مجله مواد نوین
سال سیزدهم شماره 4 (پیاپی 50، زمستان 1401)

در این پژوهش تاثیر نسبتCaO/MgO   به عنوان اصلی ترین اکسیدهای فعال کننده واکنش ها در حین پخت کاشی دیواری بر مسیر تحولات و تشکیل فازهای مفید مانند آنورتیت، دیوپساید و ولاستونیت و کاهش فاز مخرب ژلنیت و کوارتز آزاد مطالعه شد.

در بخش اول تحقیق، به منظور تعیین مقدار بهینه کربنات کلسیم به عنوان اصلی ترین منبع تامین CaO، نمونه هایی با0 ، 6 ، 12 و 15 درصد وزنی ساخته شد. با توجه به نتایج به دست آمده، نمونه با 12 درصد وزنی کربنات کلسیم به دلایل داشتن کوارتز آزاد کمتر، رشد بیشتر آنورتیت و فاز ژلنیت کمتر؛ همچنین جذب آب مناسب کاشی دیوار، ضریب انبساط حرارتی پایین، درصد انبساط رطوبتی کمتر و درصد انقباض پخت مناسب به عنوان بهترین نمونه انتخاب شد.  در بخش دوم تحقیق، آمیزهای با 12 درصد وزنی کربنات کلسیم و درصدهای وزنی 5، 7 و 10 درصد از خاک های محلی تامین کننده MgO در ایران (تالک بروجرد) ساخته شدند.

آمیزها پس از شکل دهی با پرس، در فرایندی کاملا صنعتی و در کوره پخت سریع، زینتر  شدند. به وسیله آزمون پراش اشعه ایکس و به کمک روش پالایش Rietveld که در نرم افزار Maud انجام شد، درصد وزنی فازهای تشکیل دهنده ریزساختار نهایی به صورت کمی محاسبه شد.

با افزایش درصد وزنی تالک و کاهش نسبت CaO/MgO به کم تر از 4، درصد وزنی فاز دیوپساید تا 15 درصد وزنی افزایش یافت. کاهش نسبت CaO/MgO  به کمتر از 3، موجب کاهش رشد فاز دیوپساید شد.

درکامپوزیت های زمینه تیتانیم - مولیبدن تقویت شده با ذرات کاربید بور که به روش تف جوشی پلاسمای جرقه ای تولید می شوند، واکنش بین زمینه و ذرات تقویت کننده می تواند موجب شکل گیری ترکیب هیبریدی TiB + TiC شود. از طرفی ساختار کریستالی آلیاژهای تیتانیم - مولیبدن به شدت به مقدار مولیبدن اضافه شده وابسته بوده و با توجه به نتایج بدست آمده در پژوهش های قبلی مشخص شده است که برای دستیابی به توزیع یکنواختی از ساختار دوفازی آلفا + بتا و خواص مکانیکی بهینه، بایستی حداقل 10 درصد وزنی مولیبدن به تیتانیم افزوده شود. لذا هدف اصلی از انجام این پژوهش، بررسی تاثیر افزودن 5/0 درصد وزنی کاربید بور به آلیاژ تیتانیم - مولیبدن در دمای های تف جوشی مختلف بر میزان چگالش، بهبود حلالیت مولیبدن در تیتانیم (که موجب تحولات ساختاری به β و β+α می شود) و شکل گیری محصولات فازی با ترکیب هیبریدی مذکور است.

به همین منظور، نمونه هایی با ترکیب Ti -10Mo- 0.5B4C  در دماهای 1150، 1300 و 1450 درجه سانتیگراد برای مدت زمان 5 دقیقه و تحت فشار 50 مگاپاسکال به روش SPS تف جوشی شدند. تحولات ریزساختاری و خواص فیزیکی و مکانیکی کامپوزیت های تولیدی بعنوان معیاری برای سنجش تاثیر افزایش دما در میزان تولید تقویت کننده های درجا و به تبع آن مقدار فاز بتای تولید شده در نتیجه ی ترغیب واکنش های گرمازای موضعی و تعیین مکانیزم، مورد ارزیابی قرار گرفت. علاوه براین برای دستیابی به نتایج دقیق تر، بررسی های کیفی همچون آنالیز فازی نمونه های تف جوشی شده انجام شد.  

نتایج نشان داد که با ازدیاد دمای تف جوشی، چگالی افزایش یافته است. هم چنین انجام واکنش بین ذرات کاربید بور با زمینه نیز ترغیب شده و موجب پیدایش تقویت های درجای TiB و TiC شده است. ازطرفی استقرار نسبتا یکنواخت شان در زمینه دلیلی بر بهبود خواص مکانیکی می باشد. در این میان بایستی به تاثیر انحلال بیشتر مولیبدن و متعاقبا یکنواخت شدن بیشتر آن نیز اشاره کرد.

افزایشی چگالی با دمای تف جوشی، از دلایل مهم بهبود خواص مکانیکی می باشد. با توجه به بررسی خواص فیزیکی و مکانیکی کامپوزیت ها، مشاهده شد که استحکام کشش نهایی (UTS) و همچنین ازدیاد طول نمونه های کامپوزیتی با افزایش دمای تف جوشی، افزایش یافت. افزایش دمای تف جوشی منجر به تراکم نسبی بالاتر و تولید فازهای درجای بیشتر گردید.

به منظور بهبود خواص فیزیکی و مکانیکی پلی اتیلن افزودن برخی تقویت کننده ها مانند خاک رس به آن بسیار رایج است. خاک رس به عنوان یکی از مهمترین تقویت کننده ها جهت افزودن به پلیمرهای مختلف می باشد که منجر به تولید دسته جدیدی از مواد به نام کامپوزیت های پلیمر- خاک رس شده است.

در تحقیق حاضر، رفتار کششی نانو کامپوزیت های زمینه پلی اتیلن تقویت شده با درصدهای مختلف نانو ذرات خاک رس از نوع مونت موریلونیت (0، 1، 3، 5 و 10) در دو نرخ کرنش (1/0 وmin-1 5/0) و دو دمای متفاوت (25 و 50 درجه سانتی گراد) مورد بررسی قرار گرفته است. برای این منظور نمونه های استاندارد با استفاده از روش قالب گیری تزریقی تهیه شدند. همچنین سطح شکست نمونه های تغییر شکل یافته به همراه سطح جانبی نمونه های کرنش یافته به ترتیب با استفاده از میکروسکوپ الکترونی روبشی و میکروسکوپ نوری مورد بررسی قرار گرفت.

نتایج به دست آمده از آزمایش کشش نشان داد که خواص کششی پلی اتیلن به مقدار نانو خاک رس و وابستگی دارد. ب طوریکه با افزایش نانوخاک رس تا 10 درصد وزنی استحکام تسلیم از 24 به 28 مگاپاسکال افزایش می یابد. بررسی مدل ایرینگ نشان می دهد که افزودن نانو ذرات خاک رس تا 10 درصد وزنی ، باعث افزایش میزان تغییرات آنتالپی از 97/64 به بالاتر از 100 kj/mol و حجم فعال سازی از 0049/0 به 01/0 می شود.

نتایج ارزیابی میکروسکوپی بیانگر نقش پررنگ نانوذرات خاک رس در فعال شدن باندهای برشی در حین تغییر شکل پلی اتیلن می باشد.

آب چرخه خنک سازی نیروگاه شهید مفتح همدان از تصفیه فاضلاب تامین می گردد. لذا کنترل شیمیایی آب به منظور کنترل خوردگی در چرخه اهمیت بالایی دارد.

نتایج آزمون TBC اب چرخه خنک کن نشان دهنده تعداد تقریبی کلونی باکتری برابر با  cfu/ml103 بوده که در بازه پایین قرار دارد. از سوی دیگر بر اساس نتایج آزمون های میکروبی میزان باکتری های TRB، IRB و APB بسیار بالا و دارای مقادیر cfu/ml 1200، 2300-500 و 105 می باشد. استفاده از آب تصفیه فاضلاب به عنوان تغذیه خنک سازی به دلیل وجود غلظت بالای یون کلسیم منجر به تشدید رسوب گذاری و افزایش رشد میکروبی می گ ردد. همچنین وجود نیترات بالا نیز به دلیل منشاء فاضلاب آب تامین کننده قابل پیش بینی بوده که این مقدار نیترات باعث تشدید باکتری های احیا کننده نیترات و نیتریت می گردد. از طرفی، وجود فسفات و سولفات بالا در نمونه نیز باعث افزایش رسوب گذاری و تشدید رشد میکروبی به ویژه باکتری های احیا کننده سولفات در نمونه همراه خواهد بود.

در نتیجه غلظت های بالای باکتری های TRB، IRB و APB در اولویت اول می بایست به صورت انتخاب گزین حذف گردند. در اولویت دوم، یون های نیترات و سولفات که خوراک باکتری های NRB و SRB می باشند با روش های انتخاب گزین حذف یون های نیترات با استفاده از رزین های تبادل یون و سولفات با روش احیا بیولوژیکی می بایست حذف گردند. با توجه با بالا بودن عوامل میکروبی TRB، IRB و APB و همچنین بالا بودن غلظت خوراک عوامل میکروبی، به عنوان اولویت سوم روش های بر پایه زیست کش های غیر اکسید کننده در دستور کار قرار می گیرد.

 از پژوهش حاضر، مطالعه رفتار آلیاژ منیزیم AZ91 در آزمون کشش سرد و گرم بود. برای این منظور، آلیاژ مذکور در شرایط انجمادی همراه با مبردگذاری و بدون مبردگذاری ریخته گری شد. در حین آماده سازی مذاب، عنصر نقره در مقادیر مختلف به مذاب اضافه گردید. آزمون کشش تک محوری در دمای اتاق و در دمای 120 درجه سانتیگراد بر روی نمونه های آلیاژی با درصدهای مختلف نقره و با شرایط انجمادی متفاوت انجام گرفت. نتایج نشان داد که حضور نقره در آلیاژ سبب تغییر در مورفولوژی فاز Mg17Al12 و تغییر در ریزساختار و خواص کششی آلیاژ شد. ریزساختار و مورفولوژی رسوبات توسط میکروسکوپ نوری مورد مطالعه قرار گرفت. همچنین سطح شکست آلیاژ پس از آزمون کشش توسط میکروسکوپ الکترونی روبشی بررسی شد. تغییر در مورفولوژی این فاز بر خواص مکانیکی آلیاژ اثر قابل ملاحظه ای دارد. این فاز یک فاز ترد و شکننده بوده و می تواند در کنار ساختار بلوری هگزاگونال منیزیم سبب تضعیف رفتار کششی آلیاژ گردد. بهترین رفتار کششی برای نمونه با wt% 0.1 نقره بدون مبردگذاری به دست آمد. در این نمونه فاز Mg17Al12 به صورت پراکنده و با پیوستگی کمتر در مرز دانه ظاهر شد. هنگامی که مقدار نقره به wt% 0.4 افزایش یافت، خواص کششی به دلیل افزایش اندازه رسوبات این فاز در ریزساختار کاهش قابل ملاحظه ای یافت. انجماد همراه با مبرد اثر مثبتی بر خواص کششی آلیاژ در دماهای بالا و پایین نداشت.

در پژوهش حاضر، اثر افزودن نقره به عنوان عنصر آلیاژی همراه با تغییر در شرایط انجماد با و بدون استفاده از مبردگذاری بر ریزساختار و خواص کششی آلیاژ AZ91 با استفاده از آزمون های کشش در دمای اتاق و کشش در دمای °C 120 مورد مطالعه قرار گرفت. نکته مهم در پژوهش حاضر استفاده از عنصر نقره است که در مطالعات پیشین کمتر به آن پرداخته شده است. برای افزودن بسیاری از عناصر آلیاژی، مشکلاتی از قبیل احتمال اکسید شدن، تبخیر شدن و ورود به سرباره وجود دارد. هممچنین بسیاری از عناصر آلیاژی باید به صورت ترکیبی و در قالب یک آمیژان وارد مذاب شوند، در صورتی که در این مطالعه، عنصر نقره به صورت گرانول خالص به مذاب اضافه شد. نقره به عنوان یک عنصر نجیب تمایل کمتری به ایجاد ترکیبات شیمیایی و بین فلزی از خود نشان می دهد و از این لحاظ پایداری خوبی را در هنگام آماده سازی مذاب و ریخته گری دارد. چنین خصوصیاتی این امکان را به وجود آورده که در پژوهش حاضر، ریخته گری بدون نیاز به اتمسفر کنترل شده انجام گیرد. در بسیاری از تحقیقات مشابه، خواص کششی دمای بالا در محدوده ای از دما مورد بررسی قرار گرفته اند که مکانیسم های خزشی فعال می باشند، اما در این پژوهش، دما تا این اندازه بالا نیست و محدوده دمایی پایین تر است و هدف بررسی رفتار کشش در دمای بالا بدون رخداد خزش است. در اغلب مطالعات مربوط به رفتار مکانیکی آلیاژ AZ91 اندازه دانه مهم ترین پارامتر مورد مطالعه بوده است، در صورتی که در این پژوهش، اهمیت و نقش فاز β-Mg17Al12 به عنوان فاز ترد موجود در آلیاژ مورد تاکید بوده و اثر این فاز بر خواص کششی مد نظر می باشد. قابل ذکر است که مباحث تفسیر ریزساختار، ترکیب شیمیایی و آنالیز عنصری فازهای موجود در آلیاژ در یک مقاله دیگر به قلم نویسندگان حاضر به چاپ رسیده است.

نمونه های AZ91 (با ترکیب شیمیایی متوسط حاوی 9 درصد وزنی Al، 0.9 درصد وزنی روی و 0.2 درصد وزنی منگنز) با استفاده از ریخته گری در قالب دایمی تولید شدند. مواد اولیه به صورت شمش تجاری در داخل یک کوره مقاومت الکتریکی گرم شدند. قالب فولادی مجهز به مبرد مسی دارای سیستم آبگرد در یک جعبه عایق حرارتی نگهداری می شد. عملیات ریخته گری در دمای 650، 750 و 850 درجه سانتی گراد با یا بدون مبرد انجام شد. نمونه های مکعبی (2×2×2 سانتی متر مکعب) از قسمت میانی و نزدیک به مرکز قطعات ریخته گری شده بریده شدند. سطح نمونه ها با استفاده از کاغذهای سنباده SiC از شماره 60# تا 2500# سنباده زنی شد. سپس نمونه ها بر روی یک نمد مخصوص و با استفاده از یک محلول شوینده تجاری صیقل داده شدند. برای بررسی ریزساختار، نمونه ها توسط محلول استیک پیکرال (مخلوطی از 10 میلی لیتر اسید استیک، 4.2 گرم اسید پیکریک، 10 میلی لیتر آب مقطر و 70 میلی لیتر اتانول) به مدت 1 ثانیه حکاکی شدند. برای بررسی ریزساختار نمونه ها از میکروسکوپ نوری استفاده شد.برای ارزیابی رفتار مکانیکی نمونه ها، آزمون های کشش در دمای اتاق (طبق استاندارد ASTM-E8) و در دمای °C 120 (طبق استاندارد ASTM-E21) انجام شدند.

اثر هم زمان 0.1 درصد وزنی نقره و مبردگذاریدر شکل 3، نتایج آزمون های کشش دمای اتاق بر روی نمونه های حاوی 0.1 درصد وزنی نقره و با شرایط انجمادی متفاوت مربوط به نمونه 1 (ریخته گری بدون مبرد در دمای C 650)، نمونه 2 (ریخته گری با مبرد در دمای C 750) و نمونه 3 (ریخته گری با مبرد در دمای C 850) نشان داده شده است. همان گونه که در شکل 3 مشاهده می شود، واضح است که رفتار کششی AZ91 با 0.1 درصد وزنی نقره پس از انجماد با مبردگذاری افت داشته است. نتایج نشان می دهد که نمونه حاوی wt% 0.1 نقره و ریخته گری شده در  °C 650 دارای بهترین خواص کششی در بین تمام نمونه های با انجماد بدون مبردگذاری است.ذوب ریزی از °C 850 با انجماد همراه با مبردگذاری باعث بهبود خواص کششی در مقایسه با نمونه ریخته گری شده در دمای °C 750 درجه سانتیگراد شده است.  به منظور توضیح عملکرد مکانیکی نمونه های مورد بحث، بررسی ریزساختار نمونه ها برای توضیح عملکرد مکانیکی آنها ضروری است. شکل 4 ریزساختار نمونه های ریخته گری شده در شرایط مختلف در پژوهش حاضر را نشان می دهد.تصاویر میکروسکوپی نمونه های حاوی 0.1 درصد وزنی نقره و ریخته گری شده در شرایط مختلف در شکل های 4-الف، 4-ب و 4-ج به نمایش در آمده است. انجماد همراه با مبردگذاری می تواند مورفولوژی فاز Mg17Al12 را تغییر دهد. در نمونه های با حالت های مختلف انجماد، اندازه و توزیع Mg17Al12 متفاوت است. برای نمونه ریخته گری شده در °C 650، که بدون مبردگذاری تولید شده، سرعت سرد شدن بسیار بالا بود که باعث شده فاز Mg17Al12 به صورت رسوبات مرزدانه ای ریز ظاهر شود. انجماد همراه با مبردگذاری نرخ انتقال حرارت را کاهش داده و این باعث تغییر در مورفولوژی Mg17Al12 به صورت پیوستگی کمتر و ضخامت بیشتر شده است. این اثر توسط چن و همکاران نیز گزارش شده است. کاهش نرخ انتقال حرارت سبب افزایش اندازه دانه های فاز زمینه گردیده و به تبع آن فاز Mg17Al12 نیز ضخیم تر شده است. مقایسه بین نمونه های ذوب ریزی شده در °C 650 و °C 850 نشان می دهد که انجماد همراه با مبردگذاری تقریبا تاثیری بر مورفولوژی فاز β ندارد، اما دمای ذوب ریزی بالاتر منجر به ضخامت بیشتر فاز β شده است. به طور خلاصه باید گفت که پس از انجماد همراه با مبردگذاری، ریزساختار AZ91 حاوی 0.1 درصد وزنی نقره تغییر یافته است.مبردگذاری منجر به کاهش مقدار فاز Mg17Al12 و به طور هم زمان منجر به تولید رسوبات درشت و ضخیم Mg17Al12 می شود. این واقعیت باعث خواص مکانیکی ضعیف نمونه ریخته گری شده در °C 750 در دمای اتاق شده است...

 افزودن نقره به مذاب آلیاژ AZ91 باعث تغییر ریزساختار و خواص مکانیکی این آلیاژ شد.- هنگامی که نقره به AZ91 اضافه شد، مورفولوژی فاز Mg17Al12 از شبکه های مرزدانه ای ریز به رسوبات درشت و ضخیم با پیوستگی کمتر تغییر یافت.- کاهش پیوستگی فاز β منجر به بهبود خواص کششی در اتاق و دماهای بالا شد.- برای نمونه های حاوی مقادیر مختلف نقره بدون مبردگذاری، در آزمون کشش سرد، افزودن نقره سبب بهبود رفتار کششی آلیاژ شد. در آزمون کشش گرم نیز همین روند تکرار شد.- در آزمون کشش سرد نمونه های حاوی wt% 0.1 نقره، استحکام تسلیم و استحکام کششی برای نمونه ریخته گری شده در  °C 650 بیشترین مقدار بود که مبردگذاری سبب کاهش این مقادیر شد. با افزایش دمای ذوب ریزی، مقادیر استحکام افزایش اندکی پیدا کرد. مقادیر کرنش شکست برای نمونه تولید شده با مبردگذاری در °C 850 بیشترین مقدار بود. نتایج آزمون کشش گرم نیز تقریبا به همین منوال بود

امروزه از سوپرآلیاژهای پایه نیکل به دلیل خواص مکانیکی بالا در قطعات داغ توربین های گاز و موتورهای هوایی استفاده می شود. این قطعات داغ حین سرویس و به دلیل نوسان های دمایی، تنش های ناشی از ارتعاش و دوران تحت مکانیزم های تخریبی نظیر خستگی دمای بالا، خستگی حرارتی و اکسیداسیون قرار می گیرند. لذا برای افزایش عمر این قطعات از روش های مختلفی استفاده می شود. استفاده از پوشش سد حرارتی فلزی و سرامیکی و نیز کاهش تعداد مرزهای دانه به کمک ریخته گری ریزساختار های انجماد جهت دار و تک بلور از جمله روش های متداول است. 

در این پژوهش اثر پوشش فلزی بر تشکیل ترک خستگی حرارتی در یک سوپرآلیاژ پایه نیکل با ریزساختار انجماد جهت دار بررسی شد. نمونه های دیسکی شکل از استوانه های ریخته شده سوپرآلیاژ با ریزساختار انجماد جهت دار تهیه شد. نیمی از نمونه ها بدون پوشش و نیم دیگر به صورت پوشش داده شده با  پودر CoNiCrAlY و به روش HVOF، تحت آزمون های خستگی حرارتی با سیکل های حرارتی یک ساعته بین دو دمای °C  400 و °C800 به تعداد 24، 48، 96، 150 سیکل قرار گرفت. آزمون ها داخل کوره  باکسی مجهز به کنترل کننده دقیق شیب حرارتی انجام شد.  پس از خارج شدن نمونه ها از کوره مذکور، تغییرات وزن آنها نسبت به حالت اولیه با دقتg 4-10 اندازه گیری شد. از روش پراش پرتو ایکس برای شناسایی فازها و از میکروسکوپ نوری و الکترونی روبشی مجهز به حسگر EDS برای بررسی تاثیر پوشش و اجزای ساختاری بر تشکیل ترک های خستگی حرارتی استفاده شد.

تغییرات وزن در نمونه های پوشش دار حدود 100 برابر کمتر از نمونه های بدون پوشش است. هنگام انجماد، با تشکیل ذرات کاربیدی در سوپر آلیاژ، گرادیان غلظتی عناصر آلیاژی، در فصل مشترک ذره کاربیدی و زمینه اتفاق می افتد. در نتیجه با اکسیداسیون ترجیحی عناصر آلیاژی نظیر کروم، نیکل و تیتانیوم در این فصل مشترک، فازهای سوزنی شکل اکسیدی ایجاد شدند. همزمان با نفوذ اکسیژن به سطح فاز γ’ اکسید شده و منطقه تهی از γ’ به وجود می آید. با تشکیل فازهای اکسیدی، حفرات اکسیدی و از به هم پیوستن این حفرات شیارهای ریز تشکیل می شود. گسترش ترک ها از بهم پیوستن شیارهای اکسیدی و از سطح نمونه اتفاق می افتد. در نمونه های پوشش دار با اکسید شدن آلومینیم در سطح پوشش، غلظت آلومینیم در پوشش کاهش یافته حفرات اکسیدی و ریز ترک درون پوشش ایجاد می شود. میزان فاز اکسیدی و اندازه متوسط آنها نسبت به نمونه بدون پوشش کاهش یافته است. کاهش همزمان غلظت نیکل و آلومینیم درون زیرلایه و در مجاورت فصل مشترک، باعث انحلال فاز γ' در فاز γ می شود و در نتیجه منطقه تهی از فاز γ' ایجاد می شود.

مشاهده شد که با اعمال پوشش، محل تشکیل ترک از سطح نمونه به فصل مشترک پوشش و زیرلایه منتقل می شود. در نمونه های بدون پوشش تشکیل ترک به دلیل اکسیداسیون ذرات کاربیدی، شکسته شدن آنها و تشکیل حفره های اکسیدی است. در حالی که در نمونه پوشش دار با انحلال فاز γ' استحکام فصل مشترک پوشش و زیرلایه کاهش یافته و ترک در امتداد فصل مشترک تشکیل می شود.