بررسی شرایط بهینه در مخلوط کردن نانو پودرهای آلومینا و زیر کونیا به منظور ساخت کامپوزیت Al2O3-ZrO2

اختصاصی از فی گوو بررسی شرایط بهینه در مخلوط کردن نانو پودرهای آلومینا و زیر کونیا به منظور ساخت کامپوزیت Al2O3-ZrO2 دانلود با لینک مستقیم و پر سرعت .

در این مقاله ی کاربردی با فرمت Pdf بررسی شرایط بهینه در مخلوط کردن نانو پودرهای آلومینا و زیر کونیا به منظور ساخت کامپوزیت Al2O3-ZrO2 مورد تحقیق و پژوهش قرار گرفته است
اثر نامطلوب آگلومره های سخت و نرم موجود در پودرهای نانوئی بر خواص فیزیکی و مکانیکی قطعات سرامیکی ساخته شده از این پودرها باعث شده است تا حذف آگلومره ها همواره مورد توجه پژوهشگران قرار گیرد. در این تحقیق سعی شده است تا با تغییر پارامترهای مربوط به مرحله مخلوط کردن، خواص قطعه تولید شده در مراحل خام و سینتر بهبود یابد . بدین منظور مخلوطی از پودر های آلومینا و زیرکنیا حاوی 85 درصد آلومینا و 15 درصد زیرکنیا با اندازه دانه به تربیب 10 و 50 نانومتر تحت عملیات آسیاب کاری (تر و خشک) و مخلوط کردن توسط دستگاه اولتراسونیک در محیط آبی قرار گرفت. همچنین به منظور جلوگیری از آگلومره شدن مجدد، در مرحله مخلوط کردن تر، درصد های مختلفی از افزودنی های اوره ، آنتراکینون 1، اتانول آمین 2 و دکستروز 3 استفاده شد. نتایج حاکی از آن است که بهترین شرایط از لحاظ دانسیته، استحکام، سختی و ریز ساختار مربوط به زمانی است که از آسیاب گلوله ای خشک به همراه مخلوط کردن تر در محلول آبی حاوی اوره بهره گرفته شود.

دانلود مقاله متالورژی پودر،فرآیند قالبگیری قطعات فلزی از پودرهای فلزی

اختصاصی از فی گوو دانلود مقاله متالورژی پودر،فرآیند قالبگیری قطعات فلزی از پودرهای فلزی دانلود با لینک مستقیم و پر سرعت .

