مهندسی متالورژی و مواد
سال:1388 | دوره:21 | شماره:1 |تعداد مقالات:8

سوپرآلیاژ IN738LC برای ساخت پره های ردیف اول توربین گازی مورد استفاده قرار می گیرد. ریزساختار این پره ها پس از کارکرد طولانی مدت، حدود 20000 ساعت، تغییر می کند. تغییر ساختار به گونه ای است که پره ها عملا استحکام مطلوب خود را از دست می دهند. با توجه به قیمت بالای پره ها، بازیابی نسبی ریزساختار آنها به وسیله عملیات حرارتی مفید به نظر می رسد. بنابراین در این پژوهش تاثیر متغیرهایی نظیر: دما و زمان مرحله همگن سازی، سرعت سرد کردن از دمای همگن سازی، دما و زمان مرحله حل سازی جزئی، سرعت سرد کردن از دمای حل سازی، و دما و زمان مرحله پیرسازی روی ریزساختار سوپر آلیاژ یاد شده مورد تحقیق قرار گرفت. به کمک میکروسکوپ الکترونی روبشی (SEM) ریزساختار نمونه هایی از پره های کارکرده توربین گازی قبل و بعد از اعمال سیکل های مختلف عملیات حرارتی محلول سازی و پیرسازی مورد بررسی دقیق قرار گرفت. نتیجه این مطالعه منجر به دستیابی به سیکل بهینه برای ایجاد ساختار مطلوب اولیه شد. افزون بر این، برای اطمینان از تاثیر سیکل بهینه عملیات حرارتی، آزمایش خزش روی نمونه های تهیه شده از پره نو و نمونه های تهیه شده از پره مستعمل عملیات حرارتی شده انجام شد که مقایسه نتایج، تاثیر مثبت سیکل بهینه را در بازیابی پره ها تایید نمود.

وان گالوانیزه یکی از اجزای اصلی فرآیند گالوانیزه گرم بوده و جوشکاری مرحله نهایی در ساخت آن است. در این تحقیق، اثر پارامترهای مختلف جوشکاری همچون طرح پخ و ترکیب شیمیایی الکترود بر خواص مکانیکی، ریزساختار و مقاومت به خوردگی مواضع جوشکاری شده مورد بررسی قرار گرفت. نتایج بدست آمده نشاندهنده موثرتر بودن طرح پخ X متقارن نسبت به طرح پخ X نامتقارن بود؛ هر چند هر دو طرح پخ خواص مکانیکی مورد نیاز برای قطعات جوشکاری شده را فراهم نمودند. نتایج بررسی های غیر مخرب دلیل بر عاری بودن مواضع جوش از عیوبی همچون حفره، آخال، نفوذ ناقص و غیره بود. انجام آزمایش های مختلف با استفاده از سه نوع الکترود نشان داد که الکترود Nilsil از الکترودهای آما 1531 و 2000 در ایجاد اتصالی مطلوب موثرتر است. افزون بر این، انجام آزمایش های خوردگی نشان داد که عنصر سیلیسیم نامطلوبترین عنصر در مقاومت به خوردگی اتصالات جوشکاری شده است.

در پژوهش پیش رو کوشش شده است مکانیزم شکست ناشی از خستگی حرارتی بدون قید با دامنه حرارتی بالا بین صفر تا 900 oC در قطعات چدن خاکستری ارائه شود. به این منظور نمونه هایی از چدن GG25 با ابعاد 20´5´5 میلیمتر تراشکاری شد. سپس با ایجاد شکافی به ضخامت 0.3 میلیمتر در وسط آن ها و به عمق 2.5 میلیمتر، عملیات خستگی حرارتی از دمای 900 oC و کوئنچ کردن در دو محیط مختلف، یکی محیط آب یخ و دیگری دوغاب ضداکسیداسیون، بر نمونه های چدنی انجام گرفت. در سیکل های مختلف، ساختار نمونه در اطرف گرافیت ها و زمینه فلزی مورد بررسی قرار گرفت. تصاویر متالوگرافی الکترونی و آزمون میکروسختی نشان می دهند مکانیزم خستگی حرارتی در چدن یاد شده به این صورت است که با اعمال شوک حرارتی در دمای بالا فاز Fe3C به کربن و فریت تجزیه می شود. سپس با رسوب کربن روی گرافیت های آزاد اولیه، ساختار پرلیتی اولیه ریختگی به فاز نرم فریتی تبدیل می شود و به علت اختلاف ضرایب انبساط حرارتی گرافیت و فریت، ترک های ریزی در مرز بین گرافیت و زمینه فلزی جوانه زنی، رشد و اشاعه می یابند که در نهایت منجر به شکست نمونه ها می شوند. اما در مورد نمونه هایی که سطح آن ها با ماده ضداکسیداسیون پوشش داده نشده بود (محیط آب یخ) پدیده اکسیداسیون داغ از تمام سطوح شروع و به عمق ماده پیشروی می کند؛ به طوری که مکانیزم غالب در شکست نمونه ها به جای خستگی حرارتی، پدیده خوردگی اکسیداسیون داغ خواهد بود.

