک آزمون گالوانواستات در طی هشت سیکل شارژ/دشارژ مورد بررسی قرار گرفت. نتایج حاکی از آن است که افزودن مقادیر 5 و wt%tio210به آلیاژ mg2ni باعث افزایش ظرفیت دشارژ اولیه ی الکترود شده است، این در حالی است که افزودن مقادیر 5/1 و wt%tio2 3 باعث کاهش ظرفیت دشارژ اولیه شده است. هیچ یک از این مقادیر تاثیری بر پایداری سیکل های شارژ/دشارژ هیدروژن نداشته است. تشکیل لایه ی هیدروکسیدی mg(oh)2 بر روی سطح نمونه ها باعث کاهش ظرفیت دشارژ در طی سیکل های شارژ/دشارژ می شود. مورفولوژی سطح نمونه ها نیز پس از اعمال سیکل های شارژ/دشارژ، خشن تر و خردتر شده است که ناشی از انبساط و انقباض های سلول های واحد در طول فرایند شارژ/دشارژ است. به منظور بررسی سینتیک واکنش های شارژ/دشارژ هیدروژن در نمونه ها از آزمون امپدانس الکتروشیمیایی و آزمون پلاریزاسیون آندی استفاده شد. نتایج نشان داد که افزودن مقادیر 5 و wt%tio210به آلیاژ mg2ni باعث افزایش چگالی جریان تبادلی واکنش اکسیداسیون هیدروژن شده است اما افزودن مقادیر 5/1 و wt%tio2 3 باعث کاهش چگالی جریان تبادلی واکنش اکسیداسیون هیدروژن شده است. افزودن مقادیر مختلف tio2 تاثیری بر رفتار نفوذی هیدروژن در الکترود نداشته است. مرحله ی کنترل کننده ی واکنش های دشارژ آلیاژ mg2ni در شرایط شارژ کامل، کنترل مختلط و در مراحل پایانی دشارژ، کنترل نفوذی بوده است.

آلیاژ mg2ni یکی از پر کاربردی ترین آلیاژهای ذخیره کننده هیدروژن در آند باتریهای ni-mh است. در سالهای اخیر بهبود عملکرد این آلیاژ توجه بسیاری از محققین را به خود جلب کرده است. در پژوهش حاضر سعی شده با جایگزینی عنصر کبالت به جای نیکل در حین فرآیند آسیاب کاری خواص الکتروشیمیایی این آلیاژ بهبود داده شود. ابتدا آلیاژ تک فاز mg2ni، از 50 ساعت آسیاب کاری پودرهای منیزیم و نیکل با نسبت استوکیومتری ساخته شد و خواص الکتروشیمیایی آن از جمله ظرفیت دشارژ و پایداری سیکل مورد بررسی قرار گرفت. سپس به منظور بررسی تأثیر مقادیر مختلف کبالت بر عملکرد این آلیاژ، آلیاژهای اسمی (3/0و2/0،1/0=x) mg2ni1-xcox ساخته شد. برای ساخت این آلیاژها، در روش اول مقادیر استوکیومتری از کبالت، منیزیم و نیکل تحت شرایطی مشابه با آلیاژ پایه به مدت 50 ساعت مورد آسیاب کاری قرار گرفت. در روش دوم مقادبر مختلف کبالت پس از ایجاد فاز mg2ni ( طی 50 ساعت آسیاب کاری) به مخلوط اضافه شده و 30 ساعت دیگر آسیاب کاری شد. به منظور بررسی اثر جانشینی کبالت و همچنین برطرف کردن اثر زمان آسیاب کاری، آلیاژ پایه نیز 30 ساعت بیشتر آسیاب کاری شد تا عملکرد آن با آلیاژهای حاوی کبالت تهیه شده به روش دوم مقایسه شود. در آلیاژهای حاوی کبالت که به روش اول تهیه شدند، فازهای ثانویه mg2co و mgco2 شناسایی شد. این فازها به دلیل سینتیک تشکیل سریعتر نسبت به فاز mg2ni تشکیل شدند. همچنین جابجائی محسوسی نیز در پیک های فاز mg2ni مشاهده نشد. در واقع انحلال کبالت در آلیاژ که هدف اصلی بود، تامین نشد. در آلیاژهایی که به روش دوم تهیه شده بودند، هیچ فاز ثانویه و نامطلوبی دیده نشد و جابجایی پیک های فاز mg2ni به صورت محسوس و قابل قبول مشاهده شد که بیانگر انحلال کبالت در این فاز بود. ساختار آلیاژهای پایه تهیه شده به دو روش توسط میکروسکوپ الکترونی عبوری مورد مطالعه قرار گرفت. ساختار هر دو آلیاژ مرکب از ساختارهای نانوکریستالی و آمورف بود، تنها با این تفاوت که کریستالهای آلیاژ تهیه شده به روش دوم ریزتر و از توزیع یکنواخت تری برخوردار بود. به منظور بررسی خواص الکتروشیمیایی آلیاژها، پودرها تحت پرس سرد قرار گرفتند و به صورت الکترودهای کاری در یک سلول الکتروشیمیایی سه الکترودی تحت آزمون های شارژ و دشارژ سیکلی، طیف سنجی امپدانس الکتروشیمیایی و پلاریزاسیون آندی قرار گرفتند. نتایج نشان داد که کبالت در آلیاژهای تهیه شده به روش اول منجر به کاهش ظرفیت دشارژ شده ولی پایداری سیکل آلیاژ را بهبود می بخشد. در آلیاژهای تهیه شده به روش دوم، حضور کبالت موجب افزایش ظرفیت دشارژ و کاهش پایداری سیکل شد. نتایج آزمون امپدانس الکتروشیمیایی نشان داد که افزودن کبالت به روش اول تاثیر محسوسی بر فرآیند نفوذ هیدروژن در بالک الکترود نداشته اما منجر به کند شدن فرایند انتقال بار شده است. این در حالی است که افزودن کبالت به روش دوم موجب تسریع هر دو فرایند نفوذ هیدروژن در بالک الکترود و انتقال بار شده است. نتایج پلاریزاسیون آندی نیز تطابق قابل قبولی را با آزمون های مذکور ارایه دادند.

