کامپوزیت های زمینه فلزی دسته ای از مواد پیشرفته مهندسی هستند که بدلیل خواص منحصر به فردشان، کاربردهای مختلفی در صنایع مختلف پیدا کرده اند. این مواد از یک زمینه فلزی و یک فاز تقویت کنند? معمولاً سرامیکی تشکیل می شوند. از بین فلزات متداول، آلومینیم و آلیاژهای آن بیشترین کاربرد را بعنوان زمینه کامپوزیت ها پیدا کرده اند و امروزه کامپوزیت های زمینه آلومینیم حاوی تقویت کننده های مختلف تولید می شوند. در این پژوهش یک نوع کامپوزیت آلومینیم- آلومینای ذره ای درجا در حالت مذاب، به روش تزریق پودر فعال توسعه داده شد. به این منظور ابتدا مخلوطی از پودر آلومینیم و اکسید روی در آسیاب گلوله ای پرانرژی فعال و سپس با هدف انجام واکنش آلومینوترمی تولید تقویت کننده درجا به مذاب تزریق شد. برای فعال کردن، مخلوط پودری آلومینیم و اکسید روی به مدت زمان های مختلف فعال و با پراش پرتو ایکس بررسی شد. نتایج نشان داد که در شرایط فعال سازی اعمال شده در زمان های طولانی تر از 60 دقیقه واکنش در محفظه آسیاب آغاز گردید. آنالیز حرارتی پودر فعال شده و فعال نشده نشان داد که دمای شروع واکنش از حدود 1008 درجه سانتیگراد برای پودر فعال نشده به حدود 563 درجه سانتیگراد برای پودر فعال شده به مدت 60 دقیقه کاهش یافت. با استفاده از نمودار های آنالیز حرارتی، معادلات حاکم حل و مکانیزم واکنش و انرژی اکتیواسیون آن تعیین شد. مکانیزم انجام واکنش از نوع کنترل شونده از طریق مرز فازی بود و انرژی اکتیواسیون آن با فعال سازی به مدت 60 دقیقه بیش از 7 برابر کاهش یافت. همچنین نسبت آلومینیم به اکسید روی نیز در فرایند فعال سازی بررسی و مخلوط اکسید روی- 40% آلومینیم بهینه تشخیص داده شد. پس از تزریق پودر فعال به عمق مذاب، دوغاب کامپوزیتی حاصل تحت فشار در یک سیستم ریخته گری کوبشی منجمد شد. ریزساختار نمونه های کامپوزیتی ریختگی به صورت کیفی و کمی ارزیابی و مشاهده گردید ذرات آلومینا در اثر واکنش درجا در زمینه پراکنده شده اند. مکانیزم غالب توزیع ذرات در زمینه بصورت تجمع در بین بازوهای دندریتی، یعنی به دام افتادن بود. همچنین نتایج نشان داد که متوسط اندازه ذرات تقویت کننده با افزایش دمای مذاب و افزایش مقدار آلومینیم در پودر فعال کاهش یافته است، اما ضریب شکل تغییر محسوسی نکرد. به طور میانگین بیشتر از 75% ذرات تقویت کننده ابعادی کمتر از ?m 1/0 داشتند. این مشاهدات بر اساس تغییر سرعت واکنش و فاصله میانگین ذرات اکسید روی در پودر فعال تزریق شده توجیه شد. افزایش مقدار پودر فعال اضافه شده به مذاب تغییر قابل توجهی در اندازه و ضریب شکل ذرات تقویت کننده ایجاد نکرد. خواص مکانیکی نمونه های کامپوزیتی با نمونه غیر کامپوزیتی متناظر آن مقایسه و نتایج نشان داد برای تمامی شرایط استحکام فشاری و کششی و سختی نمونه کامپوزیتی افزایش و درصد افزایش طول کاهش یافت.

در سالهای اخیر کامپوزیت های زمینه منیزیمی تقویت شده با ذرات سرامیکی بدلیل دارا بودن استحکام ویژه بالا و چگالی کم مورد توجه محققین قرار گرفته است. در این میان روش غیرواکنش گر درجا یکی از جدیدترین روشهای تولید این نوع کامپوزیت هاست، که بدلیل سادگی فرایند بازیافت آن، از لحاظ زیست محیطی دارای بیشترین اهمیت است. در تحقیق حاضر، تولید کامپوزیت mg/mg2si به روش غیرواکنش گر درجا انجام شد. نتایج حاصل از این بررسی نشان داد که ساختار کامپوزیت محصول، شامل ذرات فاز اولیه mg2si، ساختار یوتکتیکی mg-mg2si و منیزیم بود. ساختار ذرات mg2si ساختاری درشت و دندریتی بود که این ساختار موجب کاهش خواص مکانیکی گردید. بدین منظور، جهت بهسازی این ساختار از دو روش حرارتی و شیمیایی استفاده شد. یک سیستم انجماد جهت دار به منظور بررسی انجمادی کامپوزیت مذکور و تاثیر سرعت سرد شدن بر ساختار تقویت کننده طراحی، ساخته و استفاده شد. مورفولوژی ذرات تقویت کننده در سرعت های سرد شدن بالا به حالت چند وجهی تبدیل شد و اندازه ذرات بطور چشمگیری کاهش یافت. بهبود خواص مکانیکی در سرعت های سرد شدن بالا شاهدی بر موفقیت آمیز بودن این عملیات بود. با افزایش 0/5% وزنی بیسموت قبل از ریخته گری، ساختار ذرات mg2si به چند وجهی تبدیل شد و همچنین اندازه ذرات اولیه mg2si کاهش یافت. آزمون های کشش در سه دما بر سه نوع نمونه منیزیم خالص، کامپوزیت mg/mg2si و حالت بهسازی شده این کامپوزیت انجام شد. بدلیل ساختار مناسب در شرایط بهسازی، خواص کششی در دمای 24 درجه سانتی گراد و 150 درجه سانتی گراد نسبت به کامپوزیت mg/mg2si بهسازی نشده افزایش نشان داد. در محدوده دمایی 220 درجه سانتی گراد، کاهش بیش از حد استحکام نهایی کامپوزیت ملاحظه شد.

در سال های اخیر کامپوزیت های زمینه منیزیمی بدلیل دارا بودن چگالی کم و استحکام ویژه بالا کاربرد گسترده ای در صنایع اتومبیل و هوافضا پیدا کرده اند. یکی از روش های جدید برای ساخت مواد کامپوزیتی زمینه منیزیمی روش نفوذدهی مذاب به درون فوم های سرامیکی می باشد. در این تحقیق، تولید کامپوزیت زمینه منیزیمی az91- al2o3 با روش ریخته گری نفوذی فشاری مورد بررسی قرار گرفته است. بدین منظور مذاب آلیاژ az91 تحت محافظت پوشش فلاکس magrex و با استفاده از کوره شعله ای آماده شد و سپس درون قالب پیش گرم شده در دمای ?c 250 و حاوی فوم آلومینایی پیش گرم شده در رنج دمایی ?c 800- 750 ریخته گری شد. به منظور بررسی دمای فوق ذوب مذاب بر ریزساختار و خواص مکانیکی دمای مذاب ?c 790- 700 در نظر گرفته شد. سپس با استفاده از پرس، فشارهای mpa 50، 75 و 100 و به مدت 1 دقیقه روی مذاب اعمال شد تا انجماد کامل شود. آزمایشات مشابهی نیز بدون اعمال فشار بر مذاب، به منظور مقایسه در هر یک از حالتها انجام شد. نتایج نشان داد که انجماد تحت فشار درصد تخلخل را به میزان % 60 نسبت به ریخته گری ثقلی (تحت بار mpa 0) کاهش داد. با نفوذ دادن مذاب به فوم سرامیکی استحکام فشاری کامپوزیت نسبت به آلیاژ زمینه کاهش یافت که علت این امر تشکیل فاز mgal2o4 غیر یکنواخت و ناهمگن در فصل مشترک (ناشی از واکنش مذاب و آلومینا) و تنش های حرارتی پس ماند فشاری در فصل مشترک (به علت تفاوت ضرایب انبساط حرارتی آلیاژ زمینه و تقویت-کننده ی سرامیکی) تشخیص داده شد. با افزایش دمای آزمون فشار (?c 300)، به علت بزرگ شدن اندازه دانه ها و سیلان آلیاژ در دمای مذکور استحکام آلیاژ بدون تقویت کننده به 20% استحکام فشاری در دمای اتاق کاهش یافت. این درحالی است که انعطاف پذیری افزایش چندانی نیافت (حدود 23%). همچنین به علت آزاد شدن تنش های حرارتی، استحکام کامپوزیت کاهش چشمگیری نسبت به استحکام دمای اتاق پیدا نکرد. با افزایش فشار اعمالی بر مذاب (از mpa 0 تا mpa 100)، به علت کاهش اندازه دانه زمینه و اتصال بهتر آلیاژ و آلومینا استحکام و داکتیلیتی نمونه ها افزایش یافت. همچنین با افزایش دمای ریخته گری استحکام و انعطاف پذیری آلیاژ زمینه و کامپوزیت افزایش پیدا کرد (در حدود 17%). بعلاوه در کامپوزیت مذکور کاهش وزن در اثر سایش نسبت به آلیاژ زمینه کاهش چشمگیری یافت (حدود % 53) که علت این امر می تواند ناشی از سختی ذاتی بالاتر آلومینا باشد. همچنین با اعمال فشار بر مذاب در حین انجماد به علت کاهش اندازه دانه و کاهش قابل ملاحظه تخلخل، نرخ سایش به مراتب کمتر از حالت مشابه ریخته-گری ثقلی شد. سایش چسبان مکانیزم غالب برای آلیاژ (بدون تقویت کننده) و سایش خراشان و تورقی مکانیزم های غالب برای کامپوزیت تشخیص داده شد.

در سال های اخیر فولادهای زنگ نزن آستنیتی پر نیتروژن عاری از نیکل به دلیل خصوصیات ممتازی نظیر خواص مکانیکی عالی، مقاومت به خوردگی بالا (به ویژه خوردگی حفره ای، شیاری و بین دانه ای) و کاربردهایی چون مواد فلز کاشتنی ( به دلیل عدم آلرژی زایی) در بدن انسان، به شدت مورد توجه قرار گرفته اند. به طور کلی مقاومت به خوردگی حفره ای فولادها با فاکتور pren (mn1-n16+mo3/3+cr =pren)، سنجیده می شود، به نحوی که با افزایش این فاکتور مقاومت به خوردگی حفره ای افزایش می یابد. به همین دلیل هدف از این پژوهش ساخت فولاد زنگ نزن آستنیتی پر نیتروژن mo-mn-cr-fe از طریق آلیاژسازی مکانیکی تحت اتمسفر نیتروژن و بررسی عوامل موثر بر بهبود فاکتور pren در آن بود. بدین منظور ابتدا اثر مولیبدن به عنوان یک عنصر افزاینده فاکتور pren روی استحاله فریت به آستنیت بررسی شد. سپس به بررسی نقش اندازه ذرات پودر آهن اولیه روی سرعت استحاله مذکور پرداخته شد. در نهایت به منظور بهبود فاکتور pren در فولاد تولیدی، امکان کاهش میزان منگنز و افزایش مقدار مولیبدن در ترکیب شیمیایی بررسی شد. فرایند آلیاژسازی مکانیکی با استفاده از مخلوط پودرهای عنصری آهن، کرم، مولیبدن و منگنز (با خلوص بالا) در یک آسیاب گلوله ای- سیاره ای انجام شد. مشخصه یابی و ارزیابی محصولات به وسیله آزمون پراش اشعه ایکس(xrd) و میکروسکوپ الکترونی روبشی (sem) صورت گرفت. همچنین میزان نیتروژن جذب شده در ساختار توسط آنالیزگر نیتروژن تعیین شد. به منظور بررسی اثر مولیبدن دو نمونه با ترکیب mo4-mn11-cr18-fe و mo6-mn11-cr18-fe با استفاده از پودر آهن با اندازه ذرات متوسط µm34/47 تحت آسیاب کاری در اتمسفر نیتروژن به مدت 100 ساعت قرار گرفت. نتایج حاصل از این آزمایش نشان داد که با افزایش میزان مولیبدن از 4 به 6 درصد وزنی، میزان پارامتر فعالسازی مکانیکی (?/d) در مواد بیشتر شده و لذا سینتیک استحاله افزایش می یابد. ولی در اثر کاهش نیروی محرکه لازم برای پایداری فاز آستنیت تکمیل استحاله نیاز به انرژی بیشتری (زمان های طولانی تر آسیاب کاری) دارد. همچنین با کاهش اندازه ذرات متوسط پودر آهن اولیه (µm 9/6)، علاوه بر اینکه امکان افزایش مقدار نیتروژن ورودی به ساختار (به عنوان مهمترین پارامتر در افزایش فاکتور pren) فراهم می شود، سرعت استحاله فریت به آستنیت نیز در اثر افزایش میزان جذب نیتروژن افزایش چشمگیری می یابد، به گونه ای که مدت زمان آسیاب کاری برای تکمیل استحاله مذکور از 100 ساعت به 8 ساعت تقلیل می یابد. از طرفی افزایش سرعت استحاله، امکان کاهش میزان منگنز از 11 به 8 درصد وزنی و همچنین افزایش مولیبدن از 4 به 8 درصد وزنی را به وجود آورد. بررسی عوامل فوق نشان داد که در اثر تغییر ترکیب شیمیایی می توان مقدار فاکتور pren را از 36/35 به 6/55 افزایش داد. در نهایت نیز نتایج حاصل از انجام عملیات حرارتی در دمای °c1100 به مدت یک ساعت روی فولاد زنگ نزن آستنیتی پر نیتروژن نشان داد که در اثر حضور نیتروژن، فولاد تولیدی از پایداری حرارتی بالایی برخوردار است، به طوری که ساختار نانومتری همواره در آن حفظ شده است.