 مقدمه
متالورژی پودر،فرآیند قالبگیری قطعات فلزی از پودرهای فلزی توسط
اعما ل فشارهای بالا برای دقیق شدن اشکا ل می باشد.
پس از عمل تراکم پودرهای فلزی ، عمل سینتر کردن در دمای بالا در یک کوره با اتمسفر کنترل شده انجام می شود که در فلز متراکم جوش خورده در حا لت سرد به صورت ساختما ن همگن محکمی پیوند می خورد .
خواص فیزکی ماده متراکم سینتر شده شبیه به خواص فلز سازنده اصلی است .عمل سینتر کردن معمولا ً در حدود 80 درصد نقطه ذوب سازنده اصلی انجام میگیرد تا امکا ن چسبید ن ذره ها در امتداد فصل مشترک ذره هایپودر وجود داشته باشد . تراکم فلزات پودر شده در حدیده بوسیله پرس کردن همزمان با سنبه های بالای وپا یینی تحت فشارهای حدود 30 تن در اینچ مربع روی آن پرس می کنند .از جمله قطعات نمونه ای که بوسیله این فرآیند تولید می شوند می توان ابزار برش ،اجزا ماشین ،قطعا ت اتومبیل ، فیلترهای متخلخل و مواد مغناطیسی را نام برد .
تکنیک این فرآیند در شکل دادن فلزات با قابلیت انعطاف کم ونقطه ذوب بسیار بالا مانند تنگستن و بسیاری از فلزات دیر گداز دیگر نیز بسیار سودمند وثمر بخش است .
امروزه موارد استعمال اصلی این فرآیند را به پنج قسمت تقسیم می کنند ...
آلیاز کردن فلزهای غیرقابل آلیاز
عده ای از فلزات را که در حالات جامد با مایع بطور دو جانبه محلول نیستند می توان بوسیله این فرآیند با یکدیگر ترکیب کرد . این برای صنعت برق که در آن جاروبک های موتور از پودر های مس و گرافیت ونیکل یا تنگستن ومس استفاده می شود، اهمیت بسزائی دارد.
ترکیب کردن فلزها وغیر فلزها
نمونه های از ترکیبات فلز- غیر فلزعبارتند از:
مواد اصطکاکی ساخته شده از مس،آهن،یاتاقانهای بدون روغنکاری ساخته شده از آهن و تفلون وترکیبات فلز- سرامیک بسیار مقاوم به گرما مانند AL2o3
ترکیب فلز- سرامیک معمولا ً بنام سرمیت معروف است وموارد استعمال زیادی در پمپ های مخصوص عملیات سخت و تجهیزات انرزی هستهای پیدا کرده است.
ترکیب کردن فلزهای دارای نقطه ذوب بالا با یگدیگر برای ریخته گری
نقاط ذوب فلزاتی نظیر تنگستن و مولیبدن بسیار بالا است،به همین جهت ذوب و ریخته گری آنها بسیار دشوار می باشد،در صورتیکه همین فلزات بوسیله تکنیک های فلز پودر در پائین تر از نقاط ذوب سینتر می شوند.متراکم کردن و سینتر کردن فلزات پودر تنها روشی است که بوسیله انها می توان مواد و اکسیدهای سینتر شده را سا خت
ساخت فلزات برای خواص ساختمانی بی نظیر
یکی از خصوصیات بی نظیر فرایند متالورزی پودر اینستکه بوسیله آن می توان یاتاقانهائی تولید کرد که بخودی خود روغن کاری می شوند و دارای شبکه خلل وفرج بهم پیوسته که با ماده روغنکاری پر می شود.صافیهای متخلخل نیز که برای نفوذ ، جدایش و تنظیم جریان سیال بکار می روند،بو سیله این فرایند ساخته می شوند. یکی از خصوصیات مطلوب و منحصر به فرد قطعاتی که بوسیله این فرآیند تولید می شود اینست که از شدت و قدرت ارتعاش می کاهد.
تولید اقتصادی قطعات ظریف ودقیق
برای تولید قطعات اقتصادی و همچنین قطعاتی که از حساسیت بسیار بالای برخوردار هستند از این فرآیند استفاده می شود.متالورزی پودر روش بسیارخوبی برای تولید اقتصادی بوش ها ،بادامکها،چرخ دنده ها وسایر قطعات می باشد.
حتی با همه این کشفیات مهم،متالورزی پودر از اختراعات مهم بداند زیرا سالها ست که جامدات و مسنوعات فلزی از پودر های فلزی ساخته می شود . این فرآیند در اروپا در اواخر قرن18برای شکل دادن پلاتین به صورت قطعات سود مند به کاررفته است. درحال حاضر این فرآیند برای ساخت قطاعاتی به وزن حد اکثر 350پوند به کار می رود . حدود 1600 سال پیش ، ستون آهنی معروف واقع در دهلی هندوستان به وزن 5/6 تن از ذرات آهنی یا آهنی اسفنجی شبیه به آهن مورد استعمال در فرایند جدید ساخته شد . نخستین مورد استعمال جدید فرآیند متالورزی پودر ، ساختن فیلامنت برای لامپهایملتهب بود . نخستین فیلامنت فلزی موفقیت آمیز از تانتالم ساخته شد ولی
با کشف کولیج ((Coolidge در سال 1909کشف تنگستن سینتر شده از پودر تنگستن می توانست در فاصله حرارتی معینی کار کرده و قابلیت انعطاش را در در جه حرارت اتاق حفظ کند ، مهمترین ماده فیلامنتی شد.
پودر تنگستنی ریز را به صورت بریکت های کوچکی متراکم می کردند که پایین تر از نقطه ی ذوب تنگستن سینتر میشدند ، این بریکتها ی سینتر شده در درجه حرارت اتاقف شکننده بودند ولی می توانستند در تا4530 _ 4890 F بخوبی کار کنند . گرمکاری بعدی قابلیبت انعطاف آن را بهبود بخشید تا اینکه مرحله ای رسید که فلز در درجه حرارت اتاق قابل انعطاف بود و می توانست به صورت سیم بسیار نازک و با مقاومت های کششی حدود 6000000psiکشیده شود .
پودرهای فلزی
امروزه پودرهای فلزی برای بسیاری از فلزات معمول و تعدادی از آلیاز ها قابل استفاده هستند.فلزات و آلیازهای نظیر: آلمنیوم،آنتیموان،برنج،برنز،کادمیم،کبالت،کلمبیم،مس،طلا،آهن،سرب،منگنز،مولیبدن،نیکل،پالادیم،پلاتین،سیلیسیم،نقره،تانتالم،قلع،تیتانیم،وانادیم،روی،کربورها وتنگستن به نحو موفقیت آمیزی به شکل پودر تولید شده اند.
مقدار قلز تهیه شده به صورت پودر ناچیز است ولی ظرفیت کل تولید صنعت فلز کاری را بطور سریع افزایش می دهد.با این وجود،اهمیت پودرهای فلزی ومصنوعاتی که از پودرها تهیه می شوند در مقایسه با ظرفیت تولید بسیار زیاد است.احتمالا ً بزرکترین رشد مصرف قطعات متالورزی پودر در صنعت اتومیبیل سازی بوده است. 10 سال پیش بطور متوسط هر ماشین آمریکای دارای حدود 4 پوند قطعه متالورزی پودر بوده است.امروزه همین وسیله ممکن است دوبرابر آن مقدار را داشته باشد که روزبروز تقاضای آن نیز افزوده می شود.
بطور کلی ،پودرهای فلزی مخصوص ساخت مصنوعات فلزی را بایستی بعنوان مواد اولیه در نظر گرفت و گرنه به خودی خود محصولات نهائی نیستند.به منظور تلف جوابگوئی به نیازهای گوناگون ساخت وخواص فیزکی،اکثر پودر های فلزی در درجات بسیار مصنوعی می سازند.فرآیندهای تولیدی مختلف نیز به فلز پودر شده خواص متفاوتی میدهند .به عنوان مثال ،آهن الکترولیتی دارای خلوص زیادی است که به نوبه خود حصول قابلیت تراکم و خواص مغناطیسی غیر معمول کمک میکند.
آهن کربنیل از ذرات کروی کوچکی تشکیل شده است که آن را برای تولید هسته های الکترونیکی خاص مطلوب میسازد .پودر های اکسیدی احیا شده خواص متمایزی از قبیل اندازه و تخلخل یکنواخت دارند . همین طور ذرات آهن مذاب اتمیزه شده نیز خواص بی مانندی از قبیل ساختمان ریخته گی دندریتی ریز واشکال کروی نامنظم دارند . بنابراین،به منظور جوابگوئی مناسب به نیازهای مصرف نهائی باید پودرفلزی را برای یک مورد استعمال مشخص به دقت انتخاب کرد. در انتخاب آلیازبایستی موارد زیرا درنظر داشت :
1.آلیازمورد نیاز در قطعه تمام شده
2.خصوصیات مورد نیاز در پودر
بسیاری از پودر های فلزی برای مصارف خاصی ساخته میشوند،و تولید کنندگان بایستی با توجه به سفارشاتشان سعی کنندکه مناسبترین پودر ها را تهیه کنند .سازنده نیز به منظورارزیابی پودرها و فشار تولید به نحو شایسته ای آزمایش هایش را توسعه خواهد داد .
با مطالعه خصوصیات ذیل می توان پودر هارا از یکدیگر تشخیص داده و تقسیم بندی کرد .الف)اندازه و توزیع ذرات
ب)شکل ذرات
ج)پروفیل(نیمرخ)سطحی
د)طبیعت جامد،متخلخل یا اسفنجی
ه)اندازه دانه ای داخلی
و) تغییر شکل شبکه ای درون هرذره
ز)وجود ناخالصی
شکل ذرات فلزی ایجاب میکندکه مطالعاتی در زمینه اینکه شکل،زاویه ای ،شاخه ای،ناموزون ونامنظم یا صاف و گرد است،داشته باشیم.بدیهی است که مطالعه همه عوامل مربوط به پودر فلزی نسبتا ً دشوار است و مهارت و تکنیک خاصی لازم دارد.سازنده پودرهای فلزی سعی می کنند که همه این خصوصیات را کنترل کرده و تکنیکها را بهبود بخشد تا محصولی که در هر پخت بدست می آید یکنواخت و همگن باشد.بعلت توسعه مشخصات پودرهای فلزی بایستی بوسیله مطالعه دقیق درزمینیه خصوصیات آن آگاهی لازم را کسب کرد.مثلا ًبایستی نحو ه رفتار پودر را بهنگام عمل بررسی نمود. در حال حاضردرزمینه تعیین خصوصیات پودر فلزی مشکلی وجود نداردزیرا اکثر مشخصاتی که بوسیله سازند گان مختلف مورد استفاده قرارمیگیردتوسط وسایل تجربیبسیار دقیقی توسعه پیدا کرده است.بعضی از عواملی را که برای نحوه رفتار هر پودر بسیار پر اهمیتندعبارتند از:
ترکیب شیمیایی:
ترکیب شیمیایی پودرفلزی به پراهمیتی خواص فیزیکی ومکانیکی انها نیست.با وجوداین ترکیب و ناخالصهای مخصوص تا ثیر زیادی بر خصوصیات هرپودردارند.مهمترین عامل مقداراکسیژنی است که ممکن است بصورت اکسیدها در پودریافت شود.اکسیدهای موجوددر پودر ممکن است از روش تصفیه یا از طریق سطوح پودر که در انبار یا هنگام استعمال در معرض هوا بوده اند وارد پودر شده باشند.
اکسیدهای موجود در پودر فلزی که از طریق تولیدکننده ایجاد میشود اکثرا محصول نهایی راضعیف میکند.لایه های اکسیدی نازکی که هنگام انبار یا استعمال پودر فلزی تشکیل میشود ممکن است هیچ گونه اثر زیان آوری نداشته باشد زیرا پودر ممکن است قابل در هم جوشی سرد باشد و فیلمهای نازک بتواند بوسیله اتمسفری که هنگام عمل سینتر کردن بکار می رود کاهش یابند.با این وجود،ممکن است وجود هرگونه لایه اکسیدی قابلیت پودر را برای عمل پرسکاری سرد تبدیل به شکلی رضایتبخش کاهش دهد و موجب ترک برداری و گسیختگی آن در شکل پرسکاری سرد شود . همچنین در پودر های آهنی وجود کربن ( به صورت سمنتیت ) ، سلیسیم،گوگرد ومنگنز تاثیر زیادی بروی قابلیت پلاستیکی پودر های آهنی داشته و پرسکاری سرد آنها را دشوار می سازد.
کربن بشکل گرافیت عمل پرسکاری سرد ازنقطه نضر روغنکاری ممکن است مطلوب باشد ولی وجود ان بهنگام سینتر کردن موجب تبدیل ان به یک محصول شبیه به فولاد میشود.کربن گرافیتی اغلب بمنظورساختن اهن سختر شبیه به فولابه پودرهای اهنی افزوده میشود.
ساختارپودرها :
ساختمان پودرها برخصوصیاتی نظیر قابلیت پلاستیکی و قابلیت به سرد کاری با ساخته شدن بصورت بریکت تاثیر بسزای دارد.ساختمان پودر بر فشارهای لازم در پرسکاری خصوصیات جریانی واستحکام محصول نهایی مثر است. مطاله پودر نشان مید هد که ذرات به شکل گوشه دار جامد متخلخل و اسفنجی بلورین شاخه ای سرخص شکل یا به شکل ناصاف با نا منظم نیستند یا هستند.نوع ساختمانی که در هر ساختمانی را که در هر پودر مغین مطلوبست متالورژیست معمولا از تجربیاتی که در ضمن عمل کسب میکند.
خصوصیات جریان:
خصوصیاتی جریانی شامل قابلیت به جریانی شامل قابلیت به جریان یکنواخت ازادانه و سریع بدون محفظه قالب توسط نیروی ثقل می باشد. هرگاه جریان ضعیف باشد لازم است که از سرعت فرایند پرسکاری کاست با فرصت برای ورود پودر کافی بدرون قالب وجود داشته با شد. سرعت جریان هر پودر اکثرا به اند ازه ذارات پودر، توزیع،شکل ذره وعاری از هر گونه رطوبت جذ ب شده حتی بقادیراندک بستگی دارد.
وزن مخصوص ظاهری :
چگالی (وزن مخصوص) ظاهری وزن حجم معینی از پودر غیر متراکم است و معمولا بر حسب گرم بر سانتی متر مکعب بیان میشود.وزن مخصوص ظاهری یک عامل بسیار مهم موثر بر نسبت تراکمی است که برای فشردن پودر هرگاه چگالی ظاهری پودر مفروضی یک سوم چگالی مورد نیاز باشد. بنابراین سه برابر حجم پودر برای ایجاد حجم معینی لازم خواهد بود،یعنی پودر سبک وسست در محفظه حدیده بایستی 2 اینچ باشد. بدیهی است که یک پودر با چگالی ظاهرش کم به حرکت خطی تراکمی طولانی و حد یدهای نسبتا عمیق تری لازم دارد، یک قطعه برشکاری شده با اندازه و وزن مخصوص معین بدست اید.
:)Partical size ( اندازه ذرات
اندازه ذرات یکی از مهمتریین خصوصیات هر پودر محسوب میشوند.معمول ترین روش اندازه کیری هر ذره پودر فلزی عبور دادن پودر از درون غربالهایی است که در هر اینچ خطی تعداد مشهای مشخصی دارند.در عمل غربال کردن،اندازه ذرات بوسیله غربالهایی دارای سوراخهای مربع شکل و بافتی استاندارد که اندکی از ذرات بروی انها باقی خواهد ماند اندازه گرفته میشوند.