آلیاژ mg2ni یکی از پر کاربردی ترین آلیاژهای ذخیره کننده هیدروژن در آند باتریهای ni-mh است. در سالهای اخیر بهبود عملکرد این آلیاژ توجه بسیاری از محققین را به خود جلب کرده است. در پژوهش حاضر سعی شده با جایگزینی عنصر کبالت به جای نیکل در حین فرآیند آسیاب کاری خواص الکتروشیمیایی این آلیاژ بهبود داده شود. ابتدا آلیاژ تک فاز mg2ni، از 50 ساعت آسیاب کاری پودرهای منیزیم و نیکل با نسبت استوکیومتری ساخته شد و خواص الکتروشیمیایی آن از جمله ظرفیت دشارژ و پایداری سیکل مورد بررسی قرار گرفت. سپس به منظور بررسی تأثیر مقادیر مختلف کبالت بر عملکرد این آلیاژ، آلیاژهای اسمی (3/0و2/0،1/0=x) mg2ni1-xcox ساخته شد. برای ساخت این آلیاژها، در روش اول مقادیر استوکیومتری از کبالت، منیزیم و نیکل تحت شرایطی مشابه با آلیاژ پایه به مدت 50 ساعت مورد آسیاب کاری قرار گرفت. در روش دوم مقادبر مختلف کبالت پس از ایجاد فاز mg2ni ( طی 50 ساعت آسیاب کاری) به مخلوط اضافه شده و 30 ساعت دیگر آسیاب کاری شد. به منظور بررسی اثر جانشینی کبالت و همچنین برطرف کردن اثر زمان آسیاب کاری، آلیاژ پایه نیز 30 ساعت بیشتر آسیاب کاری شد تا عملکرد آن با آلیاژهای حاوی کبالت تهیه شده به روش دوم مقایسه شود. در آلیاژهای حاوی کبالت که به روش اول تهیه شدند، فازهای ثانویه mg2co و mgco2 شناسایی شد. این فازها به دلیل سینتیک تشکیل سریعتر نسبت به فاز mg2ni تشکیل شدند. همچنین جابجائی محسوسی نیز در پیک های فاز mg2ni مشاهده نشد. در واقع انحلال کبالت در آلیاژ که هدف اصلی بود، تامین نشد. در آلیاژهایی که به روش دوم تهیه شده بودند، هیچ فاز ثانویه و نامطلوبی دیده نشد و جابجایی پیک های فاز mg2ni به صورت محسوس و قابل قبول مشاهده شد که بیانگر انحلال کبالت در این فاز بود. ساختار آلیاژهای پایه تهیه شده به دو روش توسط میکروسکوپ الکترونی عبوری مورد مطالعه قرار گرفت. ساختار هر دو آلیاژ مرکب از ساختارهای نانوکریستالی و آمورف بود، تنها با این تفاوت که کریستالهای آلیاژ تهیه شده به روش دوم ریزتر و از توزیع یکنواخت تری برخوردار بود. به منظور بررسی خواص الکتروشیمیایی آلیاژها، پودرها تحت پرس سرد قرار گرفتند و به صورت الکترودهای کاری در یک سلول الکتروشیمیایی سه الکترودی تحت آزمون های شارژ و دشارژ سیکلی، طیف سنجی امپدانس الکتروشیمیایی و پلاریزاسیون آندی قرار گرفتند. نتایج نشان داد که کبالت در آلیاژهای تهیه شده به روش اول منجر به کاهش ظرفیت دشارژ شده ولی پایداری سیکل آلیاژ را بهبود می بخشد. در آلیاژهای تهیه شده به روش دوم، حضور کبالت موجب افزایش ظرفیت دشارژ و کاهش پایداری سیکل شد. نتایج آزمون امپدانس الکتروشیمیایی نشان داد که افزودن کبالت به روش اول تاثیر محسوسی بر فرآیند نفوذ هیدروژن در بالک الکترود نداشته اما منجر به کند شدن فرایند انتقال بار شده است. این در حالی است که افزودن کبالت به روش دوم موجب تسریع هر دو فرایند نفوذ هیدروژن در بالک الکترود و انتقال بار شده است. نتایج پلاریزاسیون آندی نیز تطابق قابل قبولی را با آزمون های مذکور ارائه دادند.

نتایج تحقیقات نشان می دهند که آلومینایدهای نیکل خواص مطلوبی نظیر دانسیته کم و استحکام ویژه بالا، استحکام کششی و نقطه تسلیم بالا، مقاومت اکسیداسیون و کربوریزاسیون عالی، مقاومت خستگی بسیار بالاتر از سوپر آلیاژهای پایه نیکلی، استحکام خزشی بسیار بالا و مقاومت سایشی عالی دارند. این مواد با دارا بودن مجموعه این خواص انتخاب مناسبی برای کاربردهای دمای بالا می باشند. علی رغم مزایای ذکر شده، نقطه ضعف بزرگ آنها انعطاف پذیری، پلاستیسیته و چقرمگی کم آنها به ویژه در دماهای پایین می باشد. برای رفع این مشکلات مطالعات و تحقیقات گسترده ای انجام گرفته و راه حل های مختلفی ارائه شده است که از آن جمله می توان به استفاده از کامپوزیت ها و نانوکامپوزیت های این مواد اشاره کرد. از جمله رویکر دهای جالب سال های اخیر، استفاده از سیستم های سه جزئی و کامپوزیت های سه جزئی جهت برطرف نمودن محدودیت های ذکرشده و نیز تولید مقرون بصرفه آنها از لحاظ اقتصادی می باشد. هدف از انجام این پژوهش، ساخت و مشخصه یابی نانوکامپوزیت های (ni, fe)3al-al2o3 و ارزیابی مکانیزم تشکیل آنها است. بدین منظور ابتدا زمینه(ni, fe)3al با استفاده از مخلوط پودر ni، fe و al با نسبت استوکیومتری مشخص توسط فرایند آلیاژسازی مکانیکی(ma) ساخته شد. در ادامه با استفاده از نسبت مناسب مخلوط پودر ni-fe2o3- al یا nio-fe-al نانوکامپوزیت های (ni, fe)3al-al2o3 با درصدهای مختلف تقویت کننده ساخته شد و سپس مورد ارزیابی قرار گرفت. تغییرات فازی و مطالعات ریزساختاری به وسیله آزمون های پراش پرتوایکس(xrd)، میکروسکوپ الکترونی روبشی(sem)، میکروسکوپ الکترونی عبوری (tem)، آنالیز حرارتی (dta) و ریز سختی سنجی ارزیابی شد. نتایج بررسی ها نشان داد که آلیاژسازی مکانیکی مخلوط پودرهای ni75al25 و ni50al25fe25 به ترتیب منجر به تشکیل ترکیب های بین فلزی ni3al و (ni, fe)3al با ساختار نامنظم l12 گردید. پس از عملیات حرارتی در دمای 700 درجه سانتیگراد و به مدت 5/0 ساعت برای ترکیبب بین فلزی ni3al و در دماهای 800، 900 و 1000درجه سانتیگراد و به مدت 5/0 ساعت برای ترکیبب بین فلزی (ni, fe)3al، ساختار نامنظم به منظم استحاله یافت. بررسی-های ترمودینامیکی با استفاده از مدل نیمه تجربی مدیما برای سیستم سه تایی ni-fe-al در حین آلیاژسازی مکانیکی نشان داد که در تمامی ترکیب های شیمیایی، ترکیب بین فلزی نسبت به فاز آمورف و محلول جامد پایدارتر است. نتایج حاصل از بررسی های ترمودینامیکی از تطابق خوبی با نتایج تجربی برخوردار است. ساخت نانوکامپوزیت (ni, fe)3al-al2o3 به روش آلیاژسازی مکانیکی و با مخلوط سازی پودرهای مواد اولیه از طریق واکنش احیای هماتیت ((fe2o3 و نیز واکنش احیای اکسید نیکل(nio) انجام گردید. آلیاژسازی مکانیکی مخلوط پودر ni-fe2o3-al منجر به تشکیل نانوکامپوزیت مذکور با 20 درصد حجمی al2o3 گردید. محصولات این واکنش فازهای (ni, fe)3al نامنظم و al2o3 آمورف است. با بررسی های ترمودینامیکی و محاسبه دمای آدیاباتیک واکنش، مکانیزم واکنش مربوطه تعیین و تایید گردید و اثر تغییر درصد حجمی al2o3 بر روند تشکیل نانوکامپوزیت نیز بررسی شد. با ساخت نانوکامپوزیت (ni, fe)3al-al2o3 متشکل از 30 درصد حجمی al2o3 با مخلوط سازی پودرهای nio-fe-al، مکانیزم واکنش از حالت تدریجی به احتراقی خودپیشرونده تغییر نمود. بررسی های سینتیکی نشان داد که انجام واکنش احیای اکسیدنیکل توسط آلومینیوم و نیز واکنش تشکیل نانوکامپوزیت (ni, fe)3al-al2o3 با استفاده از روش های بدون مدل، بترتیب با انرژی های اکتیواسیون حدود kj/mol 101 وkj/mol 309 انجام گردید.