در این پژوهش، ساخت و مشخصه یابی ریزساختاری و تریبولوژیکی پوشش های نانوکامپوزیتی پلیمری پلی اتراترکتون (peek)/سیلیکا مورد بررسی قرار گرفته شد. بدین منظور، پوشش های نیمه بلوری و آمورف peek و نانوکامپوزیتیpeek/10 vol% sio2 توسط روش پاشش الکترواستاتیکی پودر بر روی زیرلایه هایی از فولاد ساده کربنی (st37) ایجاد شدند. پودر نانوکامپوزیت مورد نظر به روش آسیاب کاری گلوله ای پر انرژی ساخته شد. قبل از فرایند آسیاب کاری، به منظور کاهش میزان آگلومره شدن نانوذرات سیلیکا و بهبود درجه ی توزیع و پخش آنها در زمینه، و همچنین افزایـش استحکــام فصـل مشترک آنـها با زمـینه ی پلیمــری، نانـوذرات سیلیکـای اولیـه توسط عامـل پیـوند سیلانــی "3- گلیسیدوکسی پروپیل تری متوکسی سیلان"، (gptms)، اصلاح سطح شدند. ارزیابی اصلاح سطح نانوذرات توسط طیف نگاری مادون قرمز با تبدیل فوریه (ftir)، میکروسکوپ الکترونی عبوری (tem) و سنجش میزان عبور نور (lt) انجام شد. تغـییرات مرفولوژیکـی، ساختار کـریستالی، تغییرات توزیع اندازه ذرات و رفتار حرارتی نانوکامپـوزیت حاصـله حین آسیاب کاری به ترتیب توسط میکروسکوپ الکترونی روبشی (sem)، تفرق اشعه x (xrd)، آنالیزگر لیزری اندازه ذرات و آنالیز حرارتی دیفرانسیلی (dsc) مورد بررسی قرار گرفتند. پارامترهای پاشش الکترواستاتیکی و نیز دما و زمان ذوب برای دستیابی به پوشش های بهینه تعیین شدند. پوشش ها از نظر کیفیت سطحی و سطح مقطع، ساختار بلوری، توزیع نانوذرات در زمینه و ساختار ملکولی، به ترتیب توسط میکروسکوپ های نوری و الکترونی روبشی/ عبوری (sem/tem)، xrd و طیف نگاری مادون قرمز با تبدیل فوریه (ftir) ارزیابی شدند. سختی پوشش ها و استحکام چسبندگی آنها به زیرلایه، به ترتیب، توسط آزمون های میکروسختی ویکرز و استحکام چسبندگی pull-off بررسی شدند. رفتار تریبولوژیکی پوشش ها نیز توسط آزمون سایش پین روی دیسک مورد مطالعه قرار گرفتند. نتایج نشان دادند که سختی پوشش های نیمه بلوری peek خالص نسبت به آمورف بیشتر ولی استحکام چسبندگی آنها کمتر است. با این وجود، سختی و استحکام چسبندگی پوشش های نانوکامپوزیتی تقویت شده با نانوذرات اصلاح سطح شده، به طور قابل توجهی نسبت به پوشش های peek خالص بهبود و حساسیت آنها به بلورینه یا آمورف بودن پوشش ها تا حد زیادی کاهش یافتند. اما، پوشش های نانوکامپوزیتی پرشده با نانوذرات اصلاح سطح نشده، چسبندگی ضعیف تری را نسبت به پوشش های خالص نشان دادند. همچنین، پوشش های peek خالص نیمه بلوری رفتار سایشی- اصطکاکی بهتری را نسبت به پوشش-های آمورف داشتند. حضور نانوذرات سیلیکای اصلاح سطح شده باعث افزایش ضریب اصطکاک ولی بهبود روند کاهش وزن آنها شد. اما در مورد نانوذرات اصلاح سطح نشده، حضور آنها سبب تضعیف شدید رفتار تریبولوژیکی پوشش ها شد. با توجه به مشاهدات sem سطوح سایش و نمودارهای ضریب اصطکاک و کاهش وزن، مکانیزم های سایش چسبان، خراشان خیش ریز و خستگی سطحی برای پوشش های peek آمورف و مکانیزم های چسبان و تا حدودی خراشان خیش ریز برای پوشش نیمه بلوری تعیین شدند. در مورد پوشش های نانوکامپوزیتی اصلاح سطح شده، مکانیزم خراشان سه جسمی و چسبان (ولی با شدت کمتر نسبت به پوشش های خالص) دیده شد.

در این پروژه، تولید پوشش های شفاف نانوکامپوزیتی پلی یورتان اکریلیکی/ نانوسیلیکا، اعمال و مشخصه یابی آن بر روی سطح فولاد ساده کربنی مورد پژوهش قرار گرفته است. در این راستا از دو نوع نانوسیلیکای فومی و رسوبی به عنوان پرکننده در پوشش فوق استفاده شد. جهت رسیدن به فرایند پخش مناسب نانوذرات در زمینه پلیمری، از دو نوع همزن مغناطیسی و دیسکی دور بالا بهره گرفته شد. فرایند اسپری هوا نیز به عنوان روش پوشش دهی انتخاب شد. خواص فیزیکی پوشش مانند شرایط پخش ذرات و ویسکوزیته با استفاده از آنالیزور توزیع اندازه ذرات zeta sizer و ویسکوزیمتر چرخشی مورد بررسی قرار گرفت. خواص نوری پوشش از قبیل شفافیت، براقیت و جذب طیف uv/vis با استفاده از کدورت سنج و اسپکتروفوتومتر اندازه گیری شد. نتایج نشان داد که ذرات نانومتری سیلیکا به دلیل دارا بودن اندازه ذرات کمتر از طول موج نور مرئی، پخش مناسب و ضریب شکست نزدیک به زمینه پلی یورتان، بر روی شفافیت و براقیت پوشش ها کمترین تأثیر را داشته و در عین حال منجر به افزایش ویسکوزیته، پایداری محیطی (به خصوص در مقابل اشعه ماورای بنفش)، چسبندگی، میکروسختی و مقاومت به ضربه و سایش پوشش های نانوکامپوزیتی شده اند. تصاویر sem از مسیر سایش و ذرات سایشی، نمایانگر مکانیزم غالب خستگی سطحی در هر دو نوع فرایند سایش فرسایشی و پین روی دیسک می باشد. همچنین مقاومت به خوردگی پوشش های نانوکامپوزیتی در محیط مه نمکی ( به مدت 500 ساعت) بیشتر از انواع خالص بدست آمد. این افزایش نتیجه مستقیم افزایش چسبندگی پوشش به زیرلایه و نیز افزایش دانسیته و انسجام بدنه پوشش با افزودن نانوذرات است. براساس یافته های پروژه حاضر، نانوسیلیکای رسوبی نشان داده که با ایجاد پوششی ارزان با شفافیت، براقیت، سختی و چقرمگی بالا و همچنین مقاوم به شرایط محیطی، سایشی و شیمیایی، پتانسیل لازم جهت جایگزینی با نوع گران تر فومی را در پوشش های شفاف پلیمری دارا است.

فولاد 2379/1 از جمله فولاد های گروه ابزار لدبوریتی پرکروم- پرکربن است که مقاومت به سایش فوق العاده بالا همراه با پایداری ابعادی بالا، این نوع فولاد را برای قالب ها مناسب می سازد. به هنگام انجماد این نوع فولاد در اثر جدایش عناصر آلیاژی کروم و کربن، شبکه پیوسته ای از فاز یوتکتیک کاربید کروم در مرزدانه های آستنیت بوجود میآید که خواص فولاد ریخته شده را تخریب می کند. شبکه پیوسته کاربیدی در عملیات حرارتی دمای بالا و در مدت های طولانی نیز قابل انحلال نمی باشد و از عملیات فورج گرم برای شکستن کاربید های کروم شکل یافته بصورت یوتکتیک و بهبود خواص مکانیکی استفاده می شود اما در شمش های با ابعاد بزرگ این شبکه های پیوسته کاربید کروم در هنگام فورج باعث ایجاد ترک عمیق و در مواقعی منجر به متلاشی شدن شمش می شود. در تحقیق حاضر بمنظور بهسازی شیمیایی فاز های یوتکتیکی پیوسته و در نتیجه بهبود خواص چقرمگی آلیاژ، عوامل بهساز mg-r.e-b و ce-la و عنصر نیوبیوم بصورت جداگانه به مذاب این آلیاژ اضافه شد پس از ریخته گری و عملیات حرارتی آنیل، بر روی نمونه ها بررسی ریز ساختاری و آزمون های مکانیکی انجام شد. نتایج حاصل نشان داد افزودن هر دو عامل بهساز در این فولاد ها، سبب تغییر مورفولوژی کاربید های کروم از حالت شبکه پیوسته به ناپیوسته شد و همچنین منجر به کاهش اندازه کاربید های کروم و افزایش انحلال این کاربید ها در حین عملیات حرارتی گشت. افزودن نیوبیوم باعث تشکیل کاربید های و کاهش کاربید های کروم شد و از طرفی باعث تغییر مورفولوژی کاربید های کروم ، خرد شدن این کاربید ها و خرد شدن دندریت های آستنیت و توزیع یکنواخت تر در زمینه آلیاژ در حالت ریختگی شد. افزودن عوامل بهساز mg-r.e-b و ce-laبه مذاب این آلیاژ بدون کاهش سختی، نیروی شکست در دمای محیط و استحکام نهایی کششی در دمای 600 درجه سانتیگراد آلیاژ و درصد ازدیاد طول را افزایش داد. افزودن عنصر نیوبیوم به مقدار 5/1 درصد در این آلیاژ باعث افزایش سختی و افزایش نیروی شکست در دمای محیط شد، استحکام نهایی کششی آلیاژ در دمای 600 درجه سانتیگراد تغییر زیادی نکرد اما درصد ازدیاد طول در این دما را بیش از سه برابر افزایش داد. افزودن 5/1 درصد نیوبیوم به این آلیاژ حالت بهینه از سختی، چقرمگی و استحکام کششی بالا را در میان سایر نمونه ها پدید می آورد.

استخراج مس از کانه های آن به روش پیرومتالورژی (برای کانه های سولفیدی) و به روش هیدرومتالورژی (برای کانه های اکسیدی) صورت می گیرد. در حال حاضر مشکلات و معایب روش های پیرومتالورژی از جمله ایجاد آلودگی های زیست محیطی بویژه در تولید گاز سمی so2 و هزینه های سنگین احداث و عملیاتی بویژه در بحث انرژی باعث شده است که صنعت استخراج مس به سمت روش های تمیزتر و ارزانتر هیدرومتالورژی گرایش پیدا کند. با وجود این، مشکل اصلی در استخراج هیدرومتالورژیکی مس از سولفید های آن،انحلال پذیری پایین سولفید های مس بویژه کالکوپیریت به عنوان فراوان ترین کانی سولفیدی مس می باشد. عملیات فعال سازی مکانیکی قبل از لیچینگ یکی از روش های موثری است که می تواند انحلال پذیری سولفید های مس را به طور قابل توجهی افزایش دهد. در این تحقیق تاثیر فعال سازی مکانیکی بر لیچینگ کنسانتره سولفیدی مس سرچشمه در محیط اسید سولفوریک 5/0 مولار مورد بررسی قرار گرفت. با توجه به نتایج تحقیقات عملیات فعال سازی مکانیکی قبل از لیچینگ به نحو موثری راندمان لیچینگ را افزایش داد، اما افزایش زمان فعال سازی مکانیکی به منظور افزایش راندمان لیچینگ دارای حد بهینه ای بود که زمان های فعال سازی بیش از آن، راندمان لیچینگ را تا حدی کاهش می داد. نتایج آنالیز پراش پرتو ایکس نمونه هایی که در زمان های مختلف فعال سازی شده بودند نشان داد که حداکثر تغییرات ساختاری در کنسانتره سولفیدی مس در مدت زمان 6 ساعت ایجاد می شود. این موضوع در تطابق با حداکثر راندمان لیچینگ پس از انجام 6 ساعت فعال سازی مکانیکی یعنی زمان بهینه فعال سازی مکانیکی بود. همچنین تصاویر میکروسکوپ الکترونی از نمونه های فعال سازی شده در زمان های مختلف نشان داد که در طی فعال سازی مکانیکی علاوه بر اینکه اندازه ذرات به شدت کاهش یافت، به طور همزمان آگلومره شدن ذرات نیز صورت گرفت. با توجه به اینکه آگلومره شدن ذرات موجب کاهش اثرات فعال سازی مکانیکی و در نتیجه کاهش راندمان لیچینگ می شود، لذا افزایش شدت آگلومره شدن ذرات، علت اصلی کاهش راندمان لیچینگ نمونه هایی بود که بیش از 6 ساعت فعال سازی شده بودند. بررسی تاثیر دما بر راندمان لیچینگ نشان داد که افزایش دمای محیط لیچینگ دو تاثیر متفاوت بر راندمان لیچینگ دارد. افزایش دما (تا c°80) از یک سو باعث افزایش راندمان لیچینگ شد و از سوی دیگر با افزایش بیشتر درجه حرارت، راندمان لیچینگ کاهش یافت. کاهش حلالیت اکسیژن با افزایش دما بویژه هنگامی که درجه حرارت به نقطه جوش محلول نزدیک شد، محتمل ترین علت کاهش راندمان لیچینگ بود. نتایج آزمایش ها نشان داد که عملیات انحلال در حضور گاز آرگون باعث کاهش حلالیت اکسیژن در محلول شده و عملا انحلالی صورت نگرفت. در مقابل دمش گاز اکسیژن در فرآیند باعث افزایش غلظت اکسیژن شده، بطوری که راندمان لیچینگ را حتی در زمان های کوتاه به شدت افزایش داد و شرایط انحلال کامل را ایجاد کرد. بررسی سینتیک لیچینگ کنسانتره سولفیدی مس بر اساس مدل هسته کاهنده نشان داد که مرحله کنترل کننده سرعت در لیچینگ کنسانتره فعال سازی شده، نفوذ به داخل لایه مرزی انتقال جرم است در صورتی که در لیچینگ کنسانتره فعال سازی نشده مرحله کنترل کننده سرعت نفوذ به داخل لایه محصول است. فعال سازی مکانیکی باعث کاهش انرژی اکتیواسیون از 40 کیلوژول بر مول به 18کیلوژول بر مول شد. کلمات کلیدی: فعال سازی مکانیکی، لیچینگ، کنسانتره سولفیدی مس