در این تحقیق فلز منیزیم برای اولین بار در کشور به روش احیای سیلیکوترمیک تحت خلأ از دولومیت تکلیس شده (دولومی) استخراج شده است. در این روش، مواد اولیه بعد از مخلوط شدن به صورت بریکت تبدیل شده و سیلیسیم موجود در فروسیلیس باعث احیای دولومی می شود. محصول واکنش احیا، منیزیم فلزی است که به صورت فاز گازی در کندانسور جمع آوری می گردد. به منظور بهینه سازی فرآیند تولید و مدل سازی تاثیر پارامترهای عملیاتی مانند دما، زمان، دانسیته بریکت ها و میزان فروسیلیس مورد استفاده در ساخت بریکت ها بر راندمان احیا و راندمان سیلیسیم، از روش طراحی آزمایش ها استفاده شده است. داده های ورودی در این روش، مقادیر تجربی به دست آمده از فرآیندهای احیا متفاوت بوده که شرایط پارامترهای عملیاتی در آنها با استفاده از طراحی آزمایش ها مشخص شده است. به منظور بررسی صحت مدل استفاده شده، مقادیر محاسبه شده توسط مدل با نتایج عملی به دست آمده در احیا با پارامترهای عملیاتی متفاوت مقایسه و شرایط بهینه تولید منیزیم تعیین شده است.

دستیابی به مکانیزم تجزیه حرارتی پودر هیدراید تیتانیم، نقش مهمی در مراحل مختلف ساخت فوم های فلزی آلومینیمی، به ویژه تعیین مناسب ترین شرایط عملیات حرارتی اولیه پودر، دارد. در این تحقیق نمودارهای STA پودر هیدراید تیتانیم، با سرعت حرارت دهی 10 درجه بر دقیقه در حضور گاز آرگون با خلوص 99.99%، و همچنین نمودارهای STA برای پودر هیدراید تیتانیم، با سرعت های حرارت دهی 5، 10، 20، 25 و 30 درجه بر دقیقه، در هوا، رسم شدند. افزون بر تهیه نمودارهای یاد شده به منظور بررسی دقیق تحولات هیدراید تیتانیم تا دمای oC 500، نمودار DSC با سرعت 10 درجه بر دقیقه رسم شد. نتایج نشان می دهد که پودر هیدراید تیتانیم با ترکیب شیمیایی TiH1.924 در گاز آرگون طی دو مرحله TiH1.924®d-TiHX®a-Ti به ترتیب در دماهای oC 534 و oC 642 تجزیه می شود. مکانیزم رفتار تجزیه حرارتی پودر هیدراید تیتانیم در هوا پیچیده بوده و با تجزیه آن در گاز آرگون بسیار متفاوت است. به نظر می رسد خروج گاز هیدروژن از هیدراید تیتانیم در هوا طی 8 مرحله به ترتیب در دماهای 750، 720، 690، 660، 550، 460، 285 و 825 درجه سانتیگراد انجام می شود. در نمودار DTG یک مقدار کمینه، تقریبا در دمای oC 835، مشاهده می شود که حاکی از کاهش شیب افزایش وزن پودر با دما است. به نظر می رسد مکانیزم رفتار تجزیه حرارتی پودر هیدراید تیتانیم تحت کنترل دو عامل نفوذ داخلی (نفوذ اتم های هیدروژن و اکسیژن درون لایه های محلول جامد، اکسیدی و هیدراید تیتانیم) و واکنش شیمیایی (اکسیداسیون) قرار دارد. دمای خروج گاز هیدروژن از هیدراید تیتانیم (تجزیه هیدراید تیتانیم) در هوا نسب به گاز آرگون در مرحله اول از oC 534 به oC 550 و در مرحله دوم از oC 642 به oC 660 افزایش می یابد. بر اساس نتایج این تحقیق به نظر می رسد مناسب ترین دما، برای عملیات حرارتی اولیه پودر هیدراید تیتانیم در هوا، دماهای بین oC 300 تا oC 500 باشد.