امروزه کامپوزیت های زمینه آلومینیومی به دلیل برخورداری از ویژگی هایی نظیر نسبت استحکام به وزن بالا و خواص سایشی نسبتا مناسب در مقایسه با آلیاژهای آلومینیوم از جنبه های مختلف فیزیکی و مکانیکی مورد توجه بوده اند. با این حال یکی از عمده ترین مشکلات در زمینه کامپوزیت ها و آلیاژهای متداول آلومینیوم عدم کاربرد این مواد در محدوده های بالای دمایی به دلیل از بین رفتن خواص است. استفاده از عناصر آلیاژی نظیر وانادیوم و اضافه کردن ذرات تقویت کننده و ایجاد زمینه نانومتری از جمله راهکارها برای افزایش استحکام آلومینیوم در دمای بالا است. هدف از انجام این پژوهش، تولید نانوکامپوزیتهای زمینه آلومینیوم دوتایی al-(al3v-al2o3) با استفاده از روش آسیاب کاری و پرس گرم است. به منظور مقایسه خواص کامپوزیت مذکور، تولید کامپوزیت حاوی یک تقویت کننده یعنی al-al3v نیز مورد توجه قرار گرفت. بدین منظور در مرحله اول، جهت سنتز ترکیب میانی تک فاز al3v مخلوط پودری al75v25 تحت عملیات آلیاژسازی مکانیکی قرار گرفت. هم چنین به منظور اصلاح ساختاری این ترکیب و تشکیل ساختار شبه پایدار l12 از میکرو و ماکروآلیاژسازی این آلومیناید به ترتیب توسط تیتانیوم و زیرکونیوم در ترکیب های al75vxti25-x (x=0-25) و al5zrv2 استفاده شد. در مرحله دوم، سنتز فازهای تقویت کننده al3v-al2o3 از طریق انجام واکنش مکانوشیمیایی بین آلومینیوم و v2o5 در حین آسیاب کاری صورت پذیرفت. به منظور تعیین مکانیزم واکنش مکانوشیمیایی از آنالیز حرارتی بهره جسته شد. در ادامه فازهای تقویت کننده با درصدهای وزنی مختلف به زمینه آلومینیومی افزوده شده و مخلوط پودری تحت عملیات آسیاب کاری قرار گرفت. تغییرات فازی و مطالعات ریزساختاری بوسیله آزمون های پراش پرتوایکس(xrd)، میکروسکوپ الکترونی روبشی(sem) به همراه طیف سنج توزیع انرژی پرتو ایکس(eds) و میکروسکوپ الکترونی عبوری(tem) انجام گرفت. نتایج حاصل از آسیاب کاری مخلوط پودری آلومیناید وانادیوم و نوع میکروآلیاژ شده توسط تیتانیوم حاکی از تشکیل ساختار پایدار do22 پس از 40 ساعت آلیاژسازی در تمامی گستره های وزنی تیتانیوم بود. از سوی دیگر ملاحظه شد که ماکروآلیاژسازی توسط زیرکونیوم منجر به سنتز ساختار شبه پایدار l12 در این ترکیب می شود و نتایج حاصل از آنالیز حرارتی، پایداری حرارتی آن را تا دمای 550 درجه سانتی گراد نشان داد. نتایج حاصل از انجام احیاء آلومینوترمی اکسید وانادیوم حاکی از آن بود که این واکنش به صورت احتراقی خود پیشرونده پس از 30 دقیقه آسیاب کاری رخ می دهد. آنالیز حرارتی در مورد مخلوط های پودری آسیاب نشده و فعال سازی شده در 15 دقیقه نشان داد که واکنش احیاء به صورت چند مرحله ای و با تشکیل اکسیدهای میانی نظیر vo وv2o3 همراه است. ضمنا فعال سازی منجر به انتقال پیک های گرمازا به سمت دماهای پایین تر و کاهش تعداد اکسیدهای میانی گردید. نهایتا آسیاب کاری پس از 20 ساعت باعث تشکیل فازهای al3v و al2o3 با اندازه ذرات 20-10 نانومتر شد. ملاحظه گردید که با استفاده از فرایند پرس گرم در دمای 500 درجه سانتی گراد ومحدوده فشار mpa 300-250 می توان قطعات نانوکامپوزیت با چگالی 96% تهیه نمود. با استفاده از آزمون های فشار دمای بالا و سختی سنجی رفتار مکانیکی نانوکامپوزیت های تولید شده مورد ارزیابی قرار گرفت. نتایج حاصل از آزمون فشار در دمای بالا در محدوده دمای 500-300 درجه سانتی گراد نشان دهنده حفظ استحکام نانوکامپوزیت های تولیدی در محدوده mpa 350-170بود. حضور نانوذرات آلومینا و آلومیناید وانادیوم به عنوان عوامل اصلی حفظ استحکام در این محدوده دمایی تشخیص داده شد. نتایج شکست نگاری در مورد نمونه دوتایی نیز حاکی از تغییر مکانیزم شکست از ترد به نرم در محدوده دمای 400-300 درجه سانتی گراد بود. خواص سایشی دمای محیط نانوکامپوزیت های دو تایی در درصدهای وزنی 5،10 و 15 درصد وزنی فازهای تقویت کننده به همراه نانوکامپوزیت حاوی 10 درصد وزنی تقویت کننده تک فاز al3v نیز بررسی شد. نتایج نشان داد که تشکیل لایه مخلوط شده مکانیکی(mml) منجر به کاهش نرخ سایش در نمونه های دوتایی شده به نحوی که در نمونه حاوی 15 درصد وزنی به کمترین مقدار خود یعنی در حدود mg/m 4-10×12 می رسد. در نانوکامپوزیت al-al3v نیز مکانیزم سایش اکسیداسیون تشخیص داده شد و عدم تشکیل لایه مخلوط شده مکانیکی منجر به نرخ سایش زیاد در این نمونه شد.