تولید پودرهای فلزی:
روشهای مهم عمده ای که در تهیه پودرهای فلزی بکار میروند عبارتند از:
پودرسازی مکانیکی بوسیله آسیاب ساچمهای ف ته نشینی سازی الکترونی ف اتمیزاسیونی و احیاء گازی و سایر روشهای که کمتر معمولد عبارتند از:
تراکم بخاری ، فرایند کربنیل ، گلوله سازی، رسوب دهی شیمیایی ،تراشکاری ، و حبه ای کردن بوسیله بهم زدن شدید در خلال انجماد.
روشهای مهم تولید پودرهای فلزی همراه با خصوصیات ویژه پودرهای تهیه شده بوسیله این روشها را مورد مطا لعه قرار خو اهیم داد.
پودر سازی مکانیکی:
بوسیله پودر سازی مکا نیکی مانند اسیا کردن ،یا سنگ زدن در اسیاهای گلولهای میتوان پودرهای فلزی تقریبا با هر درجه ریزی از فلزات شکننده یا چکشخوار تهیه کرد.ذرات پودرهای که از فلزات شکننده تهیه میشوند دارای شکل نا منظم و گوشه
دار هستند.
ذرات کربو تنگستن را میتوان بدین روش بصورت پودر دراورد.بعضی از فلزات چکشخوار نظیر الومینیم وبرنز همراه با یک ماده روان کننده برای تشکیل ذرات پولکی شکل اسیا میشود. بطور کلی این پولکها برای قالبگیری مناسب نیستند ولی برای قطعات و ماده روان کننده از در هم جوشی پولکها بیکدیگر جلوگیری میکند.
ادامه عمل سنگ سزنی در یک اسیا ممکن بعلت ایجاد پودر ریز نه عمل تراکم کمک کند، ولی با این وجود علت سخت شدن محصول قبل از تراکم انجام عمل باز پخت را
اجتناب ناپذیر می سازند.
اتمیزه کردن(ذره ای کردن):
روش اتمیزه کردن اکثرا برای فلزاتی بکار میرود که نقاط ذوب پائینی داشته باشند مانند قلع ،سرب، روی، برنج، برنزو الومینیم .این فرایند برای پودرهای اهن بسیار خالص نیز بکار میرود. هنگام اتمیزه کردن فلزات مذاب به درون یک روزنه کوچکی رانده میشود و در جریانی از هوا بخار یا گاز بی اثر متراکم خرد میشود.
پودرهای که در این فرایند فرایند تهیه میشود به شکل قطرات اشک نامنظم و یا اینکه بصورت ذرات کروی میباشد،که به کشش سطحی ماده بستگی دارند.اندازه ذره ها و تغییرات قابل توجه ای دارندو تابع طرح روزنه،دما، ویسکوزیته و سرعت جریان فلز و فشار دمای گاز مباشد.
ذرات اتمیزه شده بوسیله یک سیستم مکش جمع اوری میشود و در کیسه هایی ته نشین میشوند.برای قطعات ساختمانی، پودرهای اتمیزه شده مس، نیکل و اهن را اکسیده کرده و سپس تا ریزی دلخواه پودر نموده و در پایان فلز در یک گاز احیا کننده نظیر هیدروژن احیاء می کنند.
احیای گازی:
احیا گازی ترکیبات فلزی کی از منا سبتری و اقتصادی ترین روش تهیه پودرها برای قطعات ساختمانی است. این روش تهیه پودر مورد استعمال وسیعی دارد زیرا در این روش کنترل خواص پودر بنحو عالی امکان پذیر است. دراین فرایند، اکسد ها ی تو لید شده یمیای با منو اکسید کربن یا احیاء شده و بعدا پودر احیاء شده دانه بندی میشود. هرگاه اکسیدها قبل از احیاء درجه بندی شوند،میزان یکنواختی بدست امده در پودر احیاء شده بیشتر است. ذراتی که بوسیله احیهء اکسید تهیه میشوند دارای طبیعت اسفنج مانند بوده و برای قالبگیری بسیار مطلوبند.

