پردازش TiNi از پودرهای عنصری توسط پرسکاری ایزواستاتیکی داغ

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 .
تاثیرات 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 تاثیر 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 تاثیر 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 ، تاثیر 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 موثری از بهره برداری یک جور سازی سریعی باشد که توسط ذوب جزئی بدون افت زیاد غلظت با توجه به تاثیرات موئینی تحت تاثیر 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 . تاثیر 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 تاثیرات 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 تاثیراتی 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 تاثیر 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 تاثیر 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 تاثیر 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 تاثیرات 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 تاثیرات 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 تاثیر 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 .
فشار پیوند زدایی شده 0.2% توسط گرمایش در 200 ºc بمدت 10 دقیقه کاملاً بازیافت شد . در مقایسه با پاسخ نمونه 2B-1 منفی RT(M) پاسخ بارگیری فوق العاده کمتری را نشان داد.
با عمل گرمای پس از HIP گسترده ، ریز ساختار نمونه 2B-1 درجه کمتری از تغییر ریز ترکیبی را در بر داشته و بنابراین دارای درصد حجمی بالاتری از مرحله مارتنسیتی در آغاز بارگیری بود .
برای دور دوم RT(M) این نمونه تا RT از بالای Af سرد شد . در RT این نمونه بیشتر مرحله R بر اساس نتایج DSC بود .
پاسخ بطور قابل ملاحظه ای نسبت به دور اول سختی کمتری داشت که هماهنگ با رفتار پیوند زدایی مرحله R گزارش شده در تحقیقات شاو و کراکیدز بود . فشار باقیمانده 0.25% به طور کامل در گرمایش بازیافت شد .
3.4.3 نتایج A تست تراکم دسته 1
همانند موارد تست کششی ، نمونه تراکمی در RT پس از سرد شدن تا زیر Mf تست شد . این نمونه در معرض چندین چرخه بارگیری افزایش فشار کاربردی ماکسیمم قرار گرفت.
پس از هر چرخه ، طول نمونه اندازه گیری شده ، در 150ºc بمدت 10 دقیقه حرارت داده شد . مجدداً در RT برای تعیین بازیافت فشار توسط SME اندازه گیری شده و برای چرخه بعدی مجدداً سرد شده.
نتایج چرخه های تست تراکمی برای نمونه 18 در شکل 16 نشان داده شده اند . فشار پیوند زدایی شده -105% باقیمانده بود . پس از بارگذاری توسط گرمایش کاملاً بازیافت شد .
چرخه های بارگیری بعدی ، پاسخ های مشابهی را با دامنه ای که تا حدود -3% فشار افزایش می یافت نشان داد . پس از هر چرخه فشار پیوند زدایی شده به طور کامل در گرمایش بجز برای مقدار کم فشار پلاستیکی بازیافت شد.
3.4.4 نتایج تست تراکمی دسته 2
شکل 17 رفتار تغییر شکل تراکمی یک نمونه نوع2A را در ºc RTC 19 نشان میدهد . برای اولین چرخه بارگیری RT(M) ، این نمونه تا زیر Mf سرد شده و به RT برگشت کاهش دادند .
بارگیری که آغاز پیوند زدایی مارتنسیتی را نشان میداد در حدود -172MPa روی داد . فشار -105% باقیمانده پس از بارگذاری بطور کامل توسط SME در گرمایش نمونه بمدت 10 دقیقه در 600 ºc بازیافت شد .
برای دومین دوره ، RT(R) نمونه تا RT از بالای Af سرد شد . مهمترین مشاهده از این پاسخ بارگیری سختی بارگیری اولیه پایین تر در مقایسه با چرخه مارتنسیتی کامل و پاسخ کمی سخت تر در طول ناحیه تغییر شکل بود .این تغییرات توسط مقدار زیاد مرحله R توضیح داده می شوند .
زیرا این نمونه تا RT سرد شد که زیر RF است . پاسه بارگیری برای این چرخه دارای پیوند زدایی مرحله R است که به عنوان چهار تغییر خود تراکمی بعلاوه تغییر شکل های A(M و R(M ایجاد شده از فشار شکل میگیرد.
سختی در طول پیوند زدایی و تشکیل SIM در هر دو چرخه به طور قابل ملاحظه ای در مقایسه با رفتار TiNi چدنی معمولی بالاتر بود .
سختی زیاد نیز در طول بارگیری ارتجاعی نمونه مارتنسیتی کامل مشخص بود که بعنوان RT(M) در شکل 17 نشان داده شد که یک مدولوس ارتجاعی 25GPa را نشان داد که بیش از دو برابر مقدار معمولی گزارش شده در این پژوهش برای آلیاژهای چدنی بود .
بیش از 10GPa مقدارهای ارتجاعی برای آلیاژهای TiNi PM نیز در این تحقیق گزارش شده است . شکل 18 پاسخ های مکانیکی نمونه نوع 2A دیگر که بطور تراکمی در دماهای گوناگون بالای As بارگیری شده نشان میدهد. این در شکل مدولوس ارتجاعی پایین تر در بارگیری اولیه 35ºc مشخص است .