در این تحقیق فرایند سنتز احتراقی mosi2 در حضور آلومینیم مورد مطالعه قرار گرفت. بدین منظور نمونه هایی از مخلوط پودری مولیبدن و سیلیسیم (با نسبت استوکیومتری 1:2) تهیه و به میزان 0 و 5 درصد وزنی پودر آلومینیم به آنها اضافه گردید. در ابتدا به لحاظ ترمودینامیکی امکان انجام فرایند سنتز احتراقی در حضور آلومینیم، بواسطه محاسبه دمای آدیاباتیک در اتمسفرهای خنثی و هوا، مورد بررسی قرار گرفت. سپس به منظور بررسی تاثیر حضور آلومینیم بر روند انجام این فرایند، هر یک از نمونه ها تحت آزمایش سنتز احتراقی به صورت خود پیشرونده (shs) در اتمسفر هوا قرار گرفتند. در ادامه به منظور بررسی های فازی و ساختاری، محصولات حاصل از این فرایند تحت آزمون پراش پرتو ایکس (xrd) و دستگاه میکروسکوپ الکترونی روبشی (sem) قرار گرفتند. همچنین جهت بررسی مکانیزم انجام این فرایند از دستگاه sta جهت آزمون های آنالیز حرارتی (با سرعت های گرم کردن مختلف نظیر 10، 15، ?c/min 20 و ...) استفاده گردید. نتایج حاصل از مطالعات فازی و ساختاری نشان داد که در حین انجام فرایند سنتز احتراقی نه تنها تمام ذرات آلومینیم اکسید شد ه بلکه فرایند تشکیل mosi2 ناشی از واکنش بین ذرات مولیبدن و سیلسیم به صورت کامل تری انجام گرفته، بطوریکه به شدت از میزان مواد واکنش نیافته کاسته شده است. از سویی دیگر محاسبات ترمودینامیکی نیز نشان دادند که در اثر اکسیداسیون ذرات آلومینیم در حین انجام فرایند سنتز احتراقی، دمای آدیاباتیک جبهه احتراق به شدت افزایش می یابد که این امر با کمک نتایج حاصل از پروفیل های حرارتی و بررسی های میکروسکوپی به خوبی تایید شده است. در این بین، نتایج حاصل از فازشناسی محصولات آنالیز حرارتی مخلوط های پودری نشان دادند که در حضور اکسیژن به دلیل تمایل به اکسیداسیون شدید ذرات مولیبدن، امکان تشکیل ترکیب بین فلزی mosi2 برقرار نمی شود و پیک های ارائه شده در این منحنی ها در واقع ناشی از اکسیداسیون این ذرات بوده اند. با توجه به این نتایج، به خوبی مشخص شد که تشکیل mosi2 از مخلوط پودری mo+2si به شدت وابسته به نوع اتمسفر حاکم و سرعت گرم کردن است. همچنین در بخشی از این بررسی با توجه به نقش آلومینیم در روند انجام فرایند سنتز احتراقی mosi2، فرایند اکسیداسیون ذرات پودری آلومینیم نیز مورد بررسی قرار گرفت. نتایج بررسی ها نشان دادند که با توجه به حضور پوسته اکسیدی آمورف روی سطح ذرات آلومینیم، اکسیداسیون این ذرات تحت شرایط ایزوترم و غیرایزوترم به صورت کاملاً متفاوتی صورت می گیرد. در واقع تحت شرایط ایزوترم (دماهای بالاتر c? 700)، این پوسته اکسیدی به دلیل عدم استحکام بالا، نمی تواند اثر خاصی بر روند اکسیداسیون بگذارد، در حالی که در شرایط غیر ایزوترم به دلیل اثرگذاری این پوسته اکسیدی، این فرایند به صورت کاملاً پیچیده و در مراحل متعددی صورت می گیرد. به طوریکه سرعت اکسیداسیون و مراحل شکل گیری آن به شدت وابسته به سرعت گرم کردن می باشد. نتایج بررسی های آنالیز حرارتی به همراه انجام مطالعات فازی و ساختاری روی محصولات حاصل از این آزمون نشان دادند که در شرایط غیر ایزوترم (با سرعت های گرم کردن 10، 20، ?c/min 30) میزان اکسیداسیون صورت گرفته تا قبل از دمای ?c 1000 (به علت محافظت پوسته اکسیدی از آلومینیم) بسیار محدود بوده است. اما با گذر از این دما، بواسطه وارد آمدن تنش شدید ناشی از انبساط مذاب آلومینیم، پوسته اکسیدی پاره شده و در اثر تماس این مذاب با اتمسفر اکسیدی، یک اکسیداسیون شدید اتفاق می افتد. این در حالی است که نتایج آنالیز پراش پرتو ایکس بر روی محصولات حاصل از این آنالیزها نشان داد که حتی بعد از گذر از این مرحله، هنوز در بین محصولات مقدار نسبتاً قابل توجهی آلومینیم باقیمانده وجود دارد. در نهایت نتایج بررسی های سینتیکی نیز در این زمینه نشان دادند که مکانیزم این واکنش از نوع کنترل نفوذی به صورت دوبعدی و دارای انرژی اکتیواسیون حدود kj/mol 430 است.

چکیده در این تحقیق اثر فعال سازی مکانیکی بر تغییرات ساختاری، رفتار احیایی و نیز بر سینتیک احیای مخلوط هماتیت-گرافیت در حضور آهن بررسی شده است. بدین منظور مخلوط پودری هماتیت-گرافیت (با نسبت استوکیومتری c/o=1) در حضور مقادیر مختلف آهن (0، 5 و 10 درصد وزنی) به مدت زمان های 0 تا 50 ساعت آسیاب کاری شد. به منظور مطالعه تغییرات ساختاری ایجاد شده در روند آسیاب کاری، آزمون پراش پرتو ایکس بر روی نمونه ها انجام شد. همچنین به منظور مطالعه مورفولوژی مخلوط پودری آسیاب شده، تصاویر میکروسکوپ الکترونی روبشی از سطح مقطع و مخلوط پودری نمونه ها تهیه شد. آزمون پراش پرتو ایکس نشان داد که در الگوهای پراش نمونه های آسیاب شده، با افزایش زمان آسیاب کاری به تدریج پیک های گرافیت از الگوهای پراش محو شدند که بیانگر از بین رفتن ساختار کریستالی گرافیت و آمورف شدن آن است. همچنین با افزایش بیشتر زمان آسیاب کاری، به تدریج پیک های مگنتیت در الگوهای پراش ظاهر و بر شدت آنها افزوده شد. الگوهای پراش در حضور 10 درصد وزنی آهن نشان داد که در زمان های طولانی آسیاب کاری در این نمونه پیک های وستیت نیز ظاهر می شود که بیانگر احیا شدن بخشی از هماتیت در روند آسیاب کاری به مگنتیت و وستیت است. در این تحقیق محاسبه اندازه دانه و کرنش شبکه ای ذرات پودری هماتیت با استفاده از روش ویلیامسون-هال انجام شد. پارامتر فعال سازی مکانیکی (/d?) که بیانگر معیاری از انرژی ذخیره شده در مخلوط پودری است، نیز محاسبه شد. نتایج حاصل از محاسبات فوق نشان داد که حضور آهن بر کاهش اندازه دانه، افزایش کرنش شبکه و افزایش پارامتر فعال سازی مکانیکی تأثیر مثبت دارد. تصاویر میکروسکوپ الکترونی روبشی حاکی از تشکیل ساختارهای متراکم در زمان های طولانی آسیاب کاری است و وجود ساختارهای مذکور بیانگر ذخیره شدن مقداری انرژی در ذرات پودری است. به منظور بررسی اثر آهن بر رفتار احیایی و سینتیک احیا، آزمون های آنالیز حرارتی tg-dta با نرخ های حرارت دهی 10، 15 و 20 درجه سانتیگرار بر دقیقه و از دمای محیط تا c°1200 انجام شد. مقایسه رفتار احیایی نمونه ها نشان داد که با افزایش زمان آسیاب کاری، دمای شروع واکنش های احیایی کاهش می یابد. همچنین این آزمون نشان داد که دمای شروع احیا در حضور 5 درصد وزنی آهن کاهش محسوس تری دارد. بررسی های سینتیکی احیا با استفاده از روش های مستقل از مدل، اوزاوا (fwo) و کسینجر (kas) و نیز روش برازش مدل شیب ثابت انجام شد. بررسی های مذکور نشان داد که انجام آسیاب کاری، انرژی اکتیواسیون احیا را به شدت کاهش می دهد به طوری که در نمونه 50 ساعت آسیاب کاری شده مقدار انرژی اکتیواسیون به کمتر از نصف کاهش یافته است. حضور آهن نیز بر کاهش انرژی اکتیواسیون بسیار مشهود بود به گونه ای که در حضور 5 درصد وزنی آهن، مقدار انرژی اکتیواسیون به کمتر از یک سوم کاهش یافت. مکانیزم کنترل کننده سرعت واکنش، مکانیزم شیمیایی تعیین شد و بیان گردید که واکنش بودوارد کنترل کننده سرعت فرایند احیا در حضور و عدم حضور آهن است و کاهش شدید انرژی اکتیواسیون در نمونه های حاوی آهن نیز بیانگر نقش موثر کاتالیزوری آهن بر واکنش بودوارد است.

چکیده از میان انواع کامپوزیت های زمینه فلزی می توان به کامپوزیت های زمینه آلومینیومی اشاره نمود که 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 هوا فضا پیدا کرده اند. روش درجا (in situ) یکی از روش های جدید ساخت کامپوزیت های زمینه آلومینیومی است که در آن فاز تقویت کننده داخل زمینه تولید می شود و در حقیقت فاز تقویت کننده از طریق انجام واکنش های شیمیایی بین عناصر یا بین عناصر و ترکیب های دیگر درون فاز زمینه ایجاد می شود. بنابراین، فاز تقویت کننده با ابعاد ریز و توزیع یکنواختی در زمینه پراکنده می شود. مزیت عمده روش درجا، ترشوندگی مناسب ذرات تقویت کننده توسط مذاب می باشد. در این پژوهش برای تولید کامپوزیت al-al2o3 به روش درجا، از پودر اکسید مس و اکسید روی به عنوان مواد افزودنی به مذاب آلومینیوم خالص استفاده شد. بدین منظور، مخلوط پودری آلومینیوم و اکسید روی پس از فعال سازی مکانیکی، با اکسید مس ترکیب و به مذاب آلومینیوم تزریق گردید. پس از تزریق پودر فعال به عمق مذاب، دوغاب کامپوزیتی حاصل تحت فشار در یک سیستم ریخته گری کوبشی منجمد شد. با واکنش بین این اکسیدها با مذاب، علاوه بر ذرات آلومینا، عناصر مس و روی نیز تولید شدند که حل شدن آنها در مذاب آلومینیوم باعث آلیاژی شدن زمینه گردید. به منظور بررسی دمای شروع واکنش های آلومینوترمیک آکسید روی و اکسید مس در نمونه های پودری فعال شده و همچنین نمونه های مخلوط چندگانه و مقایسه آنها با نمونه های فعال نشده، از روش آنالیز حرارتی دیفرانسیلی استفاده شد. مشاهده شد که با انجام عملیات فعال سازی و همچنین استفاده از مخلوط پودری چندگانه ، دمای واکنش های آلومینوترمیک اکسید روی و اکسید مس بطور چشمگیری کاهش یافت. پارامترهای موثر در روش ریخته گری نمونه های کامپوزیتی با استفاده از نتایج آنالیز فازی سرباره و آنالیز عنصری نمونه های اولیه تولید شده بررسی شدند. برای ارزیابی اندازه و توزیع ذرات آلومینا در نمونه کامپوزیت تولید شده از تصاویر میکروسکوپ الکترونی استفاده شد. مشاهده این تصاویر نشان داد که ذرات آلومینای حاصل از واکنش آلومینیوم با مخلوط چندگانه پودری اکسید روی- اکسید مس در مقایسه با ذرات مشابه حاصل از واکنش آلومینیوم با اکسید روی، بزرگتر و از توزیع بهتری در زمینه برخوردار هستند. برای ارزیابی خواص مکانیکی نمونه های کامپوزیت تولیدی، متناظر با هر نمونه یک نمونه غیرکامپوزیتی با ترکیب شیمیایی یکسان تولید و آزمایش های سختی، فشار وکشش در دمای محیط بر روی نمونه ها انجام شد. خواص مکانیکی نمونه های کامپوزیتی با نمونه غیر کامپوزیتی متناظر آن مقایسه و نتایج نشان داد برای تمامی شرایط استحکام فشاری و کششی و سختی نمونه کامپوزیتی افزایش و درصد افزایش طول کاهش یافت. واژگان کلیدی : کامپوزیت زمینه فلزی، روش درجا، واکنش آلومینیوترمیک، ریخته گری کوبشی، ریزساختار