فرمت این مقاله به صورت Word و با قابلیت ویرایش میباشد

تعداد صفحات این مقاله 15   صفحه

پس از پرداخت ، میتوانید مقاله را به صورت انلاین دانلود کنید

دانلودمقاله پردازش TiNi از پودرهای عنصری توسط پرسکاری ایزواستاتیکی داغ

اختصاصی از فی گوو دانلودمقاله پردازش TiNi از پودرهای عنصری توسط پرسکاری ایزواستاتیکی داغ دانلود با لینک مستقیم و پر سرعت .

 چکیده
روشی برای تولید نمونه های استوانه ای آلیاژ حافظه دار TiNi در توانایی برای ارائه نمونه های تست ترمومکانیکی به لحاظ اقتصادی برای پشتیبانی از یک تلاش مدل سازی رفتاری و ساختمندی مطلوب بود.
پیشرفت و نتایج اولیه چنین روشی در این مقاله ارائه شده اند . پودرهای عنصری به نسبت های 50.6 , 50.0 با Ni% ترکیب شده و به صورت ظروف فولاد ضد زنگ مهر و موم شده به لحاظ ایزواستاتیکی در zoompa و 900- c1050’ پرسکاری داغ شدند و برای قرارگیری در معرض یک مقطع درجه بندی ماده TiNi محکم شده .
برای آزمایش ترمومکانیکی صیقل شدند . برخی نمونه های ماده برای تحلیل DSC به منظور تعیین دماهای انتقال بعلاوه برای آزمایش میکروسکوپی استفاده شدند .
تأثیرات HIPing و حرارت پس از تحکیم با تقریباً 99% غلظت فرضی و تقریباً زیر ساختارهای TiNi همانند ایجاد شدند .
این نمونه ها به لحاظ مکانیکی در فشار تست شده و درجات متوسطی از تأثیر حافظه شکل و شبه ارتجاعی را نشان میدادند .
مقدمه
آلیاژ های حافظه شکل( SMA ها ) علاقه فراوانی را برای توانایی آنها برای استفاده بعنوان مواد کاربردی در بسیاری از عملیاتهای مهندسی مثل ساختارهای فعال ، انطباتی یا هوشمند ، ترکیبات حافظه شکل ( SMA ها ) بعلاوه عملیاتهای زیست پزشکی معینی بدست آورده اند .
بخشی از منحصر بفرد بودن این آلیاژها توانایی آنان برای کنترل مواد و خواص رطوبتی خود و نیز تغییر شکل آنها با توجه به دما است .
این ویژگی با توجه به تأثیر حافظه شکل ویژگی های شبیه ارتجاعی این آلیاژهاست . این رفتارهای منحصر بفرد مربوط به جهت یابی مجدد و یا باز کردن جهش های مارتنسیت و تغییر شکل مرحله مارتنبسیت- اوستنیت معکوس است.از میان بسیاری از ( SMA ها ) که شامل CuALNi , CuznAl , AuCd , TiNi هستند .
آلیاژهای نیکل –تینانیوم اتم مساوی نزدیک به طور گسترده ای به علت چکش خواری عالی آنها ، تأثیر مقاومت و خواص رطوبتی و مقاومت در برابر فرسایش بعلاوه خواص حافظه شکل برتر آنها بررسی شده اند .
به طور سنتی به خصوص به لحاظ تجاری TiNi SMAS توسط ذوب القایی خلاء یا تکنیک های ذوب قوسی خلاء پردازش می شوند .
هر چند اخیراً پیشرفت هایی در زمینه تولید آلیاژهای TiNi با استفاده از روشهای متالوژی پودری ایجاد شده اند . مشکلات تولید PM از TiNi SMAS تولید آلیاژهایی با خواص رفتاری شبیه به خواص آلیاژ های چودنی و نیز بهره برداری از مزیت ذاتی ساخت PM برای دستیابی به قطعات شکل شبکه ای نزدیک بوده است .
تکنیک های انجماد سریع ، مثل ترکیب شوک و رنیترینگ احتراق برای آلیاژهای TiNi از پودرهای عنصری استفاده شده اند .
هر چند چنین روشهایی موجب تخلخل فراوان و مشکلاتی با کنترل ابعادی شده اند . بسیاری از محققان استفاده از تکنیک های PM معمولی را برای تولید آلیاژهای حافظه شکل گزارش نموده اند.
در حالیکه چند پژوهشگر ( SMA ها یی را را توسط پودرهای TiNi از پیش آلیاژ شده پرسکاری ایزواستاتیکی داغ ایجاد کرده اند.هرچند تولید پودرهای پیش آلیاژی بسیار پر هزینه بوده است .
چندین بررسی بر روی زنتیرینگ معمولی و پرسکاری داغ تراکمات پودری tini عنصری منتشر شده است. بزرگترین مشکل که در این مطالعات گزارش شده مربوط به تشابه و غلظت بوده که آلیاژهای زنتیر شده موجب ترکیبات Ti²Ni TiNi ³, TiNi بعلاوه تخلق فراوانی شده اند که از انتشار و آلیاژی شدن موجب شده است.
استفاده از زنتیرینگ دمای بالای بالای c ’ 94² برای ایجاد ذوب جزئی یک جوری را افزایش میدهد اما با هزینه تخلخل بیشتر در پژوهش های زانگ نشان داده شد.
که یک فرایند زنتیرینگ دو مرحله ای برای تراکمات پودر TI-NI با دمای مرحله اول زیر اولین لیوتکتیک و دمای دومین مرحله بالای این یوتکتیک می تواند روش مؤثری از بهره برداری یک جور سازی سریعی باشد که توسط ذوب جزئی بدون افت زیاد غلظت با توجه به تأثیرات موئینی تحت تأثیر قرار گرفته است.
استدلال این بود که ساختاری اسکلتی از مرحله TiNi در طول انتشار حالت جامد مرحله اول شکل گرفته و از حفره های بزرگی که از ذوب در طول مرحله دوم تشکیل می شوند جلوگیری کند .
همانطور که در این مقاله مشاهده شده روشهای بسیاری در پردازش آلیاژهای TiNi با استفاده از روشهای PM آزمایش شده اند .
اگر چه بسیاری از تکنیک های بررسی شده ، زنتیرینگ پودرهای عنصری را بعلاوه زنتیرینگ و حتی فشار کاری ایزو استاتیکی داغ پودرهای پیش آلیاژی گزارش می کنند و هیچ گزارشی از پودرهای عنصری HIPing گزارش نشد. پرسکاری ایزواستاتیکی داغ مهمترین تکنیک های PM برای تولید TiNiاز پودرهای عنصری است.
زیرا شرایط ایزواستاتیکی و فشارهای بالای قابل دستیابی ، بیشترین کنترل زا ار شدت و ژئومتری آلیاژ نهایی فراهم می کنند.که بزرگترین نقاظ ضعف روشهای پرسکاری و زنتیرینگ دیگر است.
در این مقاله یک تکنیک پردازشی برای TiNi توسط پرسکاری ایزواستاتیکی داغ پودرهای Ti و Ni توضیح داده شده است.
نمونه ها با این روش با استفاده از شرایط HIPing گوناگونی تولید شده برای خواص حافظه شکل و ریز ساختاری در رابطه با آلیاژهای مشابهی که توسط تکنیک های PM دیگر تولید می شوند .
و روشهای ریخته گری معمولی مشخص میگردد . فرایند HIP سه مزیت مجزا بر فرایند های رقابتی برای استحکام پودرها دارد :
قابلیت نزدیک به شکل شبکه ای ، توانایی برای ذوب جزئی ، تراکم بدون تخریب شکل و هزینه پایین عمل حرارت پس از HIP .
نقاط ضعف آن هزینه چرخه بالای ماشین آلات HIP و ضرورت فراهم کردن کانتینرهای مناسب هستند.
روشهای آزمایش
سه روش برای فرایند استحکام انتشار HIP بررسی شدند : یوتکتیک فرعی ( مرحله جامد ) ، یوتکتیک پیشرفته ( تا حدی مایع )، و یک روش در مرحله ای که توسط پژوهش زانگ ارائه شد .
پرسکاری ایزواستاتیکی داغ برای استحکام ، حذف تخلخل و ایجاد فرایند انتشار استفاده شد . به علت هزینه راه اندازی نسبتاً بالای HIP نمونه ها برای مدت زمان کم لازم به منظور « دستیابی به غلظت فرض HIP شدند که پس از آن به کوره کمکی منتقل شدند که در آنجا عمل گرما با محیط فشار پیرامونی ادامه یافت.
نمونه های در کانتینر های مهر و موم شده خود در طول عمل حرارت بدن حذف نیاز به خلاء یا اتمسفر باقی ماندند . تأثیر بر روی اندازه ذره پودر با استفاده از پودرهای عنصری موجود بررسی شد .
پودرهای نیکل ( خلوص %99.9 ) با اندازه های 50 به و Nm 9 سه از مهندسان دستگاه آتلانتیک ( AEE) خریداری شدند .پودر تیتانیوم ( خلوص %99.7 ) با اندازه 50Nm به نیز توسط AEE فراهم شد .
پودر تیتانیوم ریز تر ( 20Nm سه) با خلوص % 99.0توسط « مواد پیشرفته زید » اهدا شده پودرهای بزرگتر به 50.0 با نسبت Ni% و 50.0 با نسبت Ti % ترکیب شدند .
پودرهای کوچکتر با نسبت 50.0 در Ni% بعلاوه نسبت50.6 با Ni% در تلاش برای تولید نمونه هایی که ممکن است رفتار شبه ارتجاعی را پس از سخت گردانی زمانی نشان بدهند ترکیب شوند .
هیچ تلاشی برای حذف اکسیدهای سطح از پودرهای عنصری انجام نشد هر چند تمامی پودرها در محفظه های خلاء ذخیره می شدند .
ترکیبات پودری با فشار هیدروکیلی به کانتینر های فولاد ضد رنگ استوانه ای با 133mm طول و قطر بیرونی و درونی 8mm , 16mm بسته بندی شدند .
کانتینر های بسته بندی شده بمدت 24 ساعت از هوا تخلیه شده و توسط جوشکاری مهر و موم شدند . استحکام نمونه در یک فشار ایزواستاتیکی داغ QIH-3 مدل Asea Brown Boreri اتفاق افتاد
شکل کانتینر استوانه ای برای تسهیل آزمایش مکانیکی انتخاب شد . احتمال مجزای شکست ترد به تجربه فراهم کردن ماده ای چکش خوار را در ناحیه کانال با استفاده از بخشی از کانتینر به عنوان اتصال بین نمونه و کانال ایجاد کرد. بنابراین فقط قسمت مرکزی کانتینر برای قرار گرفتن در معرض SMA تراشکاری شد .
قسمتهای انتهایی به راحتی تراش شده و به صورت قطر صحیحی برای انطباق کانالهای ماشین آزمایش در آمدند .انتظار میرفت که SMA به شدت به کانتینر فولاد ضد رنگ منتقل شده و اینکه هستند SMA از قوطی در طول آزمایش کشیده نخواهد شد .این در تماس تست ها مهم است
دو دسته متفاوت از نمونه ها آماده شدند . اولین دسته دارای نمونه های ایجاد شده از پودرهای درشت تر ( نوع A) و نمونه های ایجاد شده از پودرهای ریزتر ( نوع B) بود که هر دو توسط شبکه پرداخت بمدت 20 دقیقه با 50.0 در Ni% ترکیب شدند .
نگهداری دماهای 900’c بدنبال c- 1050 برای نمونه های معینی (نوع A) در دومین دسته به منظور بررسی تأثیرات ذوب جزئی پس از انتشار حالت جامد ابتدایی با بیشتر شدن از حد نقطه یوتیکتیکی دمای پایین ( 942ºc ) استفاده شدند .
نمونه های دیگر (نوع B) موجود در دومین دسته با دمای بالای 1050ºc به منظور بررسی تأثیراتی که بیشتر از یوتکتیک برای کل جزء نگهداری می شود محکم شدند .
حد فشار ماکسیم 180-200NPa برای هر دسته به منظور افزایش غلظت های نمونه استفاده شد . انتظار میرفت که فشار ایزواستاتیکی بالا تخلخل را بخصوص با ذوب جزئی در هر دو نوع نمونه دسته دوم حذف کند .
ویژگی های پارامتر HIP برای هر دسته در شکل 2 نشان داده شده است . برخی نمونه ها را به عمل یک جور سازی اضافی در کوره حرارتی در 900ºc پس از فرایند HIPing برای زمانهایی از 1 تا 104 ساعت پس از سرد سازی ببا آب نسبت میدهند .
مقاطع از نمونه ها از هر دسته برای تحلیل های میکروسکوپ الکترونی اسکن (SEM ) و طیف نهایی انتشار انرژی EPS) بریده شدند .
سطوح چند نمونه با یک تحلیل 8:1:1 HF:HNO³ گلیسیرین هک شدند . تحلیل های این نمونه ها با مدل 6400SEM . GEOL که با سیستم انتشار انرژی سری 2 شمالی ردیاب ترکیب شده بود انجام شد .
بخش هایی از نمونه ها از هر دو دسته برای اندازه گیریهای غلظت و تحلیل گالری سنجی اسکن متفاوت (DSC) به منظور تعیین دماهای انتقال گرفته شدند .
برای تحلیل های DSC برای دسته 2 توسط بازیافت تراشه های ماده آزمایش از ماشین تراش برشی در طول تشکیل نمونه تست مکانیکی بدست آمدند .
این نمونه ها در یک حمام فراصوتی با متانول قبل از تحلیل پاکسازی شدند . نمونه های اولین دسته با استفاده از یک DSC-2C مدل Perkin – Elmer تجزیه و تحلیل شدند .
نتایج تحلیل های DSC توسط Memry Cap برای نمونه های دسته دوم فراهم شدند .از دسته 2 یک نمونه نوع A که 104 ساعت در 900ºc پس از HIPing تا بکاری شده و یک نمونه نوع B که هیچ حرارتی به آن داده نشد برای تحلیل ها فرستاده شدند .
هر دو نمونه بمدت دو ساعت درºc 450 قبل از تحلیل ها سخت گردانی شدند .غلظت ها توسط روش Archimedes با استفاده از آب مقطر اندازه گیری شدند .
نمونه های باقیمانده به صورت اشکال نمونه فشرده ای برای آزمایش ترمومکانیکی برای تعیین خواص حافظه شکل برای تعیین خواص حافظه شکل صیقل شدند .
تست های مکانیکی با سیستم تیت ماده 810 حالت 1 55Kip MTS با سرعت فشارs/ 5×10-5 در فشار و سرعت فشار 3.45×106 در تراکم انجام شدند .
تمامی نمونه ها در 650ºc بمدت 1 ساعت حرارت داده شده ودر ºc 450 بمدت 1-2 ساعت در آماده سازی برای آزمایش مکانیکی سخت گردانی شدند .
نمونه های تست شده در حالت مارتنیسی در یک اسپری CO2 مایع یا عناصر گرمایش الکتریکی انجام شدند .
3. نتایج و گفتگو
3 . 1 غلظت.
مقدار غلظت 6.44 gcm-3 برای نمونه ها از اولین دسته اندازه گیری شد یعنی غلظت نسبی 99 .8% بر اساس مقدار فرقی 6.45 g cm-3 .
غلظت میانگین برای نمونه های دسته دوم در 6.42gcm اندازه گیری شد .که دارای مقدار غلظت نسبی 98.7% بر اساس مقدار فرقی gcm-3 6351 برای 50.6 در NI %
3.2 ارزیابی میکروسکوپی
3.2.1 اولین دسته