زیرا در آن دما ، نمونه فقط بطور جزئی با بقیه مرحله R اوتنسیتی است . در دماهای دیگر که همگی بیشتر از Af هستند پاسخ های مکانیکی یک مدولوس بارگیری ارتجاعی 39GPa را نشان دادند که هماهنگ با این مدولوس برای TiNi اوتنسیتی چدنی گزارش شده در این پژوهش است.
پاسخ های تغییر شکل در شکل 18 شبه ارتجاعی جزئی را نشان دادند در اینکه فشارهای روی داده در طول تشکیل SIM به طور جزئی در طول بارگذاری بازیافت شدند .
دریافته اند که بدون یک ترکیب عمل گرما و سر کاری ، ویژه آلیاژهای TiNi کمتر از 51%Ni خاصیت شبه ارتجاعی کاملی را نشان نمی دهند .
فشارهای باقیمانده پس از آزمایشات 35 و ºc 52 کاملاً توسط گرمایش نمونه در 200 ºc برای 10 دقیقه بازیافت شدند در حالیکه موارد باقیمانده پس از دوره های دمایی بالاتر فقط تا حدی بازیافت شدند که تقریباً 0.5% فشار پلاستیکی را بر جا گذاشتند .
رفتار شبه ارتجاعی جزئی مشابه و بازیافت گرمایش بدون بار بعدی در سابوری ،تاتومی و ننو برای نمونه های نورد کاری شده داغ و چدنی Ti-50. 4% Ni آزمایش شده در فشار گزارش شدند .
انتقال تدریجی دامنه به ناحیه تغییر شکل معکوس در طول بارگذاری بعلاوه تغییر شکل SIM در طول بارگیری احتمالاً از تغییرات ریز ترکیبی بین دانه های ایجاد شد که از انتشار داخلی ناقص این پودرها نشات می گرفتند .
مشاهده دیگری را که میتوان از شکل 18 گرفت این است که تنش بحرانی برای تشکیل SIM (6m) با دما افزایش می یابد .
این روند خاص پاسخ های مکانیکی SMA در دماهای بالای Af است روند مشابهی برای تنش بحرانی که در آن تغییر شکل معکوس شروع می شود (6r ) وجود دارد .
اگر چه ارزیابی مقدارهای تنش به علت تغییرات تدریجی دامنه در طول بارگذاری بسیار مشکل تر بود .روابط بین تنش های بحرانی برآورده شده در طول بارگیری بعلاوه بارگذاری و دما Ms(6) و(6) As به ترتیب در شکل 19 نشان داده شده اند .
وابستگی خطی تقریبی تنش های بحرانی هماهنگ با روابط نوع Clausius-Clapeyran گزارش شده برای اغلب SMS ها است.
دامنه های این ارزیابی های خطی کمترین مربع ، ºc -5.4MPa/ برای 6M(T) و -5.gMPa/ ºc برای (T) 6r هستند .
دامنه های ارزیابیهای تقریباً 4.1MPa/ ºc و 6.8MPa/ ºc برای 6r(T) و 6r(T) به ترتیب در تحقیقات میازاکی برای چدن Ti-50 در نمونه های %Ni تست شده در فشار گزارش شد.
تنها مورد از چنین رابطه ای برای رفتار تراکمی برای TiNi اتم مساوی در تحقیقات ارگاس و فاویر ارائه شده که دامنه 6m(T) ، ºc BMPd – را گزارش کردند .
یک نمونه نوع 2B که بمدت 24 ساعت تحت عمل محلول قرار گرفت در تراکم با استفاده از کنترل فشار کشش سنج تست شد.
نتایج بارگیری تراکمی برای یک فشار کاربردی ماکسیمم 2% در شکل 20 نمایش داده شده اند. اولین منحنی RT(M) پاسخ بارگیری نمونه در مرحله مارتنسیتی در RT است .
این منحنی پاسخ پیوند زدایی را تا تقریباً -108% نشان داد که پس از آن دامنه بارگیری شروع به افزایش کرد که حاکی از شروع اشباع پیوند زدایی بود .
این منحنی دو تغییر دامنه را در طول بارگیری نشان داد حاکی از اینکه مرحله R تا حدود فشار 0.3% به دنبال تغییر شکل R(M ایجاد شده از تنش بعدی که تا فشار ماکسیمم -2% ادامه می یابد پیوند زدایی می شود .
کل فشار -104% باقیمانده پس از بارگذاری توسط SEM در گرمایش بازیافت شده همچنین در این شکل پاسخ مکانیکی نمونه SB که به طور تراکمی در، ºc 70 باردار شده نشان داده شده است.
از این منحنی مشخص است که بارگیری ارتجاعی سخت تر ماده اوتنسیتی و افزایش دامنه در -30MPa حاکی از شروع تغییر شکل SIM است.
تشکیل SIM تا فشار -107% وقتیکه دامنه شروع به افزایش یافت ادامه پیدا کرد . بازیافت شبه ارتجاعی جزئی در بارگذاری مشاهده گردید که حلقه پسماند ناقصی را تشکیل میداد .
فشار -0.7% که در طول بارگذاری بازیافت نشد توسط گرمایش 10 دقیقه ای در ، ºc 200 بازیافت گردید . شکل های 21 و 22 نتایج چرخه های بارگیری افزایش مداوم را برای نمونه مشابه در حالت مارتنسیتی و حالت اوستنیتی به ترتیب نشان میدهند .
