فرآیندهای نوین در مهندسی مواد
سال:1397 | دوره:12 | شماره:2 (پیاپی 45) |تعداد مقالات:12

دراین تحقیق، خواص مکانیکی جوش های غیرمشابه فولاد زنگ نزن آستنیتی 347 AISI به فولادکم آلیاژ ASTM A335 با استفاده از روش قوسی تنگستن-گاز با قطبیت منفی مورد بررسی قرار گرفت. بدین منظور از دو فلز پرکننده ERNiCr-3 و ER309L استفاده شد. برای بدست آوردن ساختار مطلوب و خواص مکانیکی عالی در اتصالات مذکور، کنترل حرارت ورودی و عملیات حرارتی پیشگرم، از جمله پارامترهای موثر و قابل کنترل بود. ریزساختار فلزات پایه و فلزات جوش، با استفاده از میکروسکوپ نوری مورد ارزیابی قرار گرفت و برای بررسی سطوح شکست، از میکروسکوپ الکترونی روبشی1(SEM) استفاده شد. بررسی های ریزساختاری نشان داد که یک ساختار دو فازی شامل مناطق دندریتی و بین دندریتی در فلز جوش ERNiCr-3 با انجماد به صورت آستنیتی و در فلز جوش ER309L ساختاری شامل فریت اولیه استخوانی شکل در زمینه آستنیت مشاهده شد. همچنین خواص مکانیکی، شامل استحکام خمشی، استحکام کششی، مقاومت در برابر ضربه، سختی و نیز شکست نگاری نمونه ها بررسی شد. در آزمایش کشش تمامی نمونه ها، از منطقه 2HAZ فلز پایه فولادکم آلیاژ 335A و به صورت نرم دچار شکست شدند.

در این پژوهش از سیلیس موجود در سبوس برنج برای سنتز نانو ذرات Al2O3/SiC استفاده شده است. سبوس برنج یکی ادر این پژوهش از سیلیس موجود در سبوس برنج برای سنتز نانو ذرات Al2O3/SiC استفاده شده است. سبوس برنج یکی از ضایعات کشاورزی در کشورهای تولید کننده ی برنج مانند ایران است. به همین منظور، خاکستر بدست آمده از سوزاندن سبوس برنج که حاوی بیش از 93 درصد سیلیس است به همراه پودر آلومینیوم و کربن به نسبت مولی 3: 4: 6 مخلوط شد و با استفاده از یک قالب استوانه ای شکل در فشار MPa50 به قرص تبدیل گردید. به منظور انجام سنتز خود انتشار دمای بالا (SHS)، قرص های تهیه شده در یک کوره الکتریکی تحت اتمسفر گاز آرگون و در دمای oC850 قرار داده شد. سپس از آسیاب گلوله ای سیاره ای به مدت 4، 8، 12، 16 و 24 ساعت برای کاهش اندازه ذرات کامپوزیت سنتز شده استفاده گردید. نتایج بررسی ها توسط XRF، XRD، SEM و DLS نشان داد که از خاکستر سبوس برنج می توان برای تولید نانو ذرات Al2O3/SiC به روش SHS و آسیاکاری استفاده کرد و اندازه ذرات سنتز شده پس از آسیاکاری به مدت 4 الی 24 ساعت در محدوده 870 تا nm65 قرار می گیرد.

پژوهش حاضر در ارتباط با بررسی هدایت الکتریکی نانو کامپوزیت RGO-ZnO-TiO2 در مقایسه با نانو کامپوزیت RGO_ZnO می باشد. در راستای انجام این پژوهش ابتدا گرافن اکساید با استفاده از روش هامر اصلاح شده سنتز و جهت تبدیل به گرافن اکساید احیاشده (RGO) تحت نور UV و دما قرار گرفت. سنتز نانو ذرات TiO2 و ZnO توسط روش سل ژل انجام شد. جهت مشخصه یابی نانو ذرات سنتز شده، این نانو ذرات تحت آنالیز فازی XRD، DRSUV و FTIR قرار گرفتند و سنتز این نانو ذرات به خوبی اثبات گردید. جهت آماده سازی نمونه ها با استفاده از روش غوطه وری، نانو ذراتRGO، ZnO وTiO2 به ترتیب بر روی شیشه FTO پوشش داده شدند و میزان باند گپ توسط روش تاک پلات و هدایت الکتریکی با استفاده از طیف سنجی امپدانس الکتروشیمیایی محاسبه ودو نمونهRGO-ZnO با RGO-ZnO-TiO2 مقایسه گردید. نتایج حاصل از مقایسه این دو نمونه نشان داد افزودن نانو ذرات TiO2به نانو کامپوزیت RGO-ZnO باعث کاهش باند گپ از 22/3 به 11/3 و افزایش مقاومت از 104*8/2 اهم به104 *76/5 اهم می گردد. با بررسی سطوح انرژی نانو ذرات ZnO, RGO, TiO2، علت این افزایش مقاومت به بالاتربودن سطح انرژی ZnO نسبت به TiO2 و عدم توانایی الکترون در غلبه بر این سدپتانسیل در عدم حضور نور UV نسبت داده شده و قرار دادن این نمونه تحت نور UV و کاهش شدید مقاومت تائیدی بر این مکانیزم می باشد.

در این پژوهش با استفاده از روش فوم سازی مستقیم مذاب با کمک عامل فوم ساز کربنات کلسیم (CaCO3) و با مقادیر مختلف ذرات پایدارساز و تقویت کننده SiC فوم کامپوزیتی زمینه آلومینیومی تولید گردیده است. چگالی فوم های تولیدی 0. 5 گرم بر سانتیمتر مکعب اندازه گیری شد. سپس در محدوده حرارتی مختلف 100، 200، 300 و 400 درجه سانتی گراد و با نرخ کرنش متوسط 0. 1s-1 تحت تغییر شکل فشار تک محوری قرار داده شد. نتایج حاصل نشان می دهد که در دمای ثابت تغییر شکل، با افزایش کسر حجمی ذرات SiC، تنش تسلیم، تنش مسطح و میزان جذب انرژی افزایش، و با افزایش دما کاهش می یابد. همچنین افزایش میزان ذرات تقویت کننده سبب دندانه ای شدن منحنی سیلان شده است، که بیان کننده افزایش تردی دیواره سلولی فوم می باشد.

هدف از انجام این پژوهش، تولید نانوکامپوزیتی با زمینه NbAl3 توسط روش آلیاژسازی مکانیکی به منظور افزایش چقرمگی و استحکام دما بالای آن می باشد. به این منظور مقدار 49 درصد وزنی پودر آلومینیوم به همراه 51 درصد وزنی اکسید نیوبیوم مخلوط و آلیاژسازی مکانیکی گردید. تغییرات فازی ذرات پودر و همچنین ریزساختار و مورفولوژی ذرات پودر در زمان های مختلف آسیاب کاری توسط آزمون های پراش پرتو ایکس (XRD)، میکروسکوپ الکترونی روبشی (SEM) و میکروسکوپ الکترونی عبوری (TEM) مطالعه شدند. عملیات آنیل و همچنین آنالیز حرارتی افتراقی (DTA) جهت بررسی رفتار حرارتی ذرات پودر انجام شد. مشاهده شدکه واکنش بین آلومینیوم و اکسید نیوبیوم به صورت انفجاری بوده که در نتیجه این واکنش نانوکامپوزیت زمینه بین فلزی NbAl3 با ذرات تقویت کننده Al2O3 شکل می گیرد. مخلوط پودری آسیاب نشده نیز توسط DTA مورد مطالعه قرار گرفت که نتایج نشان داد در این شرایط تشکیل کامپوزیت NbAl3/Al2O3 در دو مرحله صورت می گیرد. در مرحله اول اکسید نیوبیوم پنج ظرفیتی توسط آلومینیوم موجود در سیستم احیا شده و نیوبیوم تشکیل می شود. در مرحله دوم آلومینیوم باقیمانده از واکنش با نیوبیوم تولید شده وارد واکنش شده که در نهایت کامپوزیت NbAl3/Al2O3 شکل می گیرد. مشاهدات صورت گرفته توسط میکروسکوپ الکترونی عبوری، تشکیل ساختار نانومتری و ذرات تقویت کننده نانومتری را تأیید می نماید.

در این پژوهش، تغییرات متالورژیکی اتصال لب روی هم غیر همجنس فلز مس و آلیاژ آلومینیوم 6065 با استفاده از روش جوشکاری اصطکاکی اغتشاشی مورد بررسی قرار گرفت. به منظور بررسی خواص متالورژیکی اتصال از میکروسکوپ نوری، آنالیزهای پراش اشعه ایکس (XRD)، پراش انرژی اشعه ایکس (EDS) و آزمون ریزسختی سنج ویکرز استفاده شد. نتایج حاصل از بررسی ها نشان داد به دلیل تماس مسقیم آلومینیوم با شانه ایزار، تغییرات اندازه ریز ساختار فلز آلومینوم 6065 نسبت به فلز مس بیشتر بود. با افزایش سرعت دورانی ابزار و بیشتر شدن گرمای حاصل از اصطکاک، اندازه ریزساختار هر دو فلزپایه آلومینوم 6065 و مس کوچکتر شد و با افزایش سرعت خطی، و افزایش نرخ خنک شوندگی محل اتصال اندازه آنها بزرگتر شد. نتایج حاصل نشان داد که در منطقه اغتشاش، ساختارهای لایه ای در مرز دو فلز شکل گرفت که با افزایش دمای ورودی به محل اتصال ابعاد ساختارهای لایه ای شکل گرفته نازکتر و طول آنها طویل تر می شود. امتزاج بین دو فلز پایه در سرعت دورانی بالا و سرعت خطی پایین ابزار سبب شد تا ترکیبات بین فلزی CuAl2 و Cu9Al4 در مرز بین دو فلز شکل بگیرد. به دلیل تغییرات ریزساختاری محل اتصال و نیز شکل گیری لایه های بین فلزی، سختی محل اتصال از قسمت های دیگر اتصال بیشتر بود. بیشترین سختی محل اتصال بر اساس ریزسختی ویکرز 111 بود که در سرعت دورانی 1130 دور در دقیقه و سرعت خطی 24 میلیمتر بر دقیقه تولید شد.

اتصال پین به سطوح فولادی به منظور اتصال سرکابل به لوله ها، اتصال نگه دارنده به سازه های فولادی داخل بتن و بستن مهره و کاور داخل مخازن با سرعت زیاد تنها به روش جوشکاری گل میخ ممکن می باشد. در این روش با برقراری یک قوس الکتریکی بین پین و فلز پایه برقرار شده و با ذوب جزئی سطوح پین و فلز پایه و اعمال فشار، اتصال برقرار می شود. در این تحقیق پین به فلز پایه در سه زبری سطح مختلف و سه سطح شدت جریان مختلف به روش جوشکاری گل میخ اتصال داده شده است. نتایج حاصل از میکروسکوپ الکترونی روبشی (SEM) نشان داد که هنگامی که سطح فلز پایه زبر می باشد، با افزایش شدت جریان از 160 به 200 آمپر، سطح اتصال بیشتری بین پین و فلز پایه (از 50 تا 95 درصد) ایجاد می شود. اما هنگامی که سطح فلز پایه صیقل و نرم می باشد، با افزایش شدت جریان از 160 به 200 آمپر، سطح اتصال کمتری بین پین و فلز پایه (از 95 تا 50 درصد) ایجاد خواهد شد. همچنین فصل مشترک پین و فلز پایه به صورت فاز مارتنزیت منجمد شده و نتایج ریزسختی سنجی (Micro hardness) تایید کننده سختی بالاتر فصل مشترک نسبت به فلز پایه و پین بود. طبق نتایج اندازه گیری استحکام کششی (Tension Test)، بیشترین استحکام اتصال (400 مگاپاسکال) مربوط به نمونه صیقل شده با سمباده P60 و شدت جریان 200 آمپر (P60-200A) می باشد.

در این مقاله، امکان بازیابی قراضه های صنعتی سوپرآلیاژ IN713LC از طریق فرآیند ذوب مجدد به وسیله سرباره الکتریکی بررسی می گردد. هدف از این تحقیق دستیابی به ترکیب شیمیایی، ریزساختار، خواص کششی و طول عمر گسیختگی در محدوده استاندارد مطابق با استاندارد AMS5377E است. به منظور کنترل اتلاف عناصر Ti و Al، مقادیر مختلف TiO2 (0، 3 و wt% 6) به سرباره کوره با پایه 70CaF2-30Al2O3 اضافه گردید. نتایج نشان داد که در سوپرآلیاژ IN713LC با افزودن wt% TiO23، اتلاف عنصر Ti جبران شده و میزان گاز اکسیژن و نیتروژن در آن، به ترتیب، به ppm 3/14 و ppm 16 رسیده است. این مقدار از میزان گاز هدف (ppm 20) تعیین شده در سوپرآلیاژ IN713LC کمتر می باشد. همچنین، این شمش دارای بیشترین کسر حجمی فاز γ ' به میزان 55% و فاز γ ' ریزتر (µ m 26/0) می باشد. با توجه به نتایج، به علت میزان بالای Al + Ti در این شمش، ریزساختار مناسبی حاصل شده است. در نتیجه ی تغییرات ریزساختاری، طول عمر گسیختگی این نمونه نیز در دمای ̊ C 982 و تنش MPa 152 به hr 47 می رسد. در مقابل با افزودن TiO2 به میزان wt%6 به سرباره علاوه بر جبران اتلاف Ti، میزان Ti در شمش نیز به wt%84/0 افزایش یافته اما کسر حجمی فاز γ ' کاهش یافته و خواص کششی و طول عمر نمونه نیز کاهش می یابد.

در این تحقیق تاثیر بازدارندگی کمپلکس های شیف باز-پلی اتیلن گلایکل و میزان هم نیروزایی آن ها بر خوردگی فولاد ساده کربنی در محلول اسید سولفوریک 0/5 مولار در دماهای 25، 45 و 65 درجه سانتی گراد مورد بررسی قرار گرفته است. شیف باز N و Nˊ بیس (سالیسیل آلدهید)-1و3 دی آمینو پروپان (سالپن ) از واکنش سالیسیل آلدهید و 1 و 3 پروپان دی آمین سنتز شد. کمپلکس های پلی اتیلن گلایکل – شیف باز با نسبت های وزنی 4: 1، 4: 2 و 4: 3 شیف باز و پلی اتیلن گلایکل تحت شرایط رفلاکس در حلال دی کلرومتان سنتز شد. آزمون های کاهش وزن، پلاریزاسیون و طیف سنجی آمپدانس الکتروشیمیایی نشان داد که کمپلکس های پلی اتیلن گلایکل-شیف باز در مقایسه با پلی اتیلن گلایکل و شیف باز بصورت جداگانه و یا مخلوط تاثیر بازدارندگی مطلوب تری در خوردگی فولاد ساده کربنی در محیط اسید سولفوریک 0/5 مولار دارد. میزان بازدارندگی کمپلکس های شیف باز و پلی اتیلن گلایکل برای نسبت وزنی 4: 1 شیف باز و پلی اتیلن گلایکل دارای بهترین راندمان بود و افزایش درجه حرارت محلول موجب افزایش راندمان بازدارندگی کمپلکس های شیف باز و پلی اتیلن گلایکل تا دمای 45 درجه سانتی گراد و کاهش آن در دماهای بالاتر شده است. سطوح خوردگی نیز با استفاده از میکروسکوپ الکترونی نیز بررسی شد که آن نتایج با نتایج قبلی هماهنگ بود. داده های ترمودینامیکی جذب (K_ads و 〖 ∆ G〗 _ads ) با استفاده از داده های کاهش وزن محاسبه شد.

در این تحقیق، به بررسی تاثیر زیرلایه در تشکیل پوشش های کاربیدی کروم و وانادیم با استفاده از روش نفوذ فعال حرارتی پرداخته شده است. پوشش دهی روی زیرلایه H13 در دو حمام اکسیدی و فلزی با نسبت مولی کروم به وانادیم 3، در دمای 1000 درجه سانتیگراد و مدت زمان 14 ساعت صورت گرفته است. نتایج نشان داد فازهای کاربیدی پوشش شامل کاربیدهای کروم (Cr7C3، Cr3C2)، کاربید وانادیم (V8C7) و همچنین فاز Cr2VC2 بود. ضخامت پوشش تشکیل شده روی نمونه H13 در حمام فلزی و اکسیدی به ترتیب برابر 5/0± 5/8 و 5/0± 5/6 µ m بود. میزان مناطق غنی از وانادیم به مناطق غنی از کروم تشکیل شده به عنوان پوشش روی زیرلایه H13 کمتر از میزان مولی نسبت وانادیم به کروم در حمام فلزی بود. نتایج پوشش دهی در این تحقیق با نتایج مربوط به پوشش دهی در شرایط یکسان روی فولاد ساده کربنی CK45 مقایسه شد. ضخامت پوشش و درصد توزیع مناطق غنی از کروم و وانادیم به شدت تحت تاثیر نوع زیرلایه بوده ولی درصد توزیع عناصر در سطح مقطع پوشش تحت تاثیر زیرلایه نبود.

نانو کریستال های اسپینل آلومینات منیزیم به روش هم رسوبی در مجاورت سورفکتانت سنتز شدند. عملیات کلسیناسیون در دمای 800 و 1000 درجه سانتیگراد به مدت 2 ساعت انجام گردید. جهت بررسی خواص لومینسانس اسپینل آلومینات منیزیم درصد های وزنی مختلف ساماریوم به اسپینل آلومینات منیزیم افزوده شده است. با استفاده از XRD, FT-IR, TEM, DTA/TG, PL خصوصیات ساختاری مشخصه یابی شدند. نتایج XRD نشان دادند که نانو کریستال های اسپینل آلومینات منیزیم در دمای 800 درجه سانتیگراد در مجاورت CTAB به عنوان سورفکتانت کاتیونی فاز تشکیل شده است. نتایج طیف لومینسانس نشان می دهد که با افزایش مقدار ساماریوم بعد از 15/0 درصد وزنی پدیده فرونشانی غلظت رخ می دهد و باعث کاهش شدت خواص لومینسانس گردیده است.

در این پژوهش پوشش تانتالم به روش کندوپاش مگنترونی جریان مستقیم روی سیلیکون (100) و فولاد زنگ نزن L316 لایه نشانی شد. خواص ساختاری پوشش تانتالم به کمک آزمون پراش پرتو ایکس ارزیابی شده و از میکروسکوپ های الکترونی عبوری و روبشی و همچنین میکروسکوپ نیروی اتمی جهت بررسی سطح مقطع و مورفولوژی سطح پوشش استفاده شد. افزون بر این، رفتار خوردگی پوشش تانتالم در مقایسه با فولاد زنگ نزن L316 به کمک آزمون پلاریزاسیون پتانسیودینامیک بررسی شده و از آزمون طیف سنجی امپدانس الکتروشیمیایی جهت تعیین مکانیزم های خوردگی استفاده شد. نتایج نشان دادند که استفاده از لایه آستری نیترید تانتالم، می تواند سبب تغییر ساختار کریستالی پوشش تانتالم از مخلوط فازی α و β به ساختار تک فاز α ، و کاهش مقاومت الکتریکی پوشش از حدود 90 به 15 میکرواهم در سانتی متر شود. همچنین مطالعات میکروسکوپی نشان دادند که پوشش تانتالم ساختاری ستونی و بسیار فشرده با سطحی یکنواخت و بدون عیب از خود نشان داده و زبری میانگین آن کمتر از 6 نانومتر اندازه گیری شد. نتایج آزمون های خوردگی نشان داد که پوشش تانتالم مانند یک سد فیزیکی از تماس محلول خورنده با زیرلایه جلوگیری کرده و بازده حفاظت بیشتر از 70 درصد از سبب می شود. در این ارتباط، نفوذ محلول خورنده به زیرلایه از طریق حفرات راه باز موجود در پوشش به عنوان مکانیزم خوردگی پوشش تانتالم شناخته شد و شاخص تخلخل پوشش حدود 6 درصد تعیین شد.