در این تحقیق، ساخت و مشخصه یابی نانوکامپوزیت ti6al4v/ti-b به روش آلیاژسازی مکانیکی بررسی شد. به این منظور ابتدا زمینه نانوساختار با استفاده از آلیاژسازی مکانیکی پودر عناصر اولیه ساخته شد. در ادامه برای ساخت نانوکامپوزیت مورد نظر از آسیاب کاری پودر ti-al-v-b استفاده شد. مطالعات مربوط به تغییرات فاز، ساختار، مورفولوژی و سختی ذرات پودر به وسیله پراش پرتو ایکس(xrd)، میکروسکوپ الکترونی روبشی(sem)، آنالیز عنصری(eds)، میکروسکوپ الکترونی عبوری(tem) و ریز سختی سنجی انجام شد. به منظور بررسی رفتار حرارتی محصول پودری، عملیات حرارتی نمونه ها به مدت 5 ساعت در دمای 1100 درجه سانتیگراد انجام شد. در ادامه نمونه های بالک از زمینه نانوساختار و نانوکامپوزیت به روش پرس سرد و تفجوشی در دمای1100 درجه سانتیگراد تهیه و مشخصه یابی شد. آزمون سایش در دمای محیط و تحت بار 80 نیوتن بر روی سه نمونه آلیاژ نانوساختار، نانوکامپوزیت و ورق ti6al4v صنعتی انجام شد. تشکیل آلیاژ ti6al4v زمینه نانوساختار با نفوذ اتم های آلومینیم و وانادیم در تیتانیم و تشکیل محلول جامد نیمه پایدار ti(al,v) پس از 10 ساعت آسیاب کاری انجام شد. در این راستا افزایش زمان آسیاب کاری موجب پایداری فاز ti-? در زمینه ti-? گردید. افزایش زمان آسیاب کاری تا 20 ساعت موجب تشکیل آلیاژ ti6al4v با اندازه دانه حدود 20 نانومتر و سختی حدود 600 ویکرز شد. این در حالی است که سختی ورق ti6al4v صنعتی حدود 450 ویکرز می باشد. سختی هر دو نمونه پس از 5 ساعت عملیات حرارتی در دمای 1100 درجه سانتیگراد تا حدود 950 ویکرز افزایش یافت. سختی تیتانیم خالص پس از 20 ساعت آسیاب کاری با اندازه دانه حدود 30 نانومتر 500 ویکرز بدست آمد و پس از عملیات حرارتی در شرایط مشابه به حدود 600 ویکرز رسید. نانوکامپوزیت ti6al4v-20wt%tib2 پس از 40 ساعت آلیاژسازی مکانیکی مخلوط پودر ti-al-v-b به همراه 1 ساعت عملیات حرارتی در دمای 1100 درجه سانتیگراد به صورت درجا تولید شد و مکانیزم نفوذ تدریجی به عنوان مکانیزم حاکم بر تشکیل فازهای زمینه و تقویت کننده تعیین شد. اندازه دانه فازهای زمینه و تقویت کننده در پودر نانوکامپوزیت به کمک تصاویر tem به ترتیب معادل 15 و 20 نانومتر تعیین شد که بر مقادیر بدست آمده به روش ویلیامسون- هال منطبق است. سختی نمونه بالک زمینه حدود 830 و سختی نمونه بالک نانوکامپوزیت حدود 1030 ویکرز بدست آمد. چگالی نسبی آلیاژ ti6al4v نانوساختار و نانوکامپوزیت ti6al4v/(ti-b) به ترتیب معادل 7/99 و 111 درصد بدست آمد. بهبود رفتار سایش نانوکامپوزیت در مقایسه با نمونه صنعتی به دلیل حضور نانوذرات تقویت کننده درجا در زمینه نانوساختار است.

در این تحقیق از روش آسیابکاری مکانیکی برای ایجاد پوشش نانو کامپوزیتی با ترکیبات بین فلزی tial/tic/tial2c روی سطح تیتانیم استفاده شده است. تیتانیم دارای خواص تریبولوژیکی ضعیف و سختی پایین است. ایجاد پوشش های مقاوم بر روی تیتانیم جهت بهبود خواص تریبولوژیکی آن راه حل مناسبی است. در این راستا ترکیبات بین فلزی سیستم ti-al به دلیل مقاومت اکسیداسیون بالا و خواص مکانیکی مطلوب، مورد توجه قرار گرفته اند. بعلاوه اضافه کردن ذرات تقویت کننده باعث تقویت خواص مکانیکی این پوشش ها می شود. آسیابکاری مکانیکی روش پوشش دهی جدیدی است که در این تحقیق استفاده شده است. اساس این روش قرار دادن زیرلایه و پودر همراه با تعداد زیادی گلوله در محفظه دستگاه آسیابکاری ارتعاشی می باشد. در طول آسیابکاری مکانیکی، سطح قطعه با تعداد زیادی گلوله های متحرک برخورد می کند. در اثر برخورد گلوله و پودر با سطح قطعه، پودر روی سطح زیرلایه جوش سرد خورده و پوشش تشکیل می شود. برای ایجاد پوشش از نسبت استوکیومتری tial/20 wt% tic استفاده و سه روند دنبال شد. اول آسیابکاری مخلوطی از پودر ti، al و c، دوم آسیابکاری مخلوطی از پودر ti، al و tic و در آخر، پودر ti، al و c آسیابکاری شده در دستگاه آسیابکاری گلوله ای به مدت 70 ساعت. در این تحقیق تأثیر زمان آسیابکاری، نسبت گلوله به پودر و قطر گلوله ها بر روی ضخامت، زبری سطح، سختی و ساختار پوشش مورد بررسی قرار گرفت. عملیات حرارتی در دمای 900 درجه سلسیوس به مدت 90 دقیقه در کوره تحت خلأ روی نمونه ها انجام گرفت. به منظور مشخصه یابی و بررسی مورفولوژیکی پوشش تولید شده، نمونه ها تحت آزمایش های پراش پرتو ایکس (xrd)، میکروسکوپ الکترونی روبشی (sem)، آنالیز تفکیک انرژی (eds) قرار گرفتند. میکرو سختی سنجی و زبری سنجی نیز برای بررسی خواص مکانیکی پوشش مورد بررسی قرار گرفتند. در روند اول، بهترین پوشش با نسبت گلوله به پودر 10:1 و قطر گلوله mm 4 حاصل شد که با افزایش نسبت گلوله به پودر و قطر گلوله، غیر یکنواختی در پوشش افزایش یافت. بعد از 12 ساعت آسیابکاری اندازه دانه به nm 18 رسید و سختی و ضخامت پوشش با افزایش زمان آسیابکاری افزایش و در 10 ساعت به ترتیب به hv 460 و µm 43 رسید. زبری سطح نیز با افزایش زمان آسیابکاری کاهش یافت. همچنین عملیات حرارتی منجر به تشکیل نانو کامپوزیت با زمینه آلومیناید تیتانیم همراه با تقویت کننده tic و alti2c شد.اندازه دانه فاز alti2 و alti2c بعد از 12 ساعت آسیابکاری nm 35 بود در حالی که اندازه دانه فاز tic حدود 20 نانومتر شد. سختی و زبری سطح پوشش نیز پس از عملیات حرارتی افزایش یافت. در روند دوم، حضور ذرات ترد tic سبب نامتراکم شدن پوشش در زمان های اولیه آسیابکاری شد. سختی و زبری سطح با افزایش زمان آسیابکاری افزایش یافت. با انجام عملیات حرارتی روی نمونه ها باعث تشکیل پوشش کامپوزیتی با زمینه al3ti/tic/tial2c در زمان های پایین آسیابکاری و پوشش کامپوزیتی tial2/tic/tial2c در زمان های بالاتر شد. بعد از عملیات حرارتی سختی افزایش و زبری سطح کاهش یافته است. در روند سوم، پودر ti، al و c در ابتدا در دستگاه آسیابکاری گلوله ای تا 70 ساعت آسیابکاری شد و سپس این پودر روی زیرلایه تیتانیم پوشش داده شد. پوشش بدست آمده به دلیل ترد بودن ساختار پودر دارای کندگی و غیر یکنواختی بود.

هدف از انجام این پژوهش توسعه آلیاژهای آمورف زمینه آلومینیوم به منظور دستیابی به آلیاژهایی با پایداری حرارتی مناسب جهت استفاده در مرحله تولید قطعه می باشد. در راستای دستیابی به این هدف، در ابتدا با استفاده از مدل های ترمودینامیکی و اطلاعات موجود در مراجع، سیستم آلیاژی آلومینیوم- آهن به عنوان مناسب ترین سیستم با بالاترین توانایی تشکیل و پایداری حرارتی مناسب انتخاب شد. علاوه بر این، بنابر مطالعات انجام گرفته، مشخص شد که عناصری همچون تیتانیم، نیکل و نیوبیم می توانند گزینه های مناسبی به منظور استفاده در بهینه سازی آلیاژ باشند. در این پژوهش به منظور تولید فاز آمورف از تجهیزات آسیاب کاری و در برخی موارد تجهیزات ذوب ریسی و در جهت بررسی توانایی تشکیل، پایداری حرارتی، سینتیک و مکانیزم تبلور فاز آمورف در سیستم های آلیاژی مختلف، از تجهیزات پراش پرتو ایکس، تجهیزات آنالیز حرارتی، میکروسکوپ الکترونی عبوری با قدرت تفکیک بالا بهره گرفته شد. علاوه بر این به منظور فشرده سازی ذرات پودر آمورف از فرایندهای پرس گرم و سینترینگ پلاسمایی- جرقه ای استفاده شد. مطالعات انجام گرفته حاکی از آن است که با انجام فرایند آسیاب کاری در مورد آلیاژهای al80fe20، al80fe10ti10، al80fe10ni10 و al80fe10nb10، تنها در سیستم های آلیاژی شامل تیتانیم و نیکل امکان تولید فاز آمورف وجود دارد و تولید فاز آمورف در آلیاژهای al80fe20 و al80fe10nb10 به دلیل تشکیل ترکیبات بین فلزی شبه پایدار در حین فرایند، امکان پذیر نیست. بعلاوه مشخص شد که روند تغییرات فازی در راستای دستیابی به فاز آمورف در سیستم های آلیاژی شامل نیکل و تیتانیم متفاوت است. در این رابطه مکانیزم و سینتیک تبلور فاز آمورف در این دو آلیاژ بررسی شد. نتایج حاصل نشان داد که دما و انرژی اکتیواسیون تبلور در مورد آلیاژهای انتخابی به ترتیب به حدود 900 درجه سانتی گراد و 300 کیلوژول بر مول می رسد که بسیار بالاتر از مقادیر مربوط به دیگر آلیاژهای آمورف زمینه آلومینیوم بوده و نشان از پایداری حرارتی فوق العاده این آلیاژها دارد. در ادامه مسیر بهینه سازی آلیاژ تأثیر حضور همزمان نیکل و تیتانیم در تشکیل و پایداری حرارتی فاز آمورف در آلیاژ al80fe10ti5ni5 مورد مطالعه قرار گرفت. در این مورد نیز نتایج نشان داد که مشابه آلیاژهای سه جزئی حاوی نیکل و تیتانیم، در آلیاژ چهارجزئی al80fe10ti5ni5 نیز امکان تشکیل فاز آمورف با استفاده از فرایند آسیاب کاری وجود دارد. با وجودی که حضور همزمان تیتانیم و نیکل در آلیاژ، تأثیری در محصول نهایی حاصل از فرایند آسیاب کاری نداشته است، روند دستیابی به فاز آمورف طی فرایند و همچنین پایداری حرارتی فاز آمورف در حضور این دو عنصر به شدت تحت تأثیر قرار گرفته است. در این مورد دما و انرژی اکتیواسیون تبلور به ترتیب برابر 950 درجه سانتی گراد و 540 کیلوژول بر مول بدست آمد که بسیار بالاتر از مقادیر مربوط به آلیاژهای سه جزئی است. بعلاوه مشخص شد با انجام فرایند سینترینگ پلاسمایی- جرقه ای در مدت زمان 10 دقیقه در دمای 550 درجه سانتی گراد و فشار600 مگاپاسکال در آلیاژ al80fe10ti5ni5، امکان حصول نمونه بالکی با فشردگی کامل وجود دارد. در این مورد ساختار حاصل شامل رسوباتی از ترکیب بین فلزی alti در زمینه فاز آمورف می باشد.

امروزه کامپوزیت‎های زمینه آلومینیمی تقویت شده با ذرات سرامیکی، به عنوان دسته‎ای از انواع مواد پیشرفته، کاربرد وسیعی در صنعت پیدا کرده‎اند. اتصال کامپوزیت های زمینه آلومینیمی با روش ها ی گوناگونی مبتنی بر جوشکاری ذوبی و جوشکاری حالت جامد انجام می گیرد. در این میان جوشکاری اصطکاکی، به عنوان یکی از روش های جوشکاری حالت جامد، نسبت به روش های ذوبی مزایای عمده ای چون حرارت ورودی کمتر، تنش های پیچشی و حرارتی پایین تر و عدم تشکیل ریزساختارهای نامطلوب حاصل از انجماد دارد. در این پژوهش ابتدا به وسیله ی آسیاب کاری مکانیکی پودرهای نانوکامپوزیتی زمینه آلومینیمی با مقادیر 5، 10 و 15 درصد وزنی نانو ذرات 3o2al تولید شد. سپس با استفاده فرآیند پرس گرم از پودرهای مذکور قطعات بالک تهیه گردید (در ابعاد mm 12×12×42). در نهایت قطعات بالک تولیدی با ثابت در نظر گرفتن متغیر های جوشکاری به طور نامتجانس به آلومینیم 2014 متصل شد. نتایج نشان می دهد پس از 5 ساعت آسیاب کاری اندازه دانه ها به حدود 75 نانومتر رسیده و پس از پرس گرم نیز ثابت می ماند. همچنین درحالی که سختی با افزایش مقدار تقویت کننده افزایش می یابد، دانسیته و استحکام خمشی روندی نزولی دارند. در ضمن مکانیزم شکست در مورد نانوکامپوزیت های تولیدی شکست ترد از بین ذرات پرس شده ی پودر برآورد می شود. بررسی های ریزساختاری در مورد جوشکاری اصطکاکی نامتجانس نانوکامپوزیت های تولیدی به آلومینیم 2014، وجود یک ناحیه ی کاملاً تغییر فرم یافته (zpl) در مرز اتصال و یک ناحیه ی نسبتاً تغییر فرم یافته (zpd)را در نواحی دورتر از خط اتصال در هر دو سمت جوش نشان می دهد. تغییر فرم پلاستیکی، مخلوط شدن مکانیکی و دمای بالا در مجاورت خط اتصال سبب یکنواختی ناحیه ی zpl در سمت نانوکامپوزیتی شده و اثری از مرزهای بین پودری و ساختار لایه ای ناشی از آسیاب کاری در این ناحیه به چشم نمی خورد. با افزایش مقدار تقویت کننده در سمت نانوکامپوزیتی گرچه حرارت تولیدی افزایش می یابد، اما به علت تغییر فرم پلاستیکی وسیع در نانوکامپوزیت 5 درصد وزنی، مقدار فرو رفتگی محوری و پهنای ناحیه ی zpl در این سیستم بیشترین مقدار را دارند. در تمام موارد، سختی موضع جوش در سمت نانوکامپوزیتی و سمت آلومینیم 2014 نسبت به فلز پایه کاهش یافته است، اما لازم به ذکر است در سمت آلومینیم 2014 سختی در مرز اتصال کمترین مقدار خود را ندارد. در حالی که با افزایش مقدار تقویت کننده در سمت نانوکامپوزیتی استحکام خمشی به شدت کاهش می یابد، مکانیزم شکست در تمام موارد شکست ترد با مورفولوژی رخ برگی بوده و ترک درون سمت نانوکامپوزیتی گسترش یافته است. نتایج در مورد جوشکاری اصطکاکی متجانس نانوکامپوزیت 5 درصد وزنی نشان می دهد با افزایش فشار های اصطکاکی و فورجی و نیز افزایش سرعت دوران، فرو رفتگی محوری و پهنای ناحیه ی zpl افزایش می یابد. در ضمن مطالعه ی ناحیه ی zpl این سیستم به وسیله ی میکروسکوپ الکترونی عبوری، ضمن تأیید یکنواختی توزیع نانو ذرات، نشان می دهد احتمالاٌ به دلیل تشکیل دانه های حاصل از تبلور مجدد، ساختار نانومتری در این ناحیه از بین رفته است.