نتایج موجود در شکل 21 ماهیت وابسته به سابقه پاسخ مکانیکی SMA را نشان میدهد . فشار پیوند زدایی پس از اولین دور مشاهده شده دور بعدی بارگیری ارتجاعی را تا سطح تنش بارگذاری دوره قبلی بدنبال ادامه پاسخ پیوند زدایی نمایش داد که تاثیر پیش فشار بر روی SMA را نشان میدهد .
این روند برای هر دور تصاعدی مشهود است . دوره های بعدی متفاوت از پاسخ ایده آل بودند در اینکه بارگیری ارتجاعی هر دور با بارگذاری دور قبلی همپوشانی نمی کند .
این حلقه های پیامدی کوچک احتمالاً با توجه به تغییر شکل معکوس دانه های باقیمانده اوستنیت یا مرحله R بودند که حتی پس از سرمایش با توجه به تغییرات ریز ترکیبی دانه ای باقی ماندند .
نتایج شکل 22 پاسخ وابسته به سابقه TiNi توستنیتی را محصور نمودند . شروع تشکیل SIM در دور سوم مشاهده شد. ادامه تغییر شکل SIM در هر دور که پس از سطح تنش بارگذاری دور قبلی ادامه یافته بدست آمد .
بازیافت شبه ارتجاعی جزئی در طول بارگذاری در هر دور که با دور سوم شروع می شود مشاهده گردید.
4. نتایج و پیشنهاداتی برای پژوهش های آینده
روش ساخت ایجاد شده در این تحقیق ، ماده TiNi محکمی را با ریز ساختار یکجور ایجاد کرد . محدودیت موجود در حجم نمونه با توجه به فشارهای ایزواستاتیکی بالا در طول HIPing منجر به استفاده از دماهای بالاتر برای تشدید سرعت انتشار پودر توسط ذوب جرئی بدون معرفی تخلخل مقیاس بزرگ مشاهده شده در آلیاژ های TiNi پرسکاری داغ و زنتیر شده گردید.
یکجوری بیشتر با ایجاد حرارت اضافی تا 60 ساعت پس از HIPing افزایش یافت.ریز ساختارهای آلیاژهای میانگین اندازه دانه کوچکی را با حدود تقریبی 10mm نشان داد که از اندازه های پودری کوچک نشات می گرفتند .
بر اساس نتایج تحلیل های DSC ماده ایجاد شده با این روش PM تغییر شکل های نوع SMA را در طول گرمایش و سرمایش بدون بار نشان داد.
طراحی نمونه برای هر دو آزمایش رفتار مکانیکی تراکمی و کششی موفقیت آمیز بود . رفتار حافظه شکل نمونه ها هم در تراکم و هم فشار تشویق کننده بودند اگر چه استحکامات کشش نهایی نمونه های کششی خیلی کم این ماده پاسخ های پیوند زدایی معمولی را هم در حالت های مرحله R و هم مارتنسیتی نشان داد.
فشارهای حافظه شکل تا 105% برای تست های کششی بازیافت شدند در حالیکه بیش از 2.5% فشار توسط SME در نمونه های تراکمی بازیافت شد .
تغییر شکل ایجاد شده از تنش با تست های تراکمی در دامنه دمایی اوستنیتی بدست آمد . بازیافت فشار جزئی توسط تغییر شکل معکوس در طول بارگذاری در تست های تراکمی مشاهده گردید.
رفتار شبه ارتجاعی کامل بر اساس ترکیب آلیاژ انتظار نمیرفت.. سطوح شکست نمونه هایی که در فشار موفق نبودند ، حالت های شکست تردو چکش خوار ترکیبی را نشان دادند .
شکست ترد در مرزهای ذره پودری باقیمانده در چندین پژوهش در زمینه آزمایش مکانیکی TiNi PM گزارش شده است.
نواحی ذره و مرز دانه ای بالا موجب سختی بارگیری زیاد به خصوص در پاسخ مارتنسیتی گردید . در پژوهش های آینده باید تلاش هایی برای کاهش ناحیه مرز دانه ای یکی و ناحیه ی مرز ذره به منظور افزایش استحکام کششی ماده صورت گیرد.
این را میتوان با افزایش میانگین اندازه با استفاده از اندازه های پودری اولیه بزرگتری بدست آورد که نیاز به زمان های عمل محلول یا HIPing طولانی تری خواهد داشت .
پیشرفتهایی را نیز میتوان برای روش ترکیب پودر ایجاد کرد زمانهای ترکیب پودری طولانی برای آلیاژی کردن مکانیکی پودرها و افزایش یکجوری نهایی نشان داده شده اند .
مطالعات آینده با استفاده از تکنیکی که در این مقاله گزارش شده نیز باید تغییر روش بسته بندی پودری و شرایط HIPing را برای کنترل غلظت نهایی آلیاژ بررسی نماید .
غلظت نهایی را میتوان با کنترل غلظت سبز اولیه تراکم پودری بعلاوه فشار ایزو استاتیکی در طول استحکام تعیین کرد. روش استفاده شده در اینجا را میتوان برای تولید نمونه های TiNi بسیار متخلخل استفاده کرد.