جوشکاری اصطکاکی اختلاطی به طور وسیعی برای آلیاژهای آلومینیم به ویژه برای آن گروه از آلیاژهای آلومینیم که روش های جوشکاری ذوبی برای آنها مناسب نمی باشد، مانند آلیاژ آلومینیم 2024، کاربرد دارد. با وجود حذف عیوب محل اتصال در این روش جوشکاری، نرم شدن منطقه تحت تاثیر حرارت، می تواند یک مساله غیرقابل پذیرش باشد. یکی از روش های برطرف کردن نرم شدن منطقه تحت تاثیر حرارت، عملیات حرارتی بعد از جوشکاری است؛ اما گزارش شده است که در حین عملیات انحلالی دانه های بسیار ریز در منطقه اتصال ناپایدار می باشند. در این تحقیق اثر سرعت دورانی ابزار بر ریزساختار منطقه اتصال آلیاژ 2024-T8 به ضخامت5 mm ، قبل و بعد از عملیات حرارتی بررسی شده است. نتایج نشان می دهند که خرد شدن ذرات بین فلزی در منطقه اتصال حین فرایند جوشکاری اصطکاکی اختلاطی اتفاق افتاده و با افزایش سرعت دورانی ابزار شدت خرد شدن ذرات بین فلزی و اندازه دانه های منطقه اتصال افزایش می یابد که منجر به پایداری دانه های منطقه اتصال حین عملیات حرارتی می شود.

هدف از پژوهش حاضر بررسی اثر نرخ سرد شدن و حضور گاز هیدروژن در عامل گاززدا طی فرآیند ریخته گری، بر فاصله بین دندریتی و دانسیته حفره های انقباضی و خواص مکانیکی کامپوزیت پایه آلومینیوم A356-9%wtTiB2 می باشد. به این منظور ابتدا نمونه ای به شکل گوه طراحی شد. سپس، کامپوزیت یاد شده تهیه و در دو شرایط مختلف گاززدایی با گاز Ar-100% و گاز Ar-5%H2 در قالب فلزی از جنس چدن ریخته گری شد. قبل از ذوب ریزی در چند مکان مختلف داخل گوه ترموکوپل هایی کار گذاشته شد تا به کمک یک سیستم ثبت اطلاعات، تاریخچه حرارتی گوه در حین ریخته گری در کامپیوتر ضبط شود. سپس آزمون های صلبیت و سختی روی مکان های مختلف گوه انجام شد. در انتها با بررسی ریزساختار کامپوزیت در مکان های یاد شده ارتباط خواص مکانیکی با ریز ساختار و قدرت سرد شدن کامپوزیت مدلسازی شد. نتایج نشان می دهد در سرعت های سرد شدن بین 2 تا 2.5 درجه سلسیوس بر ثانیه؛ اثر مخرب ریزحفره های ناشی از عامل گاز زدای Ar-5%H2 بر خواص مکانیکی به حداقل می رسد.

MTDATA، بسته نرم افزاری قدرتمندی برای محاسبه شرایط تعادلی و دیاگرام های فازی است. این نرم افزار برای بررسی استحاله های فازی یا شبیه سازی فرآیند ها قابل استفاده است که بستگی به نوع پایگاه داده هایی دارد که در اتصال با آن ها می باشد. در این تحقیق نمودارهای فازی سیستم آهن-کربن-آلومینیوم-سیلیسیم (Fe-C-Al-Si) با به کار بردن نرم افزار MTDATA و استفاده از پایگاه داده های SGTE محاسبه گردیدند تا فازهای موجود در دماهای متفاوت و محدوده ترکیب شیمیایی مورد نظر و در شرایط تعادلی تعیین شوند. مشاهده گردید که افزایش آلومینیوم باعث تغییرات تعادلی آهن – کربن در این ترکیبات آلیاژی می شود. ناحیه آستنیت با افزایش آلومینیوم کوچک تر شده و برای چدن های حاوی حدود  %4.88 Alیا بیش تر هیچ نشانی از یک ناحیه آستنیتی دیده نمی شود. نتایج تجربی حاصل از عملیات حرارتی و دیلاتومتری در تلفیق با مشاهدات انجام گرفته با میکروسکوپ های نوری و الکترونی گواه توافق خوب نمودارهای فازی محاسبه شده برای مقادیر کم و مقدار بالای %6.16 Al می باشد. به هرحال محاسبات انجام شده برای  %4.88 Alبا مشاهدات اختلاف نشان می دهد و آزمایش ها با آلیاژ حاوی این مقدار آلومینیوم بیانگر این نکته است که استحاله های آستنیتی در این آلیاژ اتفاق می افتد، درحالی که شاهدی بر حضور ناحیه g در نمودار فازی محاسبه شده وجود ندارد.