هدف از این پژوهش توسعه ی مکانوشیمیایی نانوکامپوزیت های al6061/tib2 به منظور بهبود خواص مکانیکی و رفتار تریبولوژیکی آلیاژ al6061 است. در این راستا نانوکامپوزیت al6061-tib2 با روش آسیاب کاری مکانیکی و پرس گرم ساخته شد و رفتار مکانیکی و تریبولوژیکی آن بررسی شد. بدین منظور دو روش بصورت درجا و غیردرجا برای تولید پودر نانوکامپوزیت در نظر گرفته شد. جهت ساخت نانوکامپوزیت به روش غیردرجا ابتدا ذرات تقویت کننده بوراید تیتانیم پس از 20 ساعت آسیاب کاری مکانیکی تشکیل شد سپس با عناصر آلیاژ زمینه مخلوط و پس از 10 ساعت آسیاب کاری نانوکامپوزیت غیردرجا al6061- 20 wt.% tib2 ایجاد شد. نانوکامپوزیت درجا al6061- 20 wt.% tib2 پس از دو مرحله آسیاب کاری ایجاد شد. در مرحله اول جهت تشکیل ذرات تقویت کننده در زمینه مخلوط پودر al- 90 wt.% (ti,b) به مدت 20 ساعت آسیاب کاری شد و در ادامه به مقدار استوکیومتری عناصر al و mg و si به مجموعه اضافه شد و نانوکامپوزیت پس از مجموعا 30 ساعت آسیاب کاری مکانیکی ساخته شد. تغییرات مورفولوژیکی، تغییرات فازی و سختی ذرات پودرهای فوق در حین آسیاب کاری مکانیکی با استفاده از آنالیز پراش پرتو ایکس (xrd)، میکروسکوپ الکترونی روبشی (sem) و میکروسکوپ الکترونی عبوری (tem) و ریزسختی بررسی شد. در ادامه با استفاده از پرس گرم از پودرهای فوق نمونه های بالک تهیه شد. پس از تهیه نمونه های بالک خواص مکانیکی و تریبولوژیکی قطعات بررسی و مقایسه گردید. سختی نمونه بالک آلیاژ al6061 نانوساختار 125 ویکرز اندازه گیری شد در حالی که سختی آلیاژ al6061(t6) تجاری 65 ویکرز بود. سختی نانوکامپوزیت های غیردرجا و درجا به ترتیب 160 ویکرز و 200 ویکرز اندازه گیری شد. افزودن ذرات تقویت کننده خواص زمینه نانوساختار را بهبود بخشیده و تاثیر ذرات تقویت کننده درجا بیشتر از ذرات غیردرجا است. همچنین نتایج آزمون سایش بخوبی تاثیر ایجاد ساختار نانومتری زمینه و ذرات تقویت کننده بر رفتار تریبولوژیکی آلومینیم (کاهش نرخ سایش و ضریب اصطکاک) را نشان می دهد. ذرات تقویت کننده درجا تاثیر چشمگیری بر کاهش نرخ سایش داشت. مکانیزم های حاکم بر سایش با استفاده از مشاهدات میکروسکوپ الکترون روبشی و طیف سنجی توزیع انرژی (eds) سطوح و محصولات سایش بررسی شد. به طور کلی ایجاد قطعه ی نانوکریستال و نانوکامپوزیت آلومینیم 6061 باعث بهبود مقاومت سایشی شده و نرخ سایش چسبان آلومینیم را کاهش می دهد.

در این مطالعه نانو کامپوزیت نانو ساختار mgh2-ni/al2o3 بوسیله آسیاکاری گلوله ای انرژی بالا تحت اتمسفر آرگون آماده شد.اثر ساختار کریستالی هیدرید منیزیم نظیر تغییرات در اندازه کریستالی و میکرو کرنش شبکه با افزایش زمان آسیاکاری و همچنین حضور نیکل و اکسید آلومینیوم بر روی خواص سینتیکی جذب و دفع هیدروژن در هیدرید فلزی منیزیم مورد بررسی قرار گرفت.نتایج نشان می دهد که دمای هیدروژن زدایی (درجه حرارت دفع هیدروژن) از هیدرید منیزیم پس از 5 ساعت عملیات آسیاکاری 83 درجه کلوین کاهش می یابد.در اینجا، کرنش شبکه و اندازه کریستالی به ترتیب 0.9? و 12 نانومتر می باشد.بهبود بیشتر در فرآیند دفع هیدروژن در حضور فلز واسطه نیکل و اکسید آلومینیوم به دست می آید.دمای دفع هیدروژن (هیدروژن زدایی) از نانو کامپوزیت های mgh2-ni و mgh2-al2o3 به ترتیب 516 و 510 درجه کلوین اندازه گیری شده بود.علاوه بر این، دمای هیدروژن زدایی در سیستم mgh2-ni/al2o3 در 500 درجه کلوین شروع می شود.

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.

فولاد های ساده کربنی پرکاربردترین فلز در صنایع مختلف هستند، با این وجود این آلیاژها دارای ضعف خواص تریبولوژیکی و سختی پایین می باشند. جهت بهبود این خواص از پوشش های مقاوم مانند ترکیبات بین فلزی nial استفاده می شود که با روش های متنوعی بر روی سطح قطعه اعمال می شوند. در این تحقیق از روش آسیاکاری مکانیکی برای ایجاد پوشش نانوساختار nial در دما-ی محیط برسطح فولاد ساده کربنی استفاده شد و پارامتر های موثر بر فرایند آسیاکاری و تشکیل پوشش مورد بررسی قرار گرفت. در همین راستا گلوله های به قطر 2 ،4 ،7 و10 میلی متر و نسبت وزنی گلوله به پودر 5:1 ،10:1 و20:1 استفاده شد. آسیاکاری در زمان های مختلف بین30 تا 600 دقیقه انجام گردید. همچنین نمونه های بدست آمده در دماهای مختلف c°400 ، c°500 و c°600 عملیات حرارتی شدند و تاثیر دما بر خواص پوشش از قبیل سختی، مقاومت به سایش، تغییرات فازی، اندازه دانه و چسبندگی بررسی شد. در ادامه جهت بهینه سازی خواص پوشش از نانو ذرات tic به عنوان تقویت کننده در درصد های وزنی مختلف 1، 2 ، 3 ، 4 و5 استفاده شد و مناسب ترین درصد تقویت کننده از نظر تغییرات خواص پوشش تعیین گردید. به منظور مشخصه یابی و بررسی مورفولوژی پوشش تولید شده، نمونه ها تحت آزمایش های پراش پرتو ایکس (xrd)، میکروسکوپ الکترونی روبشی (sem)، میکروسکوپ الکترونی عبوری (tem)، زبری سنجی، آزمون سایش، میکرو خراش و میکرو سختی سنجی قرار گرفتند. نتایج بدست آمده نشان داد بهترین پوشش از نظر خواص ساختاری و یکنواختی سطحی با گلوله های به قطر mm4 ، نسبت وزنی گلوله به پودر 10:1 و زمان آسیاکاری 480 دقیقه ایجاد می شود. افزایش زمان آسیاکاری موجب افزایش ضخامت پوشش تا 470 میکرون و افزایش سختی پوشش تا 970 ویکرز و کاهش اندازه دانه پوشش تا 23 نانومتر گردید. نتایج عملیات حرارتی نشان داد،آنیل در دمای c°600 به مدت 90 دقیقه موجب تشکیل ترکیب بین فلزی nial به طور کامل و افزایش مقاومت سایشی و چسبندگی پوشش می گردد. بررسی تاثیر میزان نانو ذرات تقویت کننده tic نشان داد، اضافه کردن 2% تقویت کننده موجب افزایش یکنواختی و بهبود ساختار پوشش می شود. همچنین حضور نانو ذرات تقویت کننده موجب افزایش سختی، مقاومت سایشی و چسبندگی پوشش گردید.

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 این پژوهش کامپوزیت های نانوساختار زمینه آلومینیم حاوی تقویت کننده های al3v و al3v-al2o3 با کمک فرایند آلیاژسازی مکانیکی، پرس سرد و اکستروژن گرم با موفقیت ساخته شد و ساختار میکروسکوپی، پایداری حرارتی، خواص سایشی و خواص مکانیکی آن مورد ارزیابی قرار گرفت. بدین منظور ابتدا ذرات تقویت کننده al3v به دو روش مستقیم از عناصر سازنده و به صورت غیر مستقیم از احیاء مکانوشیمیایی اکسید وانادیم توسط آلومینیم با استفاده از فرایند آلیاژسازی مکانیکی تولید شد. جهت تهیه پودر کامپوزیتی زمینه آلومینیمی مخلوط پودرآلومینوم و پودر ذرات تقویت کننده تحت فرایند آسیاب کاری قرار گرفت. پودر کامپوزیت های حاصل از آلیاژسازی مکانیکی، با استفاده از فرآیند پرس سرد متراکم شده و قطعات حاصل تحت اکستروژن گرم قرار گرفت. به منظور شناسایی فازهای موجود در پودر قطعات تولید شده از پراش پرتوی ایکس(xrd) استفاده شد. مرفولوژی و ریزساختار ذرات پودر و نمونه های اکسترود شده با استفاده از میکروسکوپ الکترونی روبشی بررسی شد. از میکروسکوپ الکترونی عبوری (tem) جهت مطالعه ریز ساختار نمونه ها استفاده شد. خواص مکانیکی و خواص سایشی قطعات تولید شده در دمای محیط و دمای بالا مطالعه شد. همچنین رفتار خزشی نمونه ها در محدوده دمایی 250 تا 350 درجه سانتی گراد مورد ارزیابی قرار گرفت. نتایج آزمایشات نشان داد انجام آلیاژسازی مکانیکی پودرهای آلومینیم و وانادیم منجر به تولید ساختار آمورف شد. در ادامه با انجام عملیات حرارتی فاز آمورف به فاز کریستالی al3v استحاله یافت. سنتز تقویت کننده تری آلومیناید وانادیم از طریق انجام واکنش مکانوشیمیایی بین آلومینیم و اکسید وانادیم در حین آلیاژسازی مکانیکی صورت پذیرفت. پس از تهیه آلومیناید تک فاز al3v و مجموعه al3v-al2o3 به عنوان محصولات مرحله اول و دوم، ذرات پودری مذکور به پودر آلومینیم خالص افزوده شد و پس از آسیاب کاری به مدت زمان مناسب پودر نانوکامپوزیتی حاوی تک تقویت کننده (al3v) و دو تقویت کننده (al3v-al2o3) سنتز شد. سپس این پودر جهت ساخت قطعات بالک تحت پرس سرد و سپس اکستروژن گرم قرار گرفت. انجام آزمایش کشش نشان داد که قطعات اکسترود شده نانوکامپوزیتal-10wt.%al3v و al-10wt.%(al3v-al2o3) دارای استحکام کششی به ترتیب 209 و 226 مگاپاسکال در دمای محیط می باشند. خواص مکانیکی نانوکامپوزیت تولیدی در دمای بالا تا دمای 300 درجه سانتی گراد کاهش قابل توجهی نداشت. حضور ذرات تقویت کننده با انتقال بار از زمینه به تقویت کننده باعث حفظ استحکام دمای بالای کامپوزیت ها شد. در بررسی رفتار خزشی کامپوزیت های تولید شده مشاهده شد که توان تنش ظاهری که به شدت به دما و تنش وابسته است بزرگتر از 5 بدست آمد. همچنین انرژی فعال سازی ظاهری محاسبه شده بزرگتر از انرژی فعال سازی نفوذ خودی در آلومینیم بود. رفتار خزشی کامپوزیت ها همرا ه با تنش آستانه بود که با افزایش دما کاهش یافت. نتایج آزمون سایش نشان داد که لایه مخلوط شده مکانیکی تشکیل شده بر روی سطوح سایش نمونه های کامپوزیتی به دلیل سختی بالا که ناشی ازحضور اکسیدهای آهن وآلومینیم است باعث بهبود مقاومت سایشی نمونه های کامپوزیتی در مقایسه با نمونه آلومینیم خالص می شود. بررسی سطوح سایش نمونه های کامپوزتی در دمای بالا نیز تشکیل لایه مخلوط شده مکانیکی را تایید کرد. همچنین در مقایسه نرخ سایش نمونه های کامپوزیتی مشاهده شد که در دماهای مختلف و در تمامی بارهای اعمالی نرخ سایش نمونه حاوی ذرات تقویت کننده دوتایی (al3v و al2o3) بیشتر از نمونه حاوی تک تقویت کننده (al3v) است.

در این پژوهش، به منظور اصلاح ساختار جوش حاصل از جوشکاری ترمیمی سطوح آلیاژ ریختگی منیزیم c91 azو بهبود سختی، خواص مکانیکی و خواص سایشی آن، فرآیند اصطکاکی اغتشاشی بر ناحیه جوش ذوبی این آلیاژ اعمال گردید. بدین جهت با ایجاد شیارهایی بر سطح آلیاژ ریختگی و اعمال فرآیند جوشکاری قوسی تنگستن توسط پرکننده همجنس، شرایط مشابه آلیاژهای ترمیمی توسط این روش جوشکاری پدید آمده و فرآیند اصطکاکی اغتشاشی (fsp) در امتداد خط جوش در راستای طولی اعمال گردید. نتایج بررسی های ریزساختاری نشان داد که اعمال فرآیند اصطکاکی اغتشاشی موجب خرد شدن ساختار دندریتی خشن آلیاژ ریختگی و انحلال فاز ثانویه سخت و تردmg17al12 -? موجود در مرز دانه های ناحیه جوش شد. کاهش حفرات گازی و اندازه دانه ها تا حدود 11 میکرون نیز از دیگر نتایج اعمال فرآیند fsp بود. بررسی تصاویر متالوگرافی حاکی از افزایش میزان فاز ثانویه ? در ناحیه جوش نسبت به فلز پایه و تأثیر بسزای فرآیند اصطکاکی اغتشاشی در حذف فاز ثانویه ? در ساختار ناحیه جوش بود. بررسی نمودارهای توزیع سختی سنجی افزایش یکنواخت میزان سختی به خصوص در ناحیه اغتشاشی را برای نواحی fsp شده را نشان داد که میانگین این مقدار برای فلز پایه، فلز جوش و منطقه اغتشاشی ناحیه جوش پس از فرآیند fsp به ترتیب 63، 67 و 82 ویکرز بوده است. نتایج آزمون کشش بیانگر افزایش چشمگیر استحکام تسلیم ، استحکام کششی و میزان انعطاف پذیری ناشی از اعمال فرآیند اصطکاکی اغتشاشی بر ناحیه جوش بوده است. بررسی نتایج حاصله از آزمون سایش، کاهش نرخ سایش و رسیدن آن به حالت پایدار را توسط اعمال فرآیند اصطکاکی اغتشاشی نشان داد.

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.

فولاد¬های دوفازی به دلیل داشتن استحکام بالا و انعطاف¬پذیری مطلوب، مورد توجه صنعت خودرو قرار گرفته است. آنیل بین بحرانی ساختار?های فریت-پرلیت و حتی فریت-پرلیت نورد سرد شده از روش¬های معمول تولید فولاد¬های دوفازی به شمار می¬رود. نتایج تحقیقات گذشته نشان داد که این ساختار¬ها از جنبه¬ی خواص مکانیکی برای تولید فولاد دوفازی مناسب نیستند. اخیراً بررسی¬های مکانیکی انجام شده بر روی نمونه¬های آماده شده از ساختار¬های مارتنزیت، فریت-مارتنزیت نورد شده نشان می¬دهد که خواص مکانیکی آنها به مراتب بهتر از ساختار¬های فریت-پرلیت است. برای بررسی ریزساختار حاصل از آنیل مارتنزیت، فولاد فریت-پرلیت در دمای 9 درجه سانتی¬گراد به مدت 81 ثانیه آستنیته و کوئنچ شد. سپس نمونه در دمای بین بحرانی 47 و077 درجه سانتی-گراد در زمان¬های مختلف آنیل گردید. نتایج نشان داد که در ابتدا کاربید¬های آلیاژی در ریزساختار تشکیل شدند. افزایش زمان آنیل باعث تشکیل آستنیت¬های سوزنی و چندوجهی در یک ساختار لایه¬ای شد. همچنین نتایج نشان داد که مکانیزم تشکیل آستنیت چندوجهی و سوزنی به ترتیب نفوذی و بینیتی است. افزایش و کاهش دما به ترتیب منجر به بهبود شرایط برای تشکیل آستنیت چندوجهی و سوزنی شد. برای بررسی تشکیل کاربید¬ها، نمونه¬های مارتنزیتی کوئنچ شده از دمای 9 درجه سانتی گراد، به مدت 63 ثانیه در دمای 6 درجه سانتی گراد تمپر شد. حل شدن کاربید¬ها با افزایش زمان آنیل بین بحرانی مشاهده گردید. افزایش زمان ودمای آستنیته کردن قبل از کوئنچ منجر به ایجاد یک ساختار فریت-مارتنزیت جدید شد. آستنیت¬های چندوجهی روی مرزدانه¬های آستنیت قبلی و آستنیت¬های سوزنی در داخل دانه¬های فریت جوانه¬زنی و رشد کردند. در ادامه پژوهش، فولاد دوفازی فریت-مارتنزیت به میزان 80 درصد کارسرد شد و سپس در دماهای 47 ، 77 و 8 درجه سانتی¬گراد و در زمان¬های مختلف قرار گرفت. نتایج نشان داد که با افزایش زمان آنیل در دما¬های ذکر شده، سختی به ترتیب افزایش، کاهش و در نهایت افزایش می¬یابد که به ترتیب مربوط به تشکیل کاربیدهای آلیاژی، تبلورمجدد فریت و تشکیل آستنیت است. افزایش دما منجر به کامل¬تر شدن تبلورمجدد در زمان¬های کمتر و تشکیل آستنیت در مقادیر بیشتر شد.

هدف از این پژوهش و انتخاب مواد، جهت دستیابی به خواص تریبولوژیکی مطلوب در دمای بالا است. آلومیناید نیکل (ni3al) به عنوان ترکیب بین فلزی خواص اکسیداسیون و سایش مطلوبی دارد. حضورmos2، تأثیر بسزایی در عملکرد تریبولوژیکی سطوح دارد و به عنوان جامد روانکار می تواند باعث کاهش ضریب اصطکاک و بهبود رفتار سایشیni3al گردد. همچنین استفاده از روش پراکنشی در رسوب فیزیکی بخار که یکی از روش های نوین پوشش دهی است، امکان دستیابی به پوششی نازک با خواص سایشی مطلوب را به ارمغان می آورد. در نتیجه انتظار می رود که این پوشش جهت کارکرد در شرایط خشک و دمای بالا، مقاومت سایشی خوبی را فراهم کرده و افزایش مدت کارکرد قطعات با استفاده از این پوشش جهت بهره وری اقتصادی انتظار می رود.

پیشگرم کننده های هوا بعنوان یکی از تجهیزات مهم وکارآمد در بویلر نیروگاههای بخار محسوب میگردند. این تجهیز متناسب با نوع سوخت بکار برده شده در بویلر در معرض خوردگی نقطه شبنم اسید سولفوریک و نقطه شبنم آب قرار دارد. انتخاب نوع ماده در ساخت این تجهیزات از نظر بیشترین مقاومت به خوردگی و همچنین ملاحظات اقتصادی از اهمیت بالایی برخوردار است.