شکل 3 یک تصویر SEM از نمونه نوع A دسته اول است . این تصویر فواص از سه سایه مجزا را در بر دارد که حاکی از اینکه دانه های نیکال و تیتانیوم کاملاً برای تشکیل مرحله TiNi انتشار داخلی نمی شوند .
اکثریت ناحیه نشان داده شده مرحله خاکستری متوسط بود که ترکیبی با چند ناحیه خاکستری تیره و خاکستری روشن کوچکتر را تشکیل می دهد .
از این تصاویر ناحیه خاکستری متوسط چندین نقطه شبیه به جرقه مربوط به حضور مارتنیست را در تحلیل های میکروسکوپی نشان میدهد .
هر ناحیه مرحله اول مجزا یا ترکیبی از مراحل است که از مراحل گوناگون تصاعد انتشار ایجاد شده است . این نواحی متفاوت توسط EDS در تلاش برای شناسایی مراحل موجود تجزیه و تحلیل شدند .
نتیجه تحلیل های کمی EDS از ترکیب اتمی برای ناحیه خاکستری روشن ، Ti-62 در %Ni بود . از این نتیجه فرض بر این بود که این ناحیه محلول جامدی از Ti³Ti(Ti) یا TiNi (Ni) ترکیب ناحیه خاکستری تیره ، 33 در %Ni همانند Ti²Ni بود .
در حالیکه ناحیه سیاه 22 در %Ni بود . نواحی سیاه به احتمال زیاد باقیمانده هایی از ذرات پودر Ti بودند همانطور که توسط مقدار کم Ni انتشار داخلی نشان داده شده است.
به طور مشابه نواحی مقدار Ni زیاد ، این نواحی را احاطه میکردند . هیچ ناحیه ای از تراکمات Ni بی نهایت بالا پیدا نشد حاکی از اینکه ذرات Ni قبل از ذرات Ti منتشر می شوند که انتظار میرفت با توجه به سرعت انتشار داخلی Ni باشند .
شکل 4 یک تصویر SEM از نمونه مشابه قابکاری شده در900ºc بمدت 2 ساعت پس از عمل HIPing است . در مقایسه با شکل 3 مشخص بود که انتشار داخلی به طور قابل ملاحظه ای همانطور که توسط قسمت بیشتر ناحیه ماتریکس مشاهده می شود افزایش یافت .
نواحی باقیمانده نامتجانس بیشتر از مرحله Ti²Ni بودند . هیچ ناحیه غنی از Ni مشاهده شد . همچنین در این تصاویر افزایش شکل پیوندی مشاهده شد که حضور مارتنسیت خود تراکمی را در ماتریکس نشان میدهد .
شکل 5 میکروگرافی از اولین دسته نوع B پس از HIPing است . نواحی نامتجانس شبیه به موارد مشاهده شده در این شکل در سرتاسر مقطع عرضی مشاهده شدند .
تحلیل های کمی ناحیه خاکستری روشن ترکیبی از 74 در %Niرا محصور کردند که حاکی از حضور بیشتر مرحله TiNi³ بود .
ماده ناحیه ماتریکس در 48 در %Ni بیشتر TiNi ارزیابی شئه نواحی خاکستری تیره و سیاه شبیه به موارد مشاهده شده در نمونه اولین دسته بود که به طور ناقص ذرات Ti احاطه شده با مرحله غنی از Ti را منتشر کرد.
شکل 6 تصویری SEM از نمونه مشابه قابکاری شده بمدت یک ساعت در 900ºc پس از HIPing است نواحی منتشر شده از مرحله غنی Ti ، هنوز هم مشاهده می شوند .
هر چند فقط چند ناحیه کوچک Ti منتشر نشده باقی ماندند . بطور کامل نواحی باقیمانده مراحل عنصری و مرحله غنی از Ni توسط زنتیرینگ اضافی پس از HIPing حذف شدند .
در حالیکه نواحی مرحله غنی از Ti کمتر تحت تأثیر قرار گرفتند . این مشاهده بطور کل مطابق با مشاهدات موجود در پژوهش های هی و جاردین است در اینکه Ni ³ Ti و TiNi² ثابت تر از TiNi هستند و حذف آنها توسط انتشار حالت جامد مشکل است .
شکل 7 ریز ساختار SEM یک نمونه نوع IB و HIP شده را با سطح حکاکی شده نشان میدهد . بسیاری از دانه های مجزا با اندازه میانگین 10-15Mm مشاهده شدند .
مرزهای ذره پودری اولیه توسط نقاط سه گانه قدیمی که در آلیاژهای PM . HIP مشاهده می شوند قابل رویت بودند. مرزهای ذره دارای دندانه های مجزا حاکی از اندازه دانه ای نهایی توسط اندازه ذره اولیه پودر بزرگتر مشخص شد.
نتایج مشابهی در اندازه نهایی در پژوهش های زانگ یافت شد که او تولید آلیاژهای TiNi را از ترکیبات پودری با پودر Ni بزرگتر بعلاوه پودر Ti بزرگتر گزارش کرد .
2. 2. 3 دسته دوم
شکل 8 یک میکروگراف SEM پس تابش از نمونه نوع A دسته 2 پس از HIPing است . یکجوری در نمونه های دسته 1 توسط عمل HIPing اصلاح شده افزایش یافت ذوب جزئی به این علت روی می دهد که دمای یوتکتیکی و از حد لازم بیشتر می شد.
هیچ ناحیه ای از مرحله غنی Ni مشاهده نشد و نواحی باقیمانده Ti²Ni بسیار کمتر از دسته قبلی بودند . همچنین هیچ شواهدی از ذرات منتشر نشده Ti وجود نداشت .
این پیشرفتها را همچنین می شد به روش ترکیب پودری اصلاح شده نسبت داد . بر اساس تصویر موجود در شکل 8 ترکیب مرحله نمونه TiNi% 94.3vol و Ti²Ni% 5.7vol با استفاده از یک تحلیل شمارش نقطه گرافیل ساده از تصویر برآورد شد .
شکل 9 یک تصویر SEM از قسمتی از محلول نمونه آزمایش شده در 900ºc بمدت 60 ساعت پس از HIPing است .
کسر حجمی مرحله Ti²Ni ( خاکستری تیره ) باقیمانده در این ماده بر اساس این تصویر از نمونه % 7 .2 بود اگر چه مقدار قابل ملاحظه ای خطا را باید بر اساس روش برآوردن ترکیب انتظار داشت.
یعنی درجه معقولی از پیشرفت یکجوری ماده در محلول آزمایش شده در مقایسه با Ti²Ni % 5.7vol برآورد شده برای نمونه شبیه به HIP نامتجانس ماده برآورد شده برابر با %3.2vol بود.
با در نظر گرفتن خطای موجود در سرتاسر این تصویر ریز حفره ها مشخص شدند که از تأثیر KirKendall ایجاد می شدند .
تمامی حفره های مشاهده شده دارای اندازه کوچکتر از 0.25 بودند . شکل 10 میکروگراف SEM از نمونه نوع B دسته دوم را پس از HIPing نشان میدهد .
همانند تصاویر نمونه نوع A دسته 2 درجه معینی از تخلخل ریز در مقطع عرضی مشاهده گردید . نسبت حجم تخلخل برآورد شده %101 بر اساس این تصویر ناحیه نماینده بود .
در این نمونه های نوع B ، حفره های کمتری وجود داشت اما این حفره ها کمی بزرگتر و نزدیک به Mn 1 در مقابل حفره های0.25mm بودند که در نمونه های نوع A مشاهده می گردیدند .
نسبت تخلخل برآورد شده به خوبی با غلظت اندازه گیری شده 98.6% فرضی از تست Archimedes هماهنگی داشت .
درجه نامتجانس ( مرحله خاکستری تیره ) برای این تصویر نمونه برابر با %3.2vol Ti²Ni برآورد شد که بطور قابل توجهی برای نمونه های دیگر دسته 2 کمتر بود .
یکجوری زیاد با توجه به تغییر دریافت HIPing بود . در اولین دسته با استفاده از پودرهای بزرگتر نیاز به عمل HIP طولانی تری برای نزدیک شدن به انتشار داخلی کامل بود .
ریز ساختار نمونه نوع A دسته اول نواحی توزیع شده هماهنگی از مراحل ثانویه ای را نشان داد نیاز به عمل مایع پس از HIP گسترده ای برای منتشر شدن دارند .
در مقایسه نمونه ها ی نوع B نیاز به زمان HIPing بسیار کمتری با استفاده از پودرهای کوچکتر داشتند و ریز ساختار های مشاهده شده فقط نواحی توزیع شده بطور پراکنده آشکار میکردند که در آن مقدارهای بیشتر مرحله ثانویه وجود داشتند .
این نواحی به دسته ای نسبت داده می شدند که در طول ترکیب تجزیه نشده بودند . نواحی دیگر نامتجانس بسیار کوچکتر بوده و به طور بسیار راحتی توسط عمل محلول پس از HIP حذف می شدند .
علاوه بر این با استفاده از پودر Ni شبه کروی که کوچکتر از پودر Ti نوع B بود توزیع پودر کلی و آرایش مجدد بهتری انجام شد که غلظت سبز و بطور کلی یکجوری را در مقابل پودرهای نوع A ،Ni و Ti شبیه به اسفنج بزرگتر افزایش میداد .
نمونه های دومین دسته ، یکجوری بسیار بیشتری را نسبت به اولین دسته با توجه به دمای HIPing بالاتر نشان دادند . مقداری از این پیشرفت را می توان به روش ترکیب پودر اصلاح شده نسبت داد .
نمونه های دسته دوم نوع B بسیار کوچکتر از نوع A در شرایط شبیه به HIP شده بودند .تنها تفاوت دیگر بین انواع دسته دوم اختلاف کم اندازه حفره بود اگر چه مقدار کمی تخلخل موجود در هر نوع مشابه بود .
بنابراین هیچ مزیت دیگری در فرایند استحکام دو مرحله ای توسط HIPing وجود ندارد . یکجوری به طور قابل ملاحظه ای در نمونه های نوع A با عمل محلول پس HIP در 900ºc تا 60 ساعت افزایش یافت .
تابکاری نمونه های نوع B پس از HIPing عملا هیچ پیشرفتی را در یکجوری پس از 24 ساعت نشان نداد . هر دو نوع نمونه های دسته 2 در حدود Ti²Ni 2VOL% حتی با اعمال محلول گسترده پس از HIPing
3.3 اندازه گیری کالریمتری
حفظ شدند . شکل های 11 و 12 نتایج گرمایش و سرمایش DSC را به ترتیب برای ماده و نوع B دسته اول پس از زمانهای حرارتی گوناگون در ºc 450 نشان میدهد .
هیچ تغییر شکل در نتایج اعمال شده غیر حرارتی با توجه به فشارهای داخلی بالای موجود در تراشه های ماده معرفی شده توسط ابزار برش تراش مشخص نبود .
این فقدان تغییر شکل در تحلیل های DSC TiNi سرد کاری شده توسط موردیک ، استروز و کروباک نیز مشاهده شد .
پس از گرمایش در ºc 450 بمدت 20 دقیقه در محل دو تغییر شکل اگزوترمی در طول سرمایش مشاهده شد .
اولین تغییر شکل سرمایش مرحله R قبل از مارتفسیتی است و احتمالاً با توجه به تأثیر سخت گردانی عمل مرارت و احتمالاً فشارهای داخلی باقیمانده از صیقل کاری نقطه اوج اگزوترمی دمای پایین تر ، تغییر شکل مارتنسیتی را نشان می دهد.
یک نقطه اوج اندوترمی مجزا در گرمایش حاکی از تغییر شکل معکوس مشاهده گردید . در گرمایش اضافه تا کل 80 دقیقه دمایهای انتقال افزایش یافتند بخصوص دماهای Mf , Ms در حالیکه نقاط اوج R,M با افزایش زمانهای عمل حرارت به یکدیگر بیشتر نزدیک شدند .
این روندها مربوط به تأثیرات سخت گردانی بوده و چندین بار در این مقاله گزارش شده اند .اگر چه ترکیب پودری اولین دسته اتم مساوی بود .
این ماده محکم شده به تأثیرات سخت گردانی با توجه به تغییرات ریز ترکیبی حساس بود . در یک نواحی غنی از Ni موجود در ماتریکس موجب تشکیل رسوب با عمل گرما می شوند .
تغییرات ریز ترکیبی نیز نقاط اوج تغییر شکل وسیعی را توضیح دادند . هر نوع نمونه نمایش داده شده بوضوح تغییر شکل های مرحله R,M را در سرمایش بعلاوه تغییر شکل A در گرمایش مشخص کرده بدون عمل حرارتی بیشتر نقاط اوج تغییر شکل نمونه نوع B بسیار وسیع تر بودند .
بطور مشابه نمونه نوع A بوضوع حساسیت کمتری نسبت به تغییرات ریز ترکیبی با عمل محلول پس از HIPداشت. همانطور که با مقدار بیشتر Ni انتظار میرود تمامی دماهای انتقال بسیار و پایین تر از موارد موجود برای نمونه دسته 1 بودند.
دماهای انتقال از منحنی های DSC تفسیر شدند که دماهایی در نقاط تقاطع بین خط مبنا و نقطه اوج تغییر شکل بودند. دماهای تغییر شکل بدون بار برای نمونه نوع B دسته اول سخت گردانی شدهبه مدت یک ساعت و نمونه نوع A دسته 2 سخت گردانی شده بمدت 2 ساعت در جدول 1 نشان داده شده اند .
3.4 آزمایش ترمومکانیکی
3.4.1 نتایج تست کششی دسته 1
شکل 13 نتایج فشار – تنش کشش را برای دو نمونه نوع B نشان میدهد . این نتایج پاسخ غیر خطی دامنه افزایش تدریجی را نشان میدادند که حاکی از مقدار افزایش تدریجی باز شدن بود که تا زمان شکست نمونه با فشار تقریبی 105% روی می داد .
نتایج اولین دوره برای نمونه 1B-2 نشان داده و به فشار ماکسیمم 2% رسید . پاسخ بارگذاری غیر خطی بود بعلاوه با یک فشار پیوند زدایی شده تقریبی 1025% باقیمانده پس از بارگذاری . این فشار در گرمایش نمونه تا بالای Af به طور کامل بازیابی شد .
پس از گرمایش برای بازیافت فشار توسط تأثیر حافظه شکل (SEM) ، نمونه 1B-2 دوباره سرد شده و به لحاظ مکانیکی در RT تست شد .
نتیجه تست کششی بعدی همانطور که در شکل 13 نشان داده شد پیوند زدایی غیر خطی را نمایش داد که کمی سخت تر از اولین دوره بود .
این نمونه در طول دومین چرخه با فشار تقریبی 105% و تنش کاربردی 262MPa شکست خورد .
3.4.2 نتایج تست کششی دسته 2
نتایج تست کششی برای دو نمونه نوع 2B در شکل 14 نشان داده شده اند این منحنی پاسخ با توجه به پیوند زدایی غیر خطی بود و نمونه در حدود فشار 1% و تنش تک محوری z27MPa شکست خورد.
تحلیل های سطحی شکست ( شکل 15) حضور برجسته ای از هر دو ویژگی های شکست چکش خوار و ترک شکننده را آشکار ساخت .
این نوع رفتار شکست ترکیبی در تحقیقات کاتو گزارش شد که اظهار داشت نواحی شکست تر با توجه به مرزهای ذره پودری باقیمانده در نمونه های PM TiNi بودند .
نتایج تست کششی برای نمونه 2B-2 به یک فشار ماکسیمم 0.5% نیز در شکل 14 نشان داده شده اند . برای اولین دوره RT(M) ، نمونه تا زیر Mf سرد شده و به RT قبل از آزمایش برگشت .

فرمت این مقاله به صورت Word و با قابلیت ویرایش میباشد

تعداد صفحات این مقاله   134 صفحه

پس از پرداخت ، میتوانید مقاله را به صورت انلاین دانلود کنید

پایان نامه پردازش TiNi از پودرهای عنصری توسط پرسکاری ایزواستاتیکی داغ

اختصاصی از فی گوو پایان نامه پردازش TiNi از پودرهای عنصری توسط پرسکاری ایزواستاتیکی داغ دانلود با لینک مستقیم و پر سرعت .

فایل : word

قابل ویرایش و آماده چاپ

تعداد صفحه :132

پردازش TiNi از پودرهای عنصری توسط پرسکاری ایزواستاتیکی داغ

چکیده

روشی برای تولید نمونه های استوانه ای آلیاژ حافظه دار TiNi در توانایی برای ارائه نمونه های تست ترمومکانیکی به لحاظ اقتصادی برای پشتیبانی از یک تلاش مدل سازی رفتاری و ساختمندی مطلوب بود.

پیشرفت و نتایج اولیه چنین روشی در این مقاله ارائه شده اند . پودرهای عنصری به نسبت های 50.6 , 50.0 با Ni% ترکیب شده و به صورت ظروف فولاد ضد زنگ مهر و موم شده به لحاظ ایزواستاتیکی در zoompa  و 900- c1050’ پرسکاری داغ شدند و برای قرارگیری در معرض یک مقطع درجه بندی ماده TiNi محکم شده .

برای آزمایش ترمومکانیکی صیقل شدند . برخی نمونه های ماده برای تحلیل DSC به منظور تعیین دماهای انتقال بعلاوه برای آزمایش میکروسکوپی استفاده شدند .

تأثیرات HIPing و حرارت پس از تحکیم با تقریباً 99% غلظت فرضی و تقریباً زیر ساختارهای TiNi همانند ایجاد شدند .

این نمونه ها به لحاظ مکانیکی در فشار تست شده و درجات متوسطی از تأثیر حافظه شکل و شبه ارتجاعی را نشان میدادند .

مقدمه

آلیاژ های حافظه شکل( SMA ها ) علاقه فراوانی را برای توانایی آنها برای استفاده بعنوان مواد کاربردی در بسیاری از عملیاتهای مهندسی مثل ساختارهای فعال ، انطباتی یا هوشمند ، ترکیبات حافظه شکل ( SMA ها ) بعلاوه عملیاتهای زیست پزشکی معینی بدست آورده اند .

بخشی از منحصر بفرد بودن این آلیاژها توانایی آنان برای کنترل مواد و خواص رطوبتی خود و نیز تغییر شکل آنها با توجه به دما است .

این ویژگی با توجه به تأثیر حافظه شکل ویژگی های شبیه ارتجاعی این آلیاژهاست . این رفتارهای منحصر بفرد مربوط به جهت یابی مجدد و یا باز کردن جهش های مارتنسیت و تغییر شکل مرحله مارتنبسیت- اوستنیت معکوس است.از میان بسیاری از ( SMA ها )   که شامل CuALNi , CuznAl , AuCd , TiNi هستند .

آلیاژهای نیکل –تینانیوم اتم مساوی نزدیک به طور گسترده ای به علت چکش خواری عالی آنها ، تأثیر مقاومت و خواص رطوبتی و مقاومت در برابر فرسایش بعلاوه خواص حافظه شکل برتر آنها بررسی شده اند .

به طور سنتی به خصوص به لحاظ تجاری TiNi SMAS توسط ذوب القایی خلاء یا تکنیک های ذوب قوسی خلاء پردازش می شوند