در این تحقیق، کامپوزیت زمینه آلومینیم با استفاده از تقویت کننده های سیم بلند فولادی دوبعدی با درصدهای حجمی 5/0 و 5/1? به کمک روش نفوذدهی مذاب بدون اعمال فشار اضافی ساخته و مشخصه یابی شد. سیم های فولادی بکار رفته در این پژوهش شامل سیم فولاد زنگ نزن، سیم فولاد ساده کربنی، سیم فولاد آلومینایز شده و سیم فولادی با پوشش ni-p به صورت درهم تنیده و در دوبعد و با مش بندی مختلف بودند. استفاده از سیم های فولاد زنگ نزن به عنوان تقویت کننده به دلیل داشتن مش بندی کوچک با عدم موفقیت همراه بود. مش بندی ریز این سیم ها مانع از انجام کامل نفوذدهی مذاب شد. یکی از مسائل مرتبط با کامپوزیت زمینه آلومینیمی تقویت شده با سیم های فولادی، تشکیل فازهای بین فلزی در فصل مشترک زمینه و الیاف است. خصوصیات مکانیکی کامپوزیت های ساخته شده در این پژوهش در حضور فازهای مختلف در فصل مشترک بررسی شد. به منظور تهیه ی سیم فولادی با پوشش ni-p، پوشش ni-p به روش الکترولس و به ضخامت 8-5 میکرومتر بر روی الیاف فولادی اعمال شد. خواص مکانیکی کامپوزیت های ساخته شده توسط آزمون های کشش و ریزسختی و همچنین مشخصات ریزساختاری آن ها توسط میکروسکوپ های نوری و الکترونی روبشی و همچنین آزمون های آنالیز طیف سنجی تفرق انرژی اشعه ایکس و تفرق اشعه ی ایکس انجام شد. نتایج حاصل از این بررسی ها نشان داد استحکام کششی کامپوزیت های تقویت شده با الیاف پوشش دار ni-p نسبت به زمینه ی آلومینیم خالص بهبود یافته و در عین حال انعطاف پذیری این کامپوزیت افت چندانی نکرده است. کمترین انعطاف پذیدی و بیشترین مقادیر استحکام کششی مربوط به کامپوزیت های تقویت شده با الیاف آلومینایز شده بود. فازهای بین فلزی fe-al که در نتیجه ی تماس fe-al در دمای بالا تشکیل می شوند، فازهایی با سختی و تردی زیاد هستند. از نتایج بررسی های ریزساختاری می توان استنباط نمود که حضور فازهای بین فلزی fe3al، fe2al5 و feal3 در فصل مشترک زمینه/الیاف آلومینایز شده باعث استحکام دهی فصل مشترک شده و در عین حال سختی و شکنندگی فصل مشترک را افزایش می دهند. در مقابل پوشش نازک ni-p در فصل مشترک زمینه/الیاف پوشش دار ni-p مانع از نفوذ اتم ها و تشکیل فازهای یاد شده می شود. اثر این فازها بر استحکام و سختی کامپوزیت با انجام عملیات حرارتی بر روی کامپوزیت تقویت شده با الیاف آلومینایز شده به مدت 6 ساعت و در دمای ?c500 نشان داده شد. کامپوزیت تقویت شده با الیاف آلومینیایز شده که تحت عملیات حرارتی قرار گرفتند بیشترین استحکام تسلیم و نهایی را در بین کامپوزیت های ساخته شده دارا بودند. در نهایت از تحقیق حاضر می توان چنین نتیجه گیری نمود که حضور فازهای بین فلزی fe-al باعث بهبود استحکام و افزایش سختی کامپوزیت شده و انعطاف پذیری را شدیداً کاهش می دهد. از طرف دیگر، حضور پوشش ni-p در فصل مشترک باعث حفظ انعطاف پذیری و بهبود استحکام کامپوزیت نسبت به زمینه ی آلومینیم می شود.

در این تحقیق، کامپوزیت زمینه آلومینیم با استفاده از تقویت کننده های سیم بلند فولادی دوبعدی با درصدهای حجمی 5/0 و 5/1? به کمک روش نفوذدهی مذاب بدون اعمال فشار اضافی ساخته و مشخصه یابی شد. سیم های فولادی بکار رفته در این پژوهش شامل سیم فولاد زنگ نزن، سیم فولاد ساده کربنی، سیم فولاد آلومینایز شده و سیم فولادی با پوشش ni-p به صورت درهم تنیده و در دوبعد و با مش بندی مختلف بودند. استفاده از سیم های فولاد زنگ نزن به عنوان تقویت کننده به دلیل داشتن مش بندی کوچک با عدم موفقیت همراه بود. مش بندی ریز این سیم ها مانع از انجام کامل نفوذدهی مذاب شد. به منظور تهیه ی سیم فولادی با پوشش ni-p، پوشش ni-p به روش الکترولس و به ضخامت 8-5 میکرومتر بر روی الیاف فولادی اعمال شد. خواص مکانیکی کامپوزیت های ساخته شده توسط آزمون های کشش و ریزسختی و همچنین مشخصات ریزساختاری آن ها توسط میکروسکوپ های نوری و الکترونی روبشی و همچنین آزمون های آنالیز طیف سنجی تفرق انرژی اشعه ایکس و تفرق اشعه ی ایکس انجام شد. نتایج حاصل از این بررسی ها نشان داد استحکام کششی کامپوزیت های تقویت شده با الیاف پوشش دار ni-p نسبت به زمینه ی آلومینیم خالص بهبود یافته و در عین حال انعطاف پذیری این کامپوزیت افت چندانی نکرده است. کمترین انعطاف پذیدی و بیشترین مقادیر استحکام کششی مربوط به کامپوزیت های تقویت شده با الیاف آلومینایز شده بود. فازهای بین فلزی fe-al که در نتیجه ی تماس fe-al در دمای بالا تشکیل می شوند، فازهایی با سختی و تردی زیاد هستند. از نتایج بررسی های ریزساختاری می توان استنباط نمود که حضور فازهای بین فلزی fe3al، fe2al5 و feal3 در فصل مشترک زمینه/الیاف آلومینایز شده باعث استحکام دهی فصل مشترک شده و در عین حال سختی و شکنندگی فصل مشترک را افزایش می دهند. در مقابل پوشش نازک ni-p در فصل مشترک زمینه/الیاف پوشش دار ni-p مانع از نفوذ اتم ها و تشکیل فازهای یاد شده می شود. اثر این فازها بر استحکام و سختی کامپوزیت با انجام عملیات حرارتی بر روی کامپوزیت تقویت شده با الیاف آلومینایز شده به مدت 6 ساعت و در دمای ?c500 نشان داده شد. در نهایت از تحقیق حاضر می توان چنین نتیجه گیری نمود که حضور فازهای بین فلزی fe-al باعث بهبود استحکام و افزایش سختی کامپوزیت شده و انعطاف پذیری را شدیداً کاهش می دهد. از طرف دیگر، حضور پوشش ni-p در فصل مشترک باعث حفظ انعطاف پذیری و بهبود استحکام کامپوزیت نسبت به زمینه ی آلومینیم می شود.

آلیاژ هایپریوتکتیک منیزیم- 5% سیلیسیم به دلیل تولید ذرات mg2si در حین فرایند انجماد که نقشی مشابه تقویت کننده را ایفا می-کنند، درگروه کامپوزیت های غیر واکنشگر درجا طبقه بندی می شود. با وجود برخی ویژگی های مطلوب، تشکیل دندریت های درشت و خشن mg2si تحت شرایط معمول ریخته گری، منجر به کاهش خواص مکانیکی از جمله استحکام و چقرمگی محصول شده و کاربرد آن را با محدودیت مواجه ساخته است. بر این مبنا در این پژوهش بهسازی ریز ساختار کامپوزیت درجای mg/mg2si به روش های شیمیایی، تبریدی و ترکیبی از روش های شیمیایی- تبریدی و همچنین تأثیر بهسازی بر مورفولوژی، خواص مکانیکی و سایشی کامپوزیت مذکور مورد مطالعه قرار گرفت. تولید نمون? بهسازی نشده با استفاده از شمش منیزیم خالص تجاری و پودر سیلیسیم، درون کور? الکتریکی مقاومتی و تحت اتمسفر محافظ آرگون انجام شده و در ادامه نمونه های بهسازی شده به صورت مشابه و یا اضافه کردن مقادیر مختلف از دو عنصر بیسموت و روی (0.5– 1.5% وزنی) به مذاب، تولید شدند. تأثیر مقدار هر یک از عناصر بهساز به وسیل? مشاهد? ریز ساختار توسط میکروسکوپ نوری و الکترونی روبشی، آنالیز شیمیایی eds و پراش پرتو ایکس مورد بررسی و ارزیابی قرار گرفت. نتایج آنالیز تصویری حاکی از کاهش انداز? متوسط ذرات mg2si اولیه از بیش از 100 میکرومتر به حدود 20 میکرومتر، تغییر مورفولوژی اکثریت ذرات تقویت کننده از دندریتی به چندوجهی و همچنین توزیع پراکند? آن ها در زمینه به همراه کاهش تجمع در نمونه های حاوی 1% از عناصر بیسموت و روی بود. افزودن بهساز به مقادیر بیش از 1% منجر به پدید? پیچیده و تا حدودی ناشناخت? فرابهسازی که در آلیاژهای آلومینیمی و منیزیمی متداول است شده و با افزایش تعداد ذرات mg2si با مورفولوژی دندریتی و انداز? متوسط آن ها، از تأثیر عنصر بهساز کاسته است. بررسی تأثیر افزایش سرعت سرمایش بر ریزساختار کامپوزیت فوق با استفاده از یک سیستم انجماد جهت دار انجام شد. به منظور بررسی ریزساختار، از هر یک از نمونه هایmg/mg2si ، mg/mg2si +1%biو mg/mg2si +1% znکه به صورت جهت دار ریخته گری شدند، چهار دیسک در راستای طولی شمش ها و با فاصله های مختلف از مبرد تهیه شد. نتایج بررسی ها نشان دهند? تأثیر تقریباً مشابه افزایش سرعت سرمایش با اعمال بهسازی شیمیایی بود. در مقاطع نزدیک به مبرد در نمونه های حاوی 1% بیسموت و 1% روی افزایش سرعت سرمایش به نحو مطلوبی بهسازی شیمیایی را تحت تأثیر قرار داد و نتایج بهتری را حاصل نمود اما چنین اثری در مقاطع بالای شمش که سرعت سرمایش کمتری داشتند، مشاهده نشد. این امر به اثر تضعیف کنند? کاهش سرعت سرمایش بر مکانیزم بهسازی شیمیایی و یا ته نشین شدن عناصر بهساز که دارای چگالی بالایی هستند نسبت داده شد. بررسی سختی، مقاومت به سایش، استحکام کششی و فشاری نمونه ها حاکی از بهبود خواص مکانیکی نمونه های بهسازی شده نسبت به نمونه های بهسازی نشده بود، هرچند میزان این بهبود یکسان نبوده و بسته به ماهیت آزمون مقادیر متفاوتی داشت. حداکثر بهبود به دست آمده مربوط به استحکام فشاری نمونه های بهسازی شده توسط 1% روی در سرعت های انجماد بالا بود که نسبت به نمونه های بهسازی نشده به دست آمد.

چکیده درچند دهه اخیر اثر فعال سازی مکانیکی بر روی احیای کربوترمی هماتیت و نیز تشکیل کاربیدآهن از مخلوط آهن- گرافیت به طور جداگانه مورد بررسی قرار گرفته است. نتایج حاصل از این بررسی ها نشان می دهد که فعال سازی مکانیکی (با آسیاب های پر انرژی) در زمان های بسیار طولانی می تواند منجر به کاهش دمای فرایند احیا و شکل گیری کاربیدآهن از مخلوط آهن- گرافیت شود. از این رو در این تحقیق، اثر فرایند فعال سازی مکانیکی-حرارتی بر احیای کربوترمی هماتیت و تشکیل کاربیدآهن بررسی شده است. بدین منظور در مرحله اول از مخلوط پودری هماتیت- گرافیت به نسبت استوکیومتری برای تشکیل کاربیدآهن استفاده گردید. سپس عملیات آسیاکاری داغ (فعال سازی مکانیکی و حرارتی) در اتمسفر آرگون بر روی مخلوط های پودری هماتیت- گرافیت برای مدت زمان های 3 و 6 ساعت در دماهای 700، 800 و °c 900 انجام گرفت. به منظور مطالعه تغییرات فازی ایجاد شده و مورفولوژی مخلوط پودری در روند آسیاکاری داغ (آسیاب کم انرژی) به ترتیب آزمون های پراش پرتو ایکس و میکروسکوپ الکترونی روبشی بر روی نمونه ها انجام شد. همچنین برای تعیین درصد کمی فازهای تشکیل شده از آزمون های آنالیز تصویری، تیتراسیون، آنالیز احتراقی لکو، آنالیز نقطه ای eds توسط میکروسکوپ الکترونی روبشی و آنالیزهای dta و dsc استفاده شد. آزمون پراش پرتو ایکس نشان داد که با انجام فرایند آسیاکاری داغ در دمای °c 700 برای مدت زمان های 3 و6 ساعت، فاز وستیت ظاهر شد که نشان دهنده احیای هماتیت اولیه به وستیت در نتیجه انجام آسیاکاری داغ در حضور گرافیت می باشد. با انجام فرایند آسیاکاری داغ در دمای °c 800 برای مدت زمان 3 ساعت فاز آهن فلزی نیز به همراه فاز وستیت بوجود آمد و با افزایش مدت زمان آسیاکاری داغ تا 6 ساعت تنها فازهای کاربیدآهن و آهن فلزی تشکیل شد. با انجام فرایند آسیاکاری داغ در دمای oc 900، مدت زمان تشکیل آهن فلزی و کاربیدآهن از 6 به 3 ساعت کاهش یافت. تصاویر میکروسکوپ الکترونی روبشی و آنالیز نقطه ای eds از نمونه های حاصل شده در دماهای 800 و oc 900 نیز دلالت بر تشکیل ساختار پرلیتی به همراه فازهای کاربیدآهن پرویوتکتوئیدی، گرافیت و فریت (در دمای oc 900) در ساختار نمونه ها را دارد. با افزایش زمان آسیاکاری داغ در دمای oc 900 مقادیر بیشتری از کاربیدآهن به فریت وگرافیت تجزیه شد. در مرحله بعدی با افزایش گرافیت به مقدار دو برابر نسبت استوکیومتری در مخلوط پودری، اثر فرایند آسیاکاری داغ بر روی احیای کربوترمی هماتیت و تشکیل کاربیدآهن در دمای oc 900 برای مدت زمان های 5/1، 3 و 6 ساعت بررسی گردید. افزایش مقدار گرافیت در مخلوط پودری باعث افزایش درصد کربن محتوی نمونه های مذکور در مقایسه با نمونه های حاصل شده از نسبت استوکیومتری شد. اعمال سیکل های دمایی در زمان های مختلف در فرایند آسیاکاری داغ (°c 800 و سپس °c 450) باعث افزایش کربن محتوی نسبت به اعمال همین سیکل در دمای °c 900 و °c 450 گردید که این موضوع به علت پایداری بیشتر کاربیدآهن در °c 800 بوده است. بررسی های مذکور نشان داد که سهم واکنش های جامد- جامد در فرایند همزمان فعال سازی مکانیکی و حرارتی نسبت به انجام غیر همزمان آنها بیشتر شده و به همین دلیل در مدت زمان های کم آسیاکاری داغ سرعت واکنش های احیایی افزایش پیدا کرده است. همچنین واکنش های نفوذی کنترل کننده سرعت واکنش تشکیل و تجزیه کاربیدآهن بوده است.

ترکیب بین فلزی mosi2 به دلیل نقطه ذوب بسیار بالا، چگالی نسبتاً پایین، هدایت الکتریکی و حرارتی خوب و مقاومت به اکسیداسیون عالی در دماهای بالاتر از ?c 1000 یکی از مهمترین ترکیبات بین فلزی سیلیسایدی است. با این حال، چقرمگی شکست mosi2 پایین می باشد و برای بهبود آن از ذرات تقویت کننده zro2 استفاده شده است. هدف از این پژوهش، بررسی امکان تشکیل ترکیب بین فلزی mosi2 و کامپوزیت mosi2-zro2 با استفاده از فرایندهای آلیاژسازی مکانیکی و سنتز احتراقی می باشد. ذرات zro2 به دو صورت غیردرجا و درجا (حاصل از واکنش احیای اکسید مولیبدن توسط زیرکونیم) در تولید کامپوزیت mosi2-zro2 مورد استفاده قرار گرفت. واکنش احیای اکسید مولیبدن توسط زیرکونیم توسط فرایند آلیاژسازی مکانیکی مورد بررسی قرار گرفت. آلیاژسازی مکانیکی سه مخلوط پودری mo-si، mo-si-zro2 و mo-si-zr-moo3 تحت شرایط یکسان انجام شد. این سه مخلوط پودری به صورت فشرده تحت فرایند سنتز احتراقی به صورت خودپیش رونده و انفجاری قرار گرفتند. تغییرات فازی و مطالعات ریزساختاری توسط آزمون های پراش پرتو ایکس (xrd)، میکروسکوپ الکترونی روبشی (sem) به همراه طیف سنج توزیع انرژی پرتو ایکس (eds) انجام گرفت. پروفیل های دمایی و سرعت جبهه احتراق نمونه های سنتز احتراقی شده به صورت خودپیش رونده به ترتیب توسط ترموکوپل نوع s و فیلمبرداری از نمونه مورد بررسی قرار گرفت. بر اساس نتایج آنالیز فازی مشخص گردید، احیای اکسید مولیبدن توسط زیرکونیم پس از 6 ساعت آلیاژسازی مکانیکی، با مکانیزم خود پیش رونده صورت می گیرد. تشکیل mosi2 در دو مخلوط پودری mo-si و mo-si-zro2 پس از حدود 20 ساعت آلیاژسازی مکانیکی آغاز و تا 60 ساعت نیز به طور کامل صورت نگرفته است. اما در مخلوط پودری mo-si-zr-moo3 زمان آغاز به حدود 10 ساعت تنزل یافته و با ادامه آن تا زمان حدود 60 ساعت کامپوزیت mosi2-zro2 به طور کامل تشکیل می شود. بررسی های فازشناسی نیز نشان داد که mosi2 تولیدی در هر سه نمونه به صورت فازهای ? و ? می باشند که غالب آن را فاز ? تشکیل می دهد. از طرفی بررسی های مربوط به مکانیزم تشکیل mosi2 در این فرایند نشان داد که مکانیزم غالب از نوع برخورد مکانیکی می باشد. اما مشاهدات فازی و ریزساختاری روی محصولات ناشی از فرایند سنتز احتراقی نشان داد که فاز غالب ?-mosi2 می باشد. همچنین فازهای غنی از مولیبدن و سیلیسیم نیز در نمونه ها وجود داشت که بیانگر غیرتعادلی و کامل نشدن واکنش می باشد. همچنین نتایج حاصل از آنالیز حرارتی dta روی مخلوط mo-si نشان داد که تشکیل mosi2 همواره طی دو مرحله ذوب سیلیسیم و سپس انجام واکنش سنتز احتراقی صورت می گیرد. از طرفی با توجه به نتایج حاصل از آزمون dta روی مخلوط پودری zr-moo3 مشخص گردید که احیای اکسید مولیبدن (moo3) توسط zr تا ?c 800 کامل می شود. لذا، افزودن این مخلوط به مخلوط mo-si (به صورت نمونه mo-si-zr-moo3) نه تنها می تواند در فرایند سنتز احتراقی، منجر به شکل گیری ذرات zro2 شود، بلکه گرمای ناشی از آن نیز، کاهش دمای شروع این فرایند را به همراه خواهد داشت. این در حالی است که با انجام فرایند سنتز احتراقی به صورت انفجاری روی دو نمونه mo-si و mo-si-zr-moo3، دمای شروع واکنش از ?c 1150 به ?c 700 تقلیل یافته است. از اینرو با توجه به این نتایج می توان چنین استنباط نمود که اضافه نمودن مخلوط zr-moo3 به مخلوط پودری mo-si می تواند مکانیزم و سرعت تشکیل mosi2 را طی فرایندهای سنتز احتراقی و آلیاژسازی مکانیکی تحت تأثیر قرار دهد.

مواد نانوکریستال در مقایسه با مواد پلی کریستال درشت دانه ی معمولی، رفتار و ویژگی های منحصربفردی نشان می هند که از آن جمله می توان به ذوب شدن در دماهایی پایین تر اشاره نمود. منشأ اصلی این تفاوت رفتاری با پلی کریستال های درشت دانه، وجود کسر حجمی بالای نواحی مرزدانه ای در مواد نانوکریستال است. از آنجاییکه این نواحی مرزی دارای ساختار و وضعیت های انرژی متفاوت با دانه هستند، بررسی ویژگی های مواد نانوکریستال با استفاده از روابط کلاسیک موجود امکانپذیر نمی باشد. از این رو تحقیق حاضر با بکارگیری مدل های تئوری ترمودینامیکی موجود برای نانوکریستال ها شامل eos، qda و سانگ، به بررسی رفتار پایداری فازی مواد نانوساختار پرداخته است. اما نتایج به دست آمده حاکی از آن است که این مدل ها نمی توانند دمای ذوب مواد نانوکریستال را به طور صحیح پیش بینی نمایند. با وجود اینکه این مدل ها در بررسی ویژگی های ترمودینامیکی مواد نانوکریستال به وفور مورد استفاده قرار گرفته اند، اما تا کنون صحت روابط آنها به لحاظ اصول ترمودینامیکی حاکم بررسی نشده است. از این رو در ادامه اساس ترمودینامیکی روابط مورد بررسی قرار گرفته و عوامل خطا و اشتباهات موجود در این مدل ها شناسایی گردیده است. از جمله مهم ترین این خطاها می توان به فرض نادرست فشار منفی مرزدانه، ناصحیح بودن ترم های وابسته به دما، روابط تئوری مربوط به ظرفیت گرمایی و نیز برخی تقریب های ساده کننده اشاره نمود. وجود این خطاها بیانگر آن است که توصیف رفتار ترمودینامیکی مواد نانوکریستال همچنان به صورت نقطه ای مبهم مستلزم مطالعه و بررسی بیشتر است. از این رو به منظور بررسی رفتار ذوب شدن نانوکریستال های آلومینیم (به عنوان یک نمونه ی فلزی)، روش شبیه سازی دینامیک مولکولی به کار گرفته شده است. نتایج شبیه سازی حاکی از آن است که برای نانوکریستال های با اندازه دانه ی میانگین nm 14 و بالاتر، دمای ذوب ثابت و مشابه با دمای ذوب پلی کریستال درشت دانه می باشد. اما با کاهش اندازه دانه ی میانگین، دمای ذوب به میزان قابل توجهی نسبت به دمای ذوب پلی کریستال درشت دانه کاهش می یابد، به گونه ای که برای نانوکریستال آلومینیم با اندازه دانه ی میانگین nm 2، نقطه ذوب نسبت به نقطه ذوب پلی کریستال درشت دانه حدود 30% کاهش یافته است. علاوه بر این با کاهش بیشتر اندازه دانه به مقادیر حدود سه برابر پارامتر شبکه ی آلومینیم، رفتار ذوب مشابه با فاز آمورف می باشد. همچنین مشاهده شده است که با کاهش اندازه دانه ی نمونه های نانوکریستال، گرمای نهان ذوب نیز کاهش می یابد. از آنجاییکه به نظر می رسد این رفتارها مربوط به کسر حجمی بالای مرزدانه ها در مواد نانوکریستال باشد، با استفاده از روش آنالیز لایه ای اتم ها، اتم های موجود در نواحی مختلف نمونه های نانوکریستال، جداسازی و رفتار ذوب در نواحی مختلف مرزدانه ای به طور مجزا مورد بررسی قرار گرفته است. نتایج نشان می دهند که بی نظمی های موجود در نواحی مرزدانه ای منجر به ایجاد ساختار مشابه با مایع در دماهایی پایین تر از دمای ذوب نانوکریستال و در نتیجه پیش ذوب شدن این نواحی گردیده است. تصاویر لحظه ای نمونه ی نانوکریستال شبیه سازی شده در دماهای مختلف نشانگر آن است که بی نظمی های ساختاری در حالت جامد منجر به ذوب موضعی در نواحی مرزی گردیده است. لذا مشخص شده که در مواد نانوساختار، فرایند ذوب شدن ابتدا از نواحی اتصال چهارگانه (یا بالاتر) (vn) و سه گانه (tj) به طور ناپیوسته شروع شده و با گسترش به نواحی اتصال دو گانه (gb)، به داخل دانه ها پیشروی و منجر به ذوب کامل نانوکریستال می گردد. بنابراین چنین استنباط می شود که روش های شبیه سازی دینامیک مولکولی، به خوبی می توانند به عنوان روش هایی قدرتمند در بررسی رفتار پایداری فازی مواد در مقیاس نانو مورد استفاده قرار گیرند.

تولید آهن و آلیاژهای آن به ویژه فولاد به دلیل کاربرد گسترده ی آن همواره مورد توجه بوده و فرایندهای مربوط به آن، موضوع پژوهشی بسیاری از محققین بوده است. مهم ترین روش تولید فولاد خام جهان از مسیر کوره بلند می باشد. سینترسازی یک فرایند مهم و کلیدی در تولید آهن خام از طریق کوره بلند محسوب می شود به طوریکه بنا به تکنولوژی کوره بلند بین 50 تا 70 درصد از بار مواد آهن دار در کوره بلند را سینتر تشکیل می دهد. در این تحقیق یک مدل دو بعدی غیر دائم با در نظر گرفتن مکانیزم های شیمیایی مبسوط به منظور شبیه سازی فرایند سینترینگ سنگ آهن ارائه شده است. مکانیزم های شیمیایی شامل اکسیداسیون و گازی شدن کُک، تجزیه ی سنگ آهک، اکسیداسیون و احیای سنگ آهن، تبخیر و چگالش آب، ذوب و انجماد بستر، تجزیه ی کربنات ها و واکنش های همگون در فاز گاز می باشد. شبیه سازی فرایند با استفاده از روش های حجم محدود بر پایه ی فشار انجام شد. نتایج شبیه سازی ها برای یک پات سینترسازی نشان دهنده ی بهبود نتایج شبیه سازی ها با در نظر گرفتن مکانیزم های شیمیایی مبسوط می باشد. با استفاده از نتایج شبیه سازی ها و تغییرات دما و غلظت گونه ها در طول بستر، بستر سینترسازی به پنج ناحیه ی تقسیم شد. همچنین اثر پارامترهای موثر بر سینتیک واکنش های شیمیایی شامل اندازه ی ذرات کک، سرعت هوای ورودی، اندازه ی ذرات سنگ آهک و میزان کک در بار بستر بر کیفیت و مدت زمان فرایند سینترینگ مورد بررسی قرار گرفت. اثر پارامترهای سینتیکی بر روی جبهه ی احتراق در نقاط مختلف بستر به سادگی قابل پیش بینی نیست، به طوری که در برخی از نقاط بستر منجر به کاهش دمای جبهه ی احتراق و در برخی نقاط منجر به افزایش دمای آن می شوند. با افزایش اندازه ی ذرات کک کیفیت سینتر تولیدی کاهش می یابد و مدت زمان فرایند افزایش می یابد. کاهش بیش از حد اندازه ی ذرات سنگ آهک باعث کاهش میزان سنگ آهک تجزیه شده و کاهش کیفیت سینتر می شود. با افزایش سرعت هوای ورودی مدت زمان فرایند سینترینگ به طور محسوسی کاهش می یابد. تغییرات میزان کک در بار بستر می تواند بر روی مدت زمان فرایند چندان موثر نباشد ولی به طور قابل ملاحظه ای بر کیفیت سینتر تولیدی و مصرف کک اثر گذار است. در نهایت اثر جایگزینی کک با آنتراسیت به عنوان سوخت بر فرایند سینترسازی مورد بررسی قرار گرفت. جایگزینی کک با آنتراسیت می تواند کیفیت سینتر تولیدی را به طور قابل ملاحظه ای کاهش دهد ولی با کاهش اندازه ی آنتراسیت کیفیت سینتر تولیدی افزایش می یابد.

امروزه مواد نانوکریستال به علت خواص مکانیکی و فیزیکی منحصر به فرد خود، مورد توجه بسیاری از محققین قرار گرفته اند. علت این خواص متفاوت، اندازه دانه ی بسیار کم این مواد (زیر 100 نانومتر) می باشد که خود باعث ایجاد کسر بالای نواحی مرزدانه ای می شود. حفظ چنین خصوصیاتی در گرو ثابت نگه داشتن اندازه دانه(در مقیاس نانو) این مواد است که به علت وجود فرآیندهایی مثل تنش زدایی، مهاجرت مرزدانه و رشد دانه تحت تاثیر قرار می گیرد. از طرفی نفوذ در خود به عنوان عاملی اثرگذار در این تحولات ساختاری شناخته شده است. از اینرو درک صحیح از نفوذ در خود می تواند در حفظ خصوصیات این-گونه مواد راهگشا باشد. بدلیل مشکلات فراوان بررسی آزمایشگاهی این فرآیند، لزوم بکارگیری روش های شبیه سازی احساس می شود. لذا در این پژوهش از روش شبیه سازی دینامیک مولکولی جهت بررسی نفوذ در خود در نانوکریستال آهن استفاده شده است. بدلیل مشکلات فراوان جداسازی قسمت های مختلف نانوکریستال و نیز تحولات ساختاری حین بررسی فرآیند نفوذ، تلاش های محدودی در شبیه سازی نانوکریستال حاوی دانه هایی با اندازه ی واقعی صورت گرفته است. همچنین به دلیل تفاوت ماهیتی فرآیند نفوذ در قسمت های مختلف مرزدانه مانند نواحی برخورد سه گانه و چهارگانه، لزوم بررسی دقیق این نواحی در نانوکریستال با ابعاد واقعی احساس می شود. در این پژوهش با ارائه روشی برای جداسازی قسمت های مختلف نانوکریستال و نیز استفاده از تمهیداتی جهت حداقل کردن اثرات تغییرات ساختاری، ضریب نفوذ برای این قسمت ها در دماها و اندازه دانه های مختلف محاسبه گردید. همچنین با استفاده از ضرایب نفوذ در دماهای مختلف، انرژی فعالسازی و پیش فاکتور نفوذ برای قسمت-های مختلف نانوکریستال آهن محاسبه گردید. بر این اساس مشخص شد ضریب نفوذ در دانه مقادیر کمتری را نسبت به کل نانوکریستال و مرزدانه دارد. همین طور ضریب نفوذ در مرزدانه مقادیر کمتری نسبت به ضریب نفوذ در خطوط برخورد سه گانه در دماها واندازه دانه های مختلف دارد. با تغییر اندازه دانه، ضریب نفوذ اجزای مرزدانه تغییر محسوسی ندارند اما مقادیر مربوط به دانه و کل نانوکریستال با افزایش اندازه دانه کاهش می یابند. انرژی فعالسازی و پیش فاکتور نفوذ وابسته به جزء مورد بررسی رفتار متفاوتی دارند. به طوری که قسمت های مختلف مرزدانه انرژی فعالسازی تقریبا مشابهی دارند اما پیش فاکتور نفوذی در نقاط برخورد سه گانه مقادیر بالاتری را داراست. در اجزای مختلف نانوکریستال، با افزایش اندازه دانه انرژی فعالسازی و پیش فاکتور نفوذی افزایش می یابند. جهت علت یابی تغییرات انرژی فعالسازی، توزیع حجم در قسمت های مختلف نانوکریستال مورد بررسی قرار گرفت و مشخص گردید ارتباط مستقیمی بین حجم اضافی و انرژی فعالسازی نفوذ وجود دارد. در نهایت مشخص گردید به دلیل کسر بالای نواحی مرز دانه ای در نانوکریستال آهن، انرژی فعالسازی نفوذ در خود در این مواد، پایین تر از پلی کریستال درشت دانه ی است و این فرآیند در این گونه مواد با سرعت بسیار بالاتری اتفاق می افتد.

امروزه مواد نانوکریستال به دلیل خواص ویژه و منحصربه فردشان مورد توجه محققین واقع شده اند. در این گروه از مواد کسر بالایی از اتم ها نسبت به مواد پلی کریستال درشت دانه در مرزهای دانه واقع شده اند و به این دلیل که مرزدانه انرژی بیشتری نسبت به ساختار درون دانه دارد، در این دسته از مواد انرژی ناشی از مرزدانه بسیار بالا بوده و تمایل بسیار شدیدی به رشد دانه از خود نشان می دهند. با رشد دانه ها و خارج شدن آن ها از ابعاد نانومتری خواص مطلوب این مواد از بین می رود. از طرفی میزان بالای مرزدانه در این مواد باعث می شود که از تأثیرات و خواص مرزدانه در رفتار ترمودینامیکی مواد نانوساختار نتوان چشم پوشی کرد و به همین دلیل مدل هایی برای توصیف رفتار ترمودینامیکی مواد نانوکریستال ارائه شده است. برای بررسی فرایند رشد دانه ها در این دسته از مواد و یافتن روش هایی برای پایداری دانه های مواد نانوکریستال در برابر رشد باید از این مدل ها استفاده نمود. مدل eos، مدل qda و مدل song مدل های ترمودینامیکی طراحی شده برای توصیف رفتار ترمودینامیکی فلزات نانوساختار به صورت خالص می باشند. این مدل ها نشان می دهند که در زیر اندازه دانه ای که به آن اندازه دانه بحرانی گفته می شود تمایل به رشد دانه در ساختار از بین می رود. بنابراین یکی از روش های جلوگیری از رشد دانه ها در مواد نانوکریستال و حفظ خواص ویژه آن ها و فراهم آوردن امکان به کارگیری آن ها در مقاصد کاربردی، کوچک کردن ابعاد دانه های آن ها تا زیر اندازه دانه بحرانی است. اما از آن جا که اندازه دانه بحرانی معمولاً بسیار کوچک است، یافتن روش هایی برای افزایش اندازه دانه بحرانی ضروری به نظر می رسد. یکی از این روش ها استفاده از اتم های عنصر ثانویه در ساختار فلز خالص، و کاهش انرژی مرزهای دانه توسط آن ها می باشد. از بین مدل های ارائه شده تنها مدل سانگ با اعمال تغییراتی ادعا می کند که قادر به پیش بینی رفتار ترمودینامیکی آلیاژهای فلزی در مقیاس نانومتری است. اما بررسی دقیقی روی قابلیت این مدل برای پیش بینی صحیح رفتار ترمودینامیکی آلیاژها در مقیاس نانو انجام نگرفته است. در این تحقیق با استفاده از شبیه سازی دینامیک مولکولی سعی در بررسی و ارزیابی توانایی این مدل در پیش بینی اندازه دانه بحرانی در آلیاژ آلومینیم-منیزیم می باشد. با استفاده از شبیه سازی دینامیک مولکولی در آلیاژ فوق رفتار نفوذی منیزیم و آلومینیم بررسی و همچنین با توجه به تغییرات حاصل در انرژی ساختار آلومینیم با اندازه دانه نانومتری در اثر ورود اتم های منیزیم به آن، تأثیر ورود این اتم ها بر رشد دانه آلومینیم مطالعه شده و اندازه دانه بحرانی محاسبه گردید. نتایج نشان می دهد که اتم های منیزیم پس از ورود به ساختارآلومینیم به سمت مرزهای دانه رفته و با کاهش انرژی مرزدانه امکان پایداری دانه ها در برابر رشد را فراهم می نمایند. به علاوه با برقراری پیوندهای قوی در ساختار آلومینیم و نیز کاهش ضریب نفوذ اتم های آلومینیم فرایند رشد دانه را کنترل می کنند. پس از مقایسه نتایج حاصل از شبیه سازی دینامیک مولکولی و اندازه دانه بحرانی محاسبه شده توسط آن با محاسبات انجام گرفته توسط مدل سانگ دیده می شود این مدل در پیش بینی رفتار آلیاژها در مقیاس نانو توانایی چندانی ندارد. پس از آن با انجام شبیه سازی روی آلیاژ مس-زیرکنیم مشاهده شد که نتایج بدست آمده با نتایج حاصل از شبیه سازی آلیاژ آلومینیم-منیزیم مطابقت دارد. نتایج حاصل از شبیه سازی دینامیک مولکولی نشان داد که با انتخاب صحیح عنصر دوم می توان اندازه دانه بحرانی را در دماهای مختلف افزایش د

فوم های فلزی به خاطر خواص فیزیکی و مکانیکی منحصربفردشان به شدت مورد توجه قرار گرفته اند. این ساختارها از روش های گوناگونی قابل تولید می باشند که روش گازار یکی از این روش ها بوده و در مقایسه با سایر روش های تجاری معمول امکان کنترل موثر میزان تخلخل، اندازه و جهت گیری حفره را فراهم می کند. استفاده از روش گازار به علت شرایط عملیاتی ویژه و همچنین هزینه بالای تولید بسیار محدود گردیده است. اخیراً تحقیقاتی به منظور ساخت فوم هایی با مشخصات ساختارهای گازار از جنس فلزات گوناگون با استفاده از روش تجزیه حرارتی انجام شده است. با توجه به پتانسیل کاربردی فلز منیزیم در صنایع مختلف، در این پژوهش ساخت فوم گازار منیزیمی با استفاده از تجزیه حرارتی دو نوع الیاف پلیمری به نام های ویسکوزریون با فرمول مولکولی c6h10o5 و پلی پروپیلن با ترکیب شیمیایی c3h6 در فشار اتمسفر مورد مطالعه قرار گرفت. شناسایی عوامل فوم زای انتخابی از نظر ترکیب شیمیایی، روند تجزیه در اثر افزایش دما و همچنین آنالیز گازهای حاصل از تجزیه در اتمسفرهای محیط و آرگون به کمک آزمون های پراش پرتو ایکس (xrd)، آنالیز حرارتی (dta و tg) و طیف سنجی مادون قرمز (ft- ir) صورت گرفت. در این روش، تشکیل حفره در اثر انحلال هیدروژن حاصل از تجزیه حرارتی عوامل فوم زای پلیمری در منیزیم به صورت موثر اتفاق می افتد. تأثیر مقدار عامل فوم زا بر ساختار فوم های ایجاد شده از نظر میزان تخلخل و قطر متوسط حفره با استفاده از نرم افزار آنالیز تصویری (clemex) مورد بررسی قرار گرفت. با افزایش مقدار عامل فوم زا درصد تخلخل ابتدا تا یک حد ماکزیمم افزایش یافته ولی پس از آن بهبودی مشاهده نگردید که علت آن عدم تغییر میزان حلالیت هیدروژن در فاز مذاب بیش از یک مقدار مشخص می باشد. قطر متوسط حفره در اثر افزایش مقدار عامل فوم زا چندان تغییر نکرده و دارای مقادیر نسبتاً ثابتی است. بالاترین میزان تخلخل ایجاد شده با استفاده از الیاف ویسکوزریون حدود52% و این مقدار برای الیاف پلی پروپیلن در حدود 23% می باشد که بالاتر بودن میزان تخلخل ایجاد شده در اثر استفاده از الیاف ویسکوزریون به علت تشکیل سرباره ویسکوز بر روی سطح مذاب است. در اثر تشکیل سرباره، فشار جزئی گاز در مذاب افزایش یافته و در نتیجه منجربه افزایش میزان انحلال گاز می گردد و به این ترتیب تولید ساختارهایی با میزان تخلخل بیشتر ممکن خواهد بود. اما در فرایند ساخت فوم با استفاده از الیاف پلی پروپیلن به دلیل عدم تشکیل سرباره موثر بر روی سطح مذاب هیچ عاملی برای جلوگیری از فرار گاز از مذاب وجود نداشته و میزان تخلخل کاهش خواهد یافت. بنابراین این نتیجه به دست می آید که فرایند ساخت فوم با استفاده از الیاف ویسکوزریون امکان تولید مقادیر بیشتر تخلخل نسبت به روش استفاده از الیاف پلی پروپیلن را فراهم می آورد.

آلومینیم و آلیاژهای آن پس از فولاد پرمصرف ترین آلیاژهای فلزی هستند. آلیاژ آلومینیم 5086 دارای ویژگی هایی از جمله عدم قابلیت عملیات حرارتی سختی رسوبی، قیمت پایین، استحکام به وزن نسبتا بالا، مقاومت به خستگی بالا، مقاومت به خوردگی عالی در برابر آب شور، شکل پذیری خوب و جوش پذیری مناسب می باشد. مهمترین ویژگی فرایندهای تغییر شکل شدید پلاستیکی، اعمال کرنش بسیار زیاد به قطعه بدون ایجاد تغییر در سطح مقطع آن می باشد. در میان این فرایندها روش اکستروژن در کانال های هم مقطع زاویه دار به دلیل قابلیت تولید قطعه و امکان تولید تجاری و صنعتی بیشتر از سایر روش ها مورد توجه قرار گرفته است. در این پژوهش، فرایند ecap بر روی آلیاژ آلومینیم 5086 تا 10 عبور در دمای 150 درجه سانتی گراد در دو مسیر چرخش a و bc و در قالب با زاویه 120 درجه انجام شد. به منظور ارزیابی خواص مکانیکی نمونه های این آلیاژ از آزمون های کشش تک محوری و سختی سنجی استفاده شد. سطح شکست نمونه های کشش توسط میکروسکوپ الکترونی روبشی (sem) مورد بررسی قرار گرفت. بافت نمونه ها به کمک دستگاه پراش پرتو ایکس (xrd) و مقایسه نتایج الگوی پراش نمونه ها و محاسبه پارامتر بافت ارزیابی شد. ریزساختار نمونه ها با تصاویر میکروسکوپ الکترونی روبشی مجهز به سیستم ebsd ارزیابی شد. نتایج حاکی از آن بود که سختی نمونه ها در عبورهای اولیه از فرایند در هر دو مسیر با افزایش قابل توجهی (از 62 ویکرز به 107 ویکرز با 2 مرتبه عبور از مسیر bc) روبه رو بودند و در ادامه با افزایش تعداد عبور، نرخ افزایش سختی کم شد و در مقطعی نیز در مسیر a سختی کاهش یافت. استحکام کششی نمونه ها (از mpa 267 به mpa 316 با 2 مرتبه عبور از مسیر bc) نیز روندی مشابه سختی داشت، گرچه نوسانات آن در عبورهای بالاتر بیشتر بود. درصد ازدیاد طول نمونه ها با عبور اول از فرایند با کاهش چشمگیری روبه رو شد به طوریکه از 7/34 درصد به 4/22 درصد رسید و در ادامه نرخ کاهش درصد ازدیاد طول کم شد. تصاویر سطح شکست نمونه های کشش نشان دهنده افزایش تعداد حفره ها و در نتیجه ریز شدن آن ها متناسب با افزایش تعداد عبور است. مطالعات بافت در نمونه ها نشان داد که صفحات (220) بافت غالب نمونه های ecap شده را تشکیل داده اند، گرچه بافت غالب نمونه اولیه صفحات (111) و (311) بوده است. تصاویر ریزساختار بیانگر این بود که اندازه دانه از حدود 20 میکرون در نمونه اولیه به کمتر از یک میکرون در نمونه 6 مرتبه عبور داده شده از قالب در مسیر bc رسیده است. ریز شدن دانه ها با تئوری تفکیک دانه ها و شکل گیری مرزهای با زاویه زیاد و همچنین پدیده بازیابی و تبلور مجدد دینامیکی قابل توجیه می باشد. به نظر می رسد با توجه به نتایج، نمونه 4 مرتبه عبور داده شده از قالب در مسیر bc با سختی 111 ویکرز و استحکام کششی 337 مگاپاسکال و درصد ازدیاد طول 21 درصد بهترین نتایج خواص مکانیکی و ریزساختار را دارد. در این نمونه با توجه به افزایش سختی و استحکام، درصد ازدیاد طول در حد مناسبی است که منطبق با هدف اصلی این پروژه یعنی افزایش استحکام آلیاژ با جلوگیری از کاهش زیاد انعطاف پذیری نسبت به روش های دیگر شکل دهی می باشد.

روش متداول برای استخراج مولیبدن، تولید از طریق تشویه و احیاء با گاز هیدروژن می باشد. این روش از محدودیت هایی برخوردار است. در این پژوهش، تأثیر آلومینیم و فعال سازی مکانیکی بر احیای کربوترمی مولیبدنیت در حضور آهک مورد بررسی قرار گرفت. بدین منظور، مقدار 5 درصد وزنی آلومینیم به مخلوط پودری مولیبدنیت-آهک-گرافیت با نسبت استوکیومتری (1:2:2) اضافه گردید. سپس فعال سازی مکانیکی مخلوط پودری در اتمسفر آرگون توسط آسیاب گلوله ای سیاره ای و مدت زمان های متفاوت (0 تا 10 ساعت) انجام شد. به منظور بررسی اثر حضور آلومینیم و کار مکانیکی بر نمونه ها، با استفاده از آزمون آنالیز حرارتی هم زمان (sta)، نمونه ها در اتمسفر آرگون و با سرعت °c/min 10 تحت عملیات حرارتی قرار گرفتند. آزمون پراش پرتو ایکس برای نمونه ها قبل و بعد از آسیاب کاری انجام شد. نتایج نشان داد انجام آسیاب کاری به مدت 5 ساعت وبیشتر قبل از عملیات حرارتی سبب تشکیل مولیبدن و سولفید آلومینیم در محفظه آسیاب و بعد از عملیات حرارتی علاوه بر احیای مولیبدنیت، سبب تولید کاربید آلومینیم می گردد. نتایج به دست آمده در مورد اندازه دانه و کرنش ساختاری ذرات مولیبدنیت نشان داد با انجام فرایند آسیاب-کاری، اندازه دانه مولیبدنیت کاهش و کرنش ساختاری افزایش می یابد. منحنی های کسر انجام واکنش برحسب دما نشان داد دمای شروع واکنش برای هردو نمونه بدون آسیاب کاری، بدون آلومینیم و حاوی 5 درصد آلومینیم °c 1040بوده و دمای پایان واکنش برای نمونه حاوی آلومینیم نسبت به نمونه بدون آلومینیم حدود °c260 کاهش یافته است. همچنین دمای شروع و پایان واکنش برای نمونه 10 ساعت کار مکانیکی شده ، حاوی 5 درصد وزنی آلومینیم نسبت به نمونه حاوی 5 درصد آلومینیم و بدون کار مکانیکی°c 90 کاهش داشته است. به عبارت دیگر حضور آلومینیم، هرچند تأثیر زیادی بر دمای شروع واکنش نداشته اما سرعت واکنش را به میزان قابل توجهی افزایش داده است. سینتیک احیای کربوترمی مولیبدنیت در شرایط غیر همدما با استفاده از روش برازش مدل کوتز- ردفرن و روش های برازش مدل اوزاوا (fwo)، کسینجر(kas) و استارینک، بررسی و مشخص گردید در احیای کربوترمی مولیبدنیت در حضور آلومینیم مانند مخلوط بدون آلومینیم، انجام واکنش بودوارد کندترین مرحله و کنترل کننده سرعت واکنش احیاء است. البته در حضور آلومینیم در دماهای پایین واکنش احیاء در حالت جامد به میزان ناچیزی انجام شده، همچنین واکنش بودوارد در دماهای پایین تری فعال می گردد. سپس واکنش احیای فاز میانی مولیبدات کلسیم توسط مونوکسید کربن حاصل از واکنش بودوارد انجام می شود. مدل حاکم بر واکنش نیز مدل کنترل شیمیایی f1 تعیین شد. مقدار انرژی اکتیواسیون در نمونه 10 ساعت آسیاب کاری kcal/mol 5/44 و مقدار ضریب پیش نمایی min-11012×26/2 محاسبه گردید.

کامپوزیت های زمینه آلومینیمی 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 آلومینیمی، روش درجا می باشد که در آن فاز تقویت کننده از طریق انجام واکنش های شیمیایی بین عناصر یا بین عناصر و ترکیب های دیگر درون فاز زمینه ایجاد می شود. در این تحقیق برای تولید کامپوزیت آلومینیم- آلومینای ذره ای به روش درجا، پودر سولفات آلومینیم پس از فعال سازی مکانیکی به مذاب آلومینیم خالص تزریق شد. انجام فعال سازی مکانیکی باعث کاهش دمای تجزیه سولفات آلومینیم از c°950 به حدود دمای ذوب آلومینیم شد که علت آن کاهش اندازه دانه های کریستالی، افزایش کرنش شبکه و افزایش سطح ویژه بود. رفتار سینتیکی واکنش تجزیه سولفات آلومینیم از روی داده های وزن سنجی حرارتی (tg) تحت شرایط غیرهم دما مورد مطالعه قرار گرفت. اگر چه مکانیزم واکنش تجزیه سولفات آلومینیم در اثر فعال سازی مکانیکی تغییر نکرد، ولی مقدار انرژی اکتیواسیون با افزایش زمان فعال سازی کاهش یافت. در اثر تجزیه سولفات آلومینیم در مذاب، علاوه بر ذرات آلومینا، گاز so3 نیز ایجاد گردید که بدون ایجاد تغییر در ترکیب شیمیایی مذاب از آن خارج شد. برای ارزیابی اندازه و توزیع ذرات آلومینا در نمونه های کامپوزیتی ساخته شده از تصاویر میکروسکوپ الکترونی روبشی استفاده شد. این تصاویر نشان داد که با افزایش سرعت همزدن مذاب، توزیع ذرات بهبود یافته است و اندازه متوسط آن ها حدود یک میکرون بوده است. برای ارزیابی خواص مکانیکی کامپوزیت های تولیدی آزمایش های سختی، سایش پین بر دیسک و کشش انجام شد. کاهش وزن نمونه ها پس از مسافت 100 متر سایش تحت بار 4 نیوتن از حدود 1/10 میلی گرم برای نمونه غیر کامپوزیتی به حدود 5 میلی گرم برای نمونه کامپوزیتی حاوی 16 درصد ذرات آلومینا کاهش یافت. با افزایش درصد فاز آلومینا استحکام تسلیم و استحکام کششی نهایی نمونه ها افزایش یافت ولی درصد ازدیاد طول اندکی کاهش پیدا کرد.

در سال های اخیر کاربید آهن به عنوان یک ماده جدید برای استفاده در فولاد سازی به عنوان یک منبع کربن دار مورد توجه قرار گرفته ا ست. علت این امر می تواند ناشی از خصوصیات ارزنده سمنتیت نظیر غیر آتش زا بودن، سهولت در حمل و نقل و انبارداری، دارا بودن مقادیر زیاد کربن به عنوان یک منبع گرمایی، می باشد. کاربید آهن از لحاظ ترمودینامیکی یک ماده شبه پایدار بوده و می تواند به آهن فلزی و گرافیت تجزیه شود. از اینرو در دهه های اخیر تحقیقات قابل ملاحظه ای روی عوامل موثر بر پایداری آن انجام شده ا ست. مهمترین این عوامل دما، اتمسفر گازی، نوع کانه مصرفی و افزودنی ها می باشند. در میان افزودنی ها تاثیر منگنز و اکسید منگنز کمتر مورد توجه قرار گرفته ا ست. از اینرو در این پژوهش تاثیر افزودنی منگنز و اکسید منگنز بر تشکیل و پایداری سمنتیت طی فرایند احیا و کربوراسیون کانی آهنی مورد بررسی قرار گرفته شد. در ابتدا پودر هماتیت با نسبت های 5 و 10 درصد وزنی منگنز و اکسید منگنز، و 10 درصد نفتا به عنوان چسب سرد ، به طور کامل با یکدیگر مخلوط شدند. نمونه های خام با قطر 9 و ارتفاع 5 میلی متر با نیروی اعمالی 500 نیوتن توسط پرس فشرده شده و سپس در دمای c°900 به مدت 4 ساعت زینتر شدند. فرایند های احیا و کربوراسیون بطور پیوسته در دمای c°750 در راکتور احیا با بستر ثابت توسط مخلوط گازی 30%ch4 - 10%ar 60%h2 - برای زمان های مختلف انجام گرفت. نتایج آنالیز وزنی نمونه های فرایند احیا و کربوراسیون حاکی از آن بود که ابتدا هماتیت به آهن احیا شده و در ادامه کربوره می شود. با در در نظر گرفتن آنالیز وزنی و فازی می توان گفت که پس از زمان 5 دقیقه اعمال فرایند احیا و کربوراسیون بر نمونه های هماتیتی، بیش از 95 درصد وزنی آهن تشکیل شده است. آهن تشکیل شده به عنوان کاتالیزور شکست متان و ایجاد کربن اتمی و فعال سبب آغاز فرایند کربوراسیون با نرخ قابل ملاحظه ای در این زمان می گردد. افزایش زمان فرایند، کسر سمنتیت تشکیل شده را افزایش می دهد، بگونه ای که در زمان 15 دقیقه حداکثر میزان کاربید تشکیل می-گردد. بررسی انجام شده بر روی نمونه های حاوی افزودنی منگنز نشان داد که این عنصر نرخ احیا را افزایش می دهد. این درحالی ا ست که افزودنی اکسید منگنز تاثیری عکس منگنز دارد. افزایش درصد منگنز از 5 به 10 درصد تاثیر قابل توجه ای در سرعت احیا نداشته، در حالیکه در نمونه های شامل اکسید منگنز این تاثیر قابل ملاحظه ای می باشد. تاثیر این افزودنی ها بر تشکیل و پایداری سمنتیت به گونه ای ا ست که منگنز سرعت تشکیل و پایداری را افزایش می دهد و اکسید منگنز تنها سبب پایدارتر شدن سمنتیت می-گردد. همچنین نتایج نشان داد که افزودن منگنز سبب افزایش سرعت احیا و کربوراسیون و اکسید منگنز سبب کاهش آن می شود. نتایج حاصل از بررسی ریز ساختاری نشان داد که مورفولوژی کاربید تشکیل شده در نمونه های خالص از نوع لایه ای و حجیم است. در عین حال منگنز و اکسید منگنز سبب تغییر این مورفولوژی به کروی ریز می گردد.

در این پژوهش تاثیر سطح ویژه کنسانتره مگنتیتی شرکت معدنی و صنعتی گل گهر بر خواص گندله تولیدی و جایگزینی چسب بنتونیت با ترکیبات بور به منظور کاهش مصرف بنتونیت مورد بررسی قرار گرفته است. به منظور بررسی تاثیر سطح ویژه، از کنسانتره مگنتیتی گل گهر با سطوح ویژه 1850، 2050، 2250 و 2400 سانتیمتر مربع بر گرم، 0.7 درصد وزنی بنتونیت، 8.5 درصد وزنی آب و 0.03 درصد وزنی هیدروکسید سدیم استفاده شد. با بررسی خواص گندله های خام و پخته شده، سطح ویژه مناسب کنسانتره انتخاب شد. با انتخاب سطح ویژه مناسب، به منظور کاهش مصرف بنتونیت از درصدهای مختلف اکسید بور استفاده شد و مقدار مطلوب بنتونیت تعیین شد. از کلمانیت بعنوان یکی از ترکیبات حاوی اکسید بور در دو حالت کلسینه شده و کلسینه نشده با درصدهای مختلف به همراه بنتونیت استفاده شد. نتایج حاصل نشان داد که با افزایش سطح ویژه کنسانتره مگنتیتی، استحکام فشاری گندله های خام و پخته افزایش یافته در حالیکه درصد تخلخل و احیا پذیری گندله های پخته کاهش می یابد از اینرو سطح ویژه کنسانتره مگنتیتی با مقدار 2050cm2/g، بعنوان سطح ویژه مناسب انتخاب گردید. استحکام فشاری تر گندله های خام با افزایش اکسید بور ابتدا افزایش و سپس کاهش یافت. استفاده از اکسید تاثیر عمده ای بر استحکام فشاری گندله های پخته از خود نشان داد، بطوریکه استفاده از 0.8 درصد وزنی اکسید بور سبب افزایش 36 درصدی استحکام فشاری گندله¬های پخته گردید. استفاده از 0.4 درصد اکسید بور سبب افزایش 11 درصدی تخلخل گندله¬های پخته گردید و در ادامه با افزایش درصد اکسید بور میزان تخلخل کاهش یافت و درصد احیا برای گندله-های تولید شده با 0.4 درصد اکسید بور به همراه 0.5 درصد بنتونیت بیشتر از سایر گندله ها بدست آمد. بنابراین 0.5 درصد بنتونیت بعنوان مقدار بهینه بنتونیت انتخاب گردید. نتایج نشان داد که استفاده از کلمانیت کلسینه نشده سبب کاهش شدید استحکام فشاری گندله های پخته شده می¬گردد و استفاده از کلمانیت کلسینه نشده بعنوان چسب در گندله سازی سنگ آهن، مستلزم کلسینه کردن کلمانیت می باشد. افزایش درصد کلمانیت کلسینه شده بدون بنتونیت، سبب افزایش استحکام فشاری سرد گردید. همچنین میزان تخلخل و احیا پذیری گندله های پخته شده با کلمانیت کلسینه شده بیشتر از گندله های تولید شده با کلمانیت کلسینه شده به همراه 0.5 درصد بنتونیت حاصل شد. خواص گندله های خام تولید شده با کلمانیت کلسینه شده کمتر از حداقل مقدار مورد نیاز بدست آمد و استفاده ترکیبی از کلمانیت کلسینه شده و بنتونیت، سبب افزایش قابل توجهی در استحکام فشاری گندله های خام و پخته گردید. نتایج حاصل نشان داد که کاهش مصرف بنتونیت از 0.7به 0.5 درصد و جایگزینی آن با 0.25 درصد کلمانیت کلسینه شده سبب بهبود خواص گندله های خام و پخته می شود.

در این تحقیق اثر دانه بندی کک بر کیفیت سینتر در فرآیند تولید سینتر در مقیاس آزمایشگاهی مورد بررسی قرارگرفته است. بدین منظور دامنه¬های مختلفی از اندازه ذرات کک در محدوده¬های 35/3-0 ، 88/2-0 ، 35/3-212/0 ، 88/2-212/0 ، 35/3-355/0 ، 35/3-5/0 ، 35/3-71/0 میلیمتر و نمونه شاهد انتخاب و با ثابت نگه داشتن سایر پارامترها از جمله دانه¬بندی سنگ آهن، آهک، فرایند مخلوط¬سازی، شرایط مکش و غیره، عملیات پخت و تولید سینتر انجام شد. در طی فرایند پخت سینتر، با اندازه¬گیری دما در نقاط مختلف بستر سینتر، پروفیل دمایی آن تعیین گردید. با تجزیه و تحلیل پروفیل¬های بدست آمده، اثر دانه¬بندی کک بر سرعت احتراق کک، حداکثر دما، میزان فاز مذاب تولیدی، سرعت حرکت جبهه احتراق، سرعت انجماد فاز مذاب و سرعت سرد شدن سینتر، تعیین شد. همچنین سینتر تولیدی از نظر درصد تخلخل، نوع فازهای تشکیل شده و مورفولوژی ساختار مورد بررسی قرار گرفت. یافته¬های پژوهشی نشان داد که دانه¬بندی 35/3-212/0 میلیمتر دانه¬بندی بهینه¬ایست که در آن سرعت احتراق کک افزایش یافته و متعاقباً با افزایش دمای حداکثر، سرعت حرکت جبهه احتراق نیز افزایش یافته است، و نتیجتاً سرعت تولید سینتر افزایش خواهد یافت. از سوی دیگر در این نمونه، تجمع فازهای فریت کلسیم با مورفولوژی سوزنی شکل افزایش یافته و این امر باعث افزایش مقاومت مکانیکی و نیز بهبود احیاپذیری سینتر تولیدی شده¬است. با بررسی و تجزیه و تحلیل یافته¬های این تحقیق، دانه¬بندی مناسب در محدوده 3/3-2/0 میلیمتر برای دست یابی به سینتری با کیفیت مطلوب، تعیین شد.

یکی از مهمترین گروه های جایگزین برای سوپرآلیاژها، می توان به آلومینایدهای آهن اشاره کرد، که در بین آنها ترکیب بین فلزی feal از اهمیت ویژه ای در کاربردهای حساس و استراتژیک برخوردار است. از عمده ترین روش های تولید این ترکیب، می توان به روش تولید در فاز جامد که به لحاظ سینتیکی دارای سرعت تشکیل پایینی می باشد، اشاره کرد. در این رابطه بکارگیری فرایند آلیاژسازی مکانیکی، قبل از اعمال فرایند عملیات حرارتی، توانسته است، سرعت تشکیل این ترکیب را بطور محسوسی افزایش دهد. لذا هدف اصلی از این تحقیق بررسی اثر بکارگیری دو عامل فعال سازی مکانیکی و فعال سازی حرارتی، بطور هم زمان، با استفاده از آسیای دمای بالا، روی تشکیل ترکیب بین فلزی feal، و مکانیزم تشکیل آن می باشد. در این تحقیق پودرهای خالص آهن و آلومینیوم به نسبت استوکیومتری در دامنه تشکیل ترکیب بین فلزی feal مخلوط شده و به همراه گلوله های فولادی(به نسبت 20 به 1) درون محفظه آسیای طراحی شده، تحت اتمسفر گاز آرگون، قرار گرفتند. در مرحله اول پس از تنظیم پارامترهای آسیا، نمونه های مخلوط پودری در زمان های مختلف (3 تا 9 ساعت) و در دمای 700 و ℃800 (دمایی بین نقطه ذوب آلومینیوم و آهن) تحت فرایند آسیاکاری داغ قرار گرفتند. در این دما فاز واکنش گر (al) بصورت فاز مذاب در کنار فاز واکنش دهنده (fe) بصورت فاز جامد، در شرایط آسیاکاری قرار می گیرند. جهت بررسی اثرات دما و زمان از نمونه های آماده شده، آزمون های xrd، sem و edax به عمل آمد. در مرحله دوم بمنظور بررسی مکانیزم تشکیل ترکیب مذکور، نمونه های پودری تحت آزمون های تکمیلی نظیر آنالیز حرارتی dta(با سرعت گرم کردن ℃10/minو تحت اتمسفر آرگون)، آزمایش هم دما (در دمای ℃700 و تحت اتمسفر آرگون) و سنتز احتراقی (روی مخلوط پودری فشرده شده بصورت استوانه ای) قرارگرفتند. نتایج حاصل از این پژوهش نشان داد، ترکیب بین فلزی feal با اعمال 6 ساعت آسیاکاری روی مخلوط پودری fe-al (به نسبت مولی 1 =fe/al) در دمای ℃ 800 بصورت یکنواخت(تک فاز) به دست می آید. همچنین بررسی های انجام گرفته روی نحوه شکل گیری این ترکیب نشان داد که مکانیزم تشکیل آن شامل دو مرحله اصلی می باشد. مرحله اول مشتمل بر واکنش بین آلومینیوم مذاب و آهن جامد و تشکیل ترکیب بین فلزی fe2al5 و مرحله دوم شامل فرایند نفوذ آهن و آلومینیوم در ترکیب fe2al5 و تشکیل ترکیب بین فلزی feal می باشد. در پایان مشخص گردید که فرایند نفوذ، مهمترین عامل کنترل کننده سرعت تشکیل ترکیب بین فلزی feal پس از واکنش اولیه می باشد.

در این تحقیق اثر فعال سازی مکانیکی بر تغییرات ساختاری، مورفولوژیکی و رفتار احیایی مخلوط مولیبدنیت، کربن و آهک بررسی شده است. بدین منظور مخلوط پودری از مولیبدنیت، کربن و آهک (به ترتیب با نسبت 2:2:1) در محیط گاز خنثی آرگون، توسط آسیای سیاره ای برای زمان های 10 تا 100 ساعت تحت فرایند آسیاکاری قرار گرفت. آزمون پراش پرتو ایکس (xrd) نشان داد که حتی پس از 100 ساعت آسیا کاری هیچ واکنشی در محفظه آسیاب انجام نشده است. نتایج به دست آمده در مورد اندازه دانه و کرنش ساختاری ذرات مولیبدنیت با استفاده از یکی از روش های بر پایه پهن شدگی خطوط پراش (روش کوشی-کوشی) نشان داد که آسیاکاری اثر شدیدی در کاهش اندازه دانه و افزایش کرنش ساختاری ذرات مولیبدنیت دارد. همچنین از پارامترd/? جهت مقایسه شدت فعال شدگی مخلوط های پودری استفاده شد. نتایج نشان داد که در مخلوط پودری، آهک اثر افزایشی بر میزان فعال سازی مولیبدنیت دارد. این درحالی است که گرافیت از شدت فعال سازی این ترکیب می کاهد. علاوه بر این مشاهده گردید که درصد بی شکل شدگی ساختاری ذرات مولیبدنیت با افزایش زمان آسیاکاری به شدت افزایش می یابد. تصاویر میکروسکوپ الکترونی روبشی (sem) نشان داد که فعال سازی مکانیکی مخلوط پودری باعث کاهش اندازه ذرات مخلوط پودری و همچنین ایجاد ساختاری مرکب و متراکم از ذرات می گردد. این وضعیت باعث افزایش میزان سطح تماس ذرات واکنشگر با یکدیگر می شود. اثر زمان آسیا کاری بر واکنش احیای کربوترمی مولیبدنیت در حضور آهک(در حالت غیرهمدما) برای مخلوط های پودری (با زمان های متفاوت فعال سازی) به وسیله دستگاه sta بررسی گردید. نمونه ها در اتمسفر آرگون با نرخ ثابت °c/min10 از دمای اتاق تا حداکثر دمای °c1500 حرارت داده شدند. منحنی های کسر انجام واکنش بر حسب دما نشان داد که با افزایش زمان آسیاکاری دمای شروع واکنش احیا با 100 ساعت آسیاکاری حدود °c4200 کاهش می یابد. همچنین انجام آزمون احیا در حالت همدما نیز افزایش شدید واکنش پذیری ذرات بر اثر فرایند آسیا کاری را تأیید نمود. بررسی سینتیکی حالت غیر همدمای واکنش احیا به وسیله روش ابداعی شیب ثابت در محدوده انجام شد. انجام این بررسی نشان داد که مکانیزم انجام این واکنش بر اثر فعال سازی تغییر نمی کند و در تمام مدت مکانیزم نفوذی انجام واکنش را کنترل می کند. ضمناً بر اساس محاسبات سینتیکی مقدار انرژی اکتیواسیون ازkcal/mol 120 (برای نمونه فعال نشده) به kcal/mol 50 برای نمونه 100 ساعت فعال سازی شده رسید. نتایج بررسی سینتیکی حالت همدما نیز نتایج مشابهی با آزمون غیرهمدما را نشان داد و کاهش انرژی اکتیواسیون از مقدار kcal/mol 52 (برای نمونه فعال نشده) بهkcal/mol 26 برای نمونه 100 ساعت فعال سازی شده مشاهده شد. ضمناً در دمای پایین این واکنش به صورت احیای جامد- جامد انجام می شود و کند ترین مرحله در حین انجام واکنش نفوذ اکسیژن و کربن برای انجام واکنش احیاست. ولی با افزایش دما و فعال شدن واکنش بودوارد تغییر مکانیزم این واکنش به حالت گاز- جامد دیده شد. در این حالت نفوذ mos2 و cao برای تشکیل فاز میانی camoo4 کنترل کننده انجام این واکنش است.