بررسی بیشتری از آلیاژهای TiNi متخلخل با توجه به عملیات های پیشنهادی اخیر مواد در زمینه ی زیست پزشکی لازم است.
روش بکار رفته در اینجا برای تولید نمونه های آلیاژ TiNi در مقایسه با ساخت نمونه های دارای ژئومتری ساده و مشابه از میله های استوانه ای اکسترود شده مثل آلیاژ چدنی تجاری کم هزینه نیست.
هر چند مزیت این تکنیک تولید PM بر روشهای ریخته گری موقتی در توانایی HIPing برای استحکام نمونه های دارای ژئومتری پیچیده است که فقط نیاز به صیقل کاری کمی برای تولید یک قطعه پرداختی دارد .
مزیت های دیگر تکنیک HIPing که در اینجا ارائه شده شامل توانایی تولید TiNi با مقداری کنترل تخلخل آلیاژ توسط نسبت شدتهای سبز و حتی آلیاژهایی با خواص حافظه شکل شیب دار توسط کنترل ترکیب پودری است .
اگرچه نشان داده شده است که آلیاژهای TiNi با خواص حافظه شکل کافی را میتوان از طریق روشهای متالوژیکی پودری تولید کرد و مهمترین نقطه ضعف TiNi تولید شده از PM تا بحال عدم توانایی تولید SMA ها با خواص مکانیکی قابل مقایسه با خواص مکانیکی آلیاوژهای چدنی بوده است.
با پژوهش های کافی در این نوع تولید آلیاژ وپیروی از پیشنهادات بالا به آلیاژهای TiNi PM با خواص مکانیکی مشابه با خواص آلیاژهای چدنی را میتوان بدست آورد.
فومهای NiTi حافظه شکل تولید شده از تکثیر نگهدارنده های فضایی Nacl
چکیده
فومهای NiTi با ساختار (حفره های باز 32-36% با اندازه 70-400/um ) و خواص مکانیکی (سختی 4-25GPa استحکام تراکمی 1000MPa < چکش خواری تراکمی 42% < و فشارهای حافظه شکل تا 4% ) مفید برای عملیاتهای کاشت استخوان ایجاد شدند.
ترکیبی از پورهای Nacl و NiTiبه لحاظ ایزواستاتیکی در 950 و10650c پرسکاری داغ شده و سپس مرحله Nacl در آب حل شد.
فومهای NiTiایجاد شده حفره های متصلی را نشان میدهند که شکل و اندازه پودرهای Nacl را تکثیر کرد و حاکی از این است که پودرهای NiTi بطور قابل ملاحظه ای قبل از ذوب Nacl در 8010c متراکم می شوند.
متراکم شدن NiTi یا پودرهای فلزی دیگر در بالای نقطه ذوب نگهدارنده فضایی منجر به استفاده از Nacl با مزیتهای زیر در مقایسه با نگهدارنده های فضایی جامد دارای ذوب بالا مثل اکسیدها و فلوریدهای به کار رفته تا به امروز می شود:
(i) بدون محدوده دمایی برای تراکم (ii) هزینه کمتر (iii) انعطاف پذیری بیشتر شکل در پودر (iv) حل سریعتر (v) فرسایش کمتر فلز در طول حل (vi) سمیت کمتر در صورتیکه باقیمانده های نگهدارنده فضایی در فوم باقی بماند.
1- مقدمه
مواد زیستی فلزی متخلخل (مثلاً فولاد ضد زنگ ، کرومیوم ،کبالت،تینانیوم ،تیتنایوم،نیکل(NiTi )گزینه های بهتری را برای کاشتهای فلزی غیر متخلخل قدیمی به دو دلیل مهم ایجاد می کنند.
اولاً تخلخل باز می تواند عدم رشد استخوان را افزایش داده وبنابراین تثبیت را در فصل مشترک بین استخوان و کاشت زیاد کند.
دوماً تخلخل عدم انطباق سختی بین استخوان وکاشت را کاهش میدهد بنابراین تاثیرات محفظه محافظ تنش که طول عمر کاشت را از طریق جذب مجدد استخوان و شل کردن کوتاه می کند را کاهش میدهد.
در این زمینه NiTi متخلخل بسیار مهم است زیرا کمترین مدولوس یانگ را در میان مواد کاشت فلزی بالا دارد.سختی موثر NiTi متخلخل ممکن است بیشتر توسط تاثیر فرا ارتجاعی کاهش یابدکه فشارهای قابل بازیابی نزدیک به خطی را توسط تغییر شکل مرحله برگشتی ایجاد میکند در حالیکه استحکام بالایی را حفظ مینماید.
در حقیقت NiTi متخلخل با تخلخل 30-80% مقدارهای میانگین سختی را به اندازه پایین بودن استخوان غشایی (12-17GR )یا حتی استخوان سوراخ سوراخ (L<3GPa ) نشان میدهد.
علاوه براین تاثیر فرا ارتجاعی را میتوان برای یک کف (فوم) NiTi در مکان کاشت به کار گرفت در نهایت فشار فرا ارتجاعی ایجاد شده در این کاشت در نتیجه تنش های فیزیولوژیکی معمولی در بسیار ممکن است همرفت استخوانی مداوم مفیدی را برای تثبیت طولانی مدت تحریک کند.
برای یک کاشت NiTi به منظور نمایش این خواص مطلوب ( سختی کم ، استحکام بالا ، توانایی خوب برای عدم رشد استخوان ، تاثیر فرا ارتجاعی یا حافظه شکل) ، انداره حفره ، شکل ، کسر قابلیت و اتصال ( بخصوص اندازه تخمیرهایی که به این حفره ها متصل می شوند ).
باید بطور مناسب در طول پردازش طراحی شوند .تولید سریع و ساده کف های NiTi توسط ترکیب خودتکثیری NiTi از پودرهای Ni و Ti عنصری ترکیبی که در طول زنیترینگ پلاسمای جرقه ای (sps ) یا پرسکاری ایزواستاتیکی داغ بدون کپسول (F-HIP)) روی میدهد بدست می آید و به طوری انجام می شود که تخلخلی که در اصل در پیش شکل وجود دارد و یا در طول مرحله سنتز ایجاد می شود حذف نمی گردد.
به طور متناوب آرگون را می توان در NiTi در طول تراکم پودری مسدود کرده و در نتیجه برای تشکیل حفره ها گسترش داد .
هرچند روشهای بالا موجب کنترل مستقل بر اندازه ، شکل و اتصال حفره نمی شوند . این مسئله را میتوان با استفاده از یک مرحله نگهدارنده فضای موقتی در طول تراکم سرد اولیه پودرهای فلزی به پیش شکل که بعد آن قبل یا در طول تراکم پودرهای NiTi تپش آلیاژی یا عنصری برداشته می شود حل کرد.
( مثل بی کربنات آمونیوم ( WH4 Hco3 ) در پرسکاری ایزواستاتیکی داغ بدون کپسول و کلرید سدیم (Nacl) با یک ماده چسبنده پلمیری در قالب ریزی تزریقی فلز (MIM و زنستیرینگ .
تخریب حفره و خطر آلودگی با توجه به تجزیه نگهدارنده فضا و ماده چسبنده ممکن است هنوز برای کف های NiTi بالا یا کف های فلزی دارای ذوب بالا که با نگهدارنده های فضایی موقتی سخت شده اندنگران کننده باشند .
این نگرانی ها را میتوان توسط متراکم شدن با HIP یک ترکیب پوشیده شده از پودرهای نگهدارنده ی فضایی و فلزی عنوان کرد.
در مقایسه با زنستیرینگ این روش زمان تراکم را کاهش و کیفیت استخوان بین ذرات فلزی را افزایش می دهد اما نیاز به استفاده از یک نگهدارنده فضایی دائمی دارد که به لحاظ شیمیایی با این فلز در طول تراکم HIP بی اثر باشد . همچنین دومین مرحله لازم است که در آن نگهدارنده فضا پس از تراکم برداشته می شود .
این روش اخیراً با استفاده از فلورید سدیم (NAF ) بعنوان نگهدارنده فضا بهمراه پودرهای پیش آلیاژی NiTi نشان داده شد.
دمای تراکم HIP ( 950ºc ) زیر نقطه ذوب NAF (ºc 993 ) برای جلوگیری از ذوب نگهدارنده فضا حفظ شد هر چند این دمای نسبتاً پایین منجر به تراکم ناقص پودرهای NiTi می شود .
این مساله توسط یک عمل زنستیرینگ کف NiTi پس از برداشتن NAF حل شد که هر چند منجر به کاهش زیادی در تخلخل کف گردید .
تراکم تک مرحله ای مناسب پودرهای NiTi در فرایند HIP فراتر رفتن از حد نقطه ذوب نگهدارنده فضا برای رسیدن به دماهای به حد کافی بالا برای انتشار سریع در فلز مطلوب است.
در اینجا این روش با استفاده از Nacl بیشتر از NAF برای متراکم کردن پودرهای NiTi توسط تراکم HIP در 950 و 1065ºc بالای نقطه ذوب Nacl ( 801 ºc ) نشان داده می شود .
جایگزینی NAF توسط Nacl به دلایل زیر مطلوب است : هزینه ی کمتر ، راحتی بیشتر حل در آب ، هجوم فرسایش کم NiTi در محلول های آبی در طول حل و سمیت بسیار کمتر.
ویژگی بعدی Nacl در اصل در صورتی مهم است که کف های NiTi بعنوان کاشت های زیست پزشکی استفاده شوند زیرا تعیین آن با قابلیت اطمینان بالایی که تمامی نگهدارنده فضا از کف برداشته می شود مشکل است .
2 – مواد موضوعات و روشها
2.1 ساخت کف
پودرهای NiTi نزدیک به اتم مساوی پیش آلیاژی با خلوص 99.9% توسط شرکت فلزات خاص (NY) تامین شده بعنوان یک ماده ماتریکس استفاده شدند .
پودرهای TiNi دارای اندازه 44-177/mm هستند و تقریباً کروی بوده و دارای سطوح صاف می باشند (شکل a 1)
ماهواره های کوچکی وجود دارند که نشان می دهند پودرها توسط پودرافشانی مایع تولید شدند .
پودر Nacl نگهدارنده فضا با دامنه 62-250/mm صاف شده و دارای شکل مکعبی ( b1 ) با شکل منظم تری نسبت به پودرهای NAF بکار رفته در پژوهش قبلی بود .
پودرهای NiTi و Nacl با درصد حجمی 60.0% و 40.0% به ترتیب مخلوط کن خشک دوجداره بمدت 40 دقیقه ترکیب شدند .
این ترکیب در دو قوطی فولادی متوسط با قطر بیرونی 35mm و ضخامت دیواره 1.6mm ریخته شده و سوراخ شده سپس هر قوطی فولادی تخلیه شده و توسط جوشکاری بسته شده و در معرض تراکم HIP توسط شرکت Ultra Clad (MA) بمدت 4 ساعت تحت فشار 100MPa در دو دمای متفاوت 950 و 1065 ºc قرار گرفت.
نمونه های ترکیبی Nacl و NiTi تراکم شده (10×10×5mm³ ) از قوطیهای HIP با استفاده از یک اره الماسی کم سرعت بریده شدند .
سپس هر نمونه در آب چرخشی برای حل Nacl آویزان شد که جرم نمونه به طور منظم ردیابی می شد .فرایند حل زمانی انجام شد که جرم نمونه ثابت بود ویا تا مقدار پیش بینی شده مساوی با جرم NiTi خالص آغازین کاهش می یافت.
علی رغم حلالیت آب بالای Naclفرایند آبشویی تا دو روز طول کشید سپس کف های NiTi صاف شده در یک حمام آب فرا صوتی بمدت 15 دقیقه دوبار تمیز شده و با استون شسته شده و در ºc 100 در کوره خشک شدند.
پس از برداشتن نمک ، یک گروه از کف ها در شرایط شبیه به HIP مشخص شده . این کف ها دارای برچسب H1 و H2 برای HIP در 950 و ºc 1065 به ترتیب هستند.
گروه دیگر مرحله زنستیرینگ بیشتری را در 1250 ºc قبل از تشخیص بر عهده گرفت و این کف ها دارای برچسب HS1 و HS2 برای HIP در 950 و ºc 1065 به ترتیب هستند .
این کف ها با گاز زداهای تیتانیوم تحت خلاء بالا بمدت 4 ساعت بجر برای یک نمونه HS2 اضافی زنستیر شده بمدت 24 ساعت زنستیر شدند .
سرعتهای گرمایش و سرمایش زنستیرینگ برابر با 7Kmin -1 بودند .
2.2 تشخیص ریز ساختارمیکروسکوپ الکترونیکی اسکن ( SEM) برای عکس گرفتن از مقاطع عرضی تکه های دارای ضخامت 3 میلی متری کف های NiTi که با زرین اپوکسی نصب و ترادیده شد . و با گریت 320mn( سمباده) ، 9mm ( تعلیق الماس ) و 0.5mm( آلومینا ) صیقل شده بود بکار گرفته شد.
میانگین اندازه حفره توسط روش قطع خط از تصاویر SEM به عنوان 112Lol n pore مشخص شد که Lo طول خط و n pore تعداد حفره های روی آن خط است .
تخلخل بسته توسط چگالی سنج هلیوم و تخلخل کلی توسط روش Archimedes در آب پس از پوشش سطح کف با یک لایه نازک گریس اندازه گیری شد.
تخلخل باز توسط کم کردن تخلخل بسته از تخلخل کل محاسبه گردید . غلظت NiTi یکپارچگی به کار رفته در محاسبات غلظت به صورت 6.45gcm-3 گرفته شد.
رفتار تغییر شکل فرمنه ای نمونه هایی در 2-8mg از کف های H1 و H2 و HS1 و HS2 توسط DSC با استفاده از یک دستگاه osc-7 Perkin-Elmer با سرعت گرمایش و سرمایش bkmin1- تحت گاز پوشش نیتروژنی مورد مطالعه وبررسی قرار گرفت.
چرخه DSC دوباره بین -60 و 170ºc انجام شد و دومین دور برای تعیین دماهای تغییر شکل مرحله ای و آنتلپی تغییر شکل برای هر کف مورد استفاده قرار گرفت.
2.3 اندازه گیریهای خواص مکانیکی
رفتار مکانیکی کف های H1 و H2 و HS1 و HS2 توسط آزمایشات تراکمی تک محوری در دمای محیطی در یک قالب بار پیچ گوشتی با استفاده از یک قفس استوانه ای بررسی شد .
نمونه های تست تراکمی توسط صیقلکاری تخلیه الکترو به شکل لوله موازی ×8m3 4 4× بریده شدند سپس این کف ها کمی روی ورقه گمریت 600 برای برداشتن سطوح اکسید شده ای که در طول فرایند EPM شکل گرفته اند صیقل شدند .
که ممکن است نتیجه مکانیکی را تحت تاثیر قرار بدهد.این کف ها بمدت 5 دقیقه در یک حمام روغن تا ºc 2 ± 160 نگهداری شده و سپس تا دمای اتاق قبل از تست تراکمی با سرد شدند .
سپس کف ها به طور فراصوتی در استون بمدت 20 دقیقه تمیز شده و برای اطمینان از حذف روغن خشک و اندازه گیری شدند .
انطباق ماشین آزمایش از حرکت زبانه متحرک در محاسبه فشار مهندسی کف کسر شد .اولین مجموعه از کف ها (H1 و H2 ) و با سرعت جابجایی 0.05mm min -1 تست شده و این تست ها به هنگام اوج بار پایان یافتند.
دومین مجموع از کف ها H1 و HS1 و H2 و HS2 در معرض مجموعی از دوره های بازیافت حرارت بارگیری – بارگذاری قرار گرفتند .
در اولین دوره این کف با سرعت جابجایی زبانه متحرک ثابت 0.05mm min -1 تا فشار ماکسیمم (4max) %1 بارگیری شده با سرعت مشابه بارگذاری شده و سپس در روغن با استفاده ار روش مشابهی که در بالا گفته شد برای افزایش بازیافت حافظه شکل ، حرارت داده شد.
طول این کف توسط یک میکرومتر با دقت 1Mm در سه نقطه در طول آزمایش اندازه گیری شد : قبل از بارگیری ، پس از بارگذاری ، و پس از عمل حرارد در روغن.
و سپس همین چرخه اما با بارگیری به فشار ماکسیمم بالاتر تا زمانیکه علائم یک بار با توجه به آسیب شکست کف ظاهر شده در بارگیره کاهش یابند تکرار شد.
3- نتایج
3.1 ریز ساختار
شکل های 4-2 نشان میدهند که NiTi متخلخل تولید شده از روش حاضر ساختار متخلخل متصلی را بدون واکنش بین NiTi جامد و Nacl مذاب نشان میدهد .
هر دو شکل چهارگوش و اندازه 100Mm هسته ها همانند پودرهای Nacl دولبه ( شکل 10) هستند . کف های H1 و HS1 دارای تخلخل کلی 36±0.1% ( تخلخل باز 31±0.1% ) و 35±0.1% ( تخلخل باز 34±0.1% ) با اندازه گیری حفره 167±13Mm و 151± 23Mm به ترتیب هستند.
اگر چه اندازه و کسر حفره قبل و بعد از زنستیرینگ تقریباً مشابه هستند ، دیواره های حفره کف HS1 پس از زنستیرینگ سطوح بسیار بالایی از تراکم را نسبت به کف H1 نشان میدهند که موجب سطح مسطح تر حفره ها ی بزرگ و کاهش حفره های کوچک در دیواره ها می شود .
تخلخل کلی کف های متراکم شده با HIP در دمای بالاتر (32±0.1% ) برای H2 و 32±0.5% برای HS2) تا 3-4%به نسبت به کف هایH1 و HS1 متراکم شده در دمای پایین کمتر است .
اما تخلخل باز آنها بالا می ماند (30±0.5% برای H2 و 28±0.7% برای HS2). اندازه های حفره برای کف های H2 (156±22Mm) و HS2 (130±16Mm ) .
در مقایسه با کف های H1 و HS1 در خطای آزمایش بزرگ بدون تغییر هستند . بجز برای کاهش کمی در تخلخل باز ، اختلاف مشخصی بین کف های H2 و HS2 وجود ندارد که حاکی از این است که مرحله زنستیرینگ تاثیر بسیار کمی بر ریز ساختار کف داشته است.
مثل سختی سطح حفره های بزرگ هر چند تراکم دیواره های حفره با گسترش زمان زنستیرینگ در 1250ºc از 4 تا 24 ساعت همانطور که در شکل 4 برای کف ′HS2 نشان داده شده افزایش می یابد.
حفره های بزرگ سطح صاف تری را در مقایسه با کف HS2 نشان میدهند ( شکل 301) و بیشتر حفره های کوچک در دیواره های فلزی ناپدید شده اند .
تخلخل کلی کمی کاهش می یابد ( از 32±0.5% برای HS2 تا 31±0.1% برای HS2′ ) اما تخلخل باز در 28% ثابت است .
این نشان میدهد که تخلخل بسته از 6% برای کف HS2 تا 3% برای کف′ HS2 کاهش یافته است.
2-3 رفتار تغییر شکل مرحله ای
شکل 5 ، منحنی های DSC را برای هر چهار کف در سرمایش و گرمایش که در طول محور Y تغییر می کنند نمایش می دهد .
حضور یک نقطه اوج مجزا در سرمایش ، عدم حضور هر مرحله متوسطی را بین مرحله اوتسنیتی دمای بالا و مرحله مارتنسیتی دمای پایین نشان میدهد .
دماها و آنتاپی تغییر شکل تعیین شده از این منحنی ها در جدول 1 منحصرست شده اند .آنها برای تمامی کف ها مشابه بوده و خاص NiTi حجمی هستند ( آنتاپی 24.3jg1- )
هر چند کف H1 تا حدودی دارای دماهای تغییر شکل پایین ( تا 56ºc ) نسبت به کف H2 است که با دمای بالاتری متراکم شده و منحنی های DSC این دو کف که در معرض مرحله زنستیرینگ دیگری قرار گرفته بودند تا 10-15ºc در مقایسه با کف های H1 و H2 گسترش یافتند .
با مقدارهای ,Mf ºc 47-59 تمامی کف ها در دمای اتاق و بدن مارتنسیتی بوده و بنابراین تاثیر حافظه شکلی را در این دماها نشان میدهند.
3.3 خواص حافظه شکل و مکانیکی
شکل 6 منحنی های فشار – تنش تراکمی را برای کف های H1و HS1 برای آزمایشات انجام شده تحت شرایط بارگیری نزولی نشان میدهد .
کف H1 به تنش 200MPa و فشار 6% قبل از افت تنش می رسد . در مقایسه کف HS1 می تواند تنش های تراکمی 1060MPa را پس از تجزیه تا فشار 42% تحمل کند .
این پیشرفت قوی استحکام دیواره را نشان میدهد که توسط زنستیرینگ علی رغم اندازه ، شغل و کسر حفره های بزرگ تقریباً بدون تغییر آنها به دست آمده است.
دوره های بازیافت گرمای بارگیری – بارگذاری کف H1و HS1 در شکل 7a و b با منحنی ها یی که در راستای محور x تغییر کرده اند نشان داده شده است.
کف H1 پنج دور را متحمل می شود قبل از آسیب به دور ششم با فشار 6% که منجر به افت تنش می شود . پس از زنستیرینگ ، کف HS1 هشت تست تراکمی را بدون شکست در پی دارد .
رفتار چرخه ای ( دوره ای ) هر دو کف ( شکل 7a و b مطابق با منحنی های نزولی شکل 6 است. در نهایت رفتار تراکمی چرخه ای کف H2 که با HIP در دمای بالاتر متراکم شده بود در شکل 7c نشان داده شده و تقریباً مساوی با رفتار کف HIP ( شکل 7b ) است.
هشت منحنی برای کف HS2 نشان داده نشده اند زیرا آنها شبیه به منحنی های کف های HS1 و H2 هستند ،همانطور که از ریز ساختار های کف مشابه انتظار میرود.
برای هر چرخه بازیافت گرمای بارگیری – بارگذاری (Eload) سختی بارگیری ( Eanload) بازیابی فشار بارگذاری (4unl) بازیابی فشار حرارتی (4rec) و فشار پلاستیکی پس از بازیافت (4p1 ) از منحنی های فشار – تنش مهندسی ( شکل 7a ) به طریق مشابهی با مطالعه قبلی کف های NiTi با نگهدارنده های فضای NaF مشخص شدند .
سختی بارگیری از دامنه یک تناسب خطی بهترین منحنی بارگیری با نادیده گرفتن داده های زیر 10MPa به منظور جلوگیری از تاثیرات ته نشینی نمونه تعیین شد.
همین روش برای پیدا کردن سختی بارگذاری استفاده شد اما داده های بین 10NPa و 6max-10NPa برای جلوگیری از افت تنش زیاد در آغاز بارگذاری با توجه به پسماند مکانیکی ماشین در نظر گرفته شدند .بازیافت فشار بارگذاری از تغییر طول در بارگذاری از ماکسیمم بر تنش صفر محاسبه شد .
بطور مشابه ، بازیافت فشار حرارتی از اختلاف موجود در طول نمونه قبل و بعد از عمل بازیافت گرما یافت شد .در نهایت فشار پلاستیکی از اختلاف موجود در طول نمونه قبل و بعد از خلقه ترمومکانیکی کامل محاسبه گردید.
بازیافت حافظه شکل در تمامی چرخه های هر چهار کف مشاهده شده و کسر بزرگی (59-100% ) از فشار پلاستیکی را پس از بارگذاری نشان میدهد .
بطور کل ، کسر فشار بازیافت شده از حافظه شککل با افزایش فشار ماکسیمم همانطور که برای کف H2 در شکل 8 نشان داده شد ثابت است.
همچنین فشارهای پلاستیکی و بارگذاری در این شکل نشان داده شده اند که هر دو به طور خطی با فشار ماکسیمم افزایش می یابند.
در نهایت شکل 9 سختی در بارگیری و بارگذاری را برای هر چهار کف نشان میدهد . مشخص است که سختی بارگیری بسیار پایین تر ازسختی بارگذاری است .همچنین سختی بارگیری با افزایش فشار ماکسیمم تقریباً ثابت می ماند در حالیکه سختی بارگذاری افزایش می یابد .
4- گفتگو
1.4 فرایند
انگیزش اصلی برای استفاده از Nacl مذاب به عنوان نگهدارنده فضا دستیابی به دماهای بالا در طول تراکم HIP برای افزایش نیروهای جنبشی تراکم پودری فلز بدون استفاده از یک نگهدارنده فضای دارای ذوب بالا مثل NaF (1473ºc ,Tm= 1368) برای کف های مبنی بر 2r است .
در مقایسه با این فلوریدها ، Nacl کم هزینه است و دارای حلالیت بسیار بالاتری در آب بوده و یونهای فلورید را در طول فرایند حل تشکیل نمی دهد و به راحتی می تواند در اشکال پودری گوناگون ترکیب شده و موجب تغییر شکل حفره ، اتصال و سختی سطح شود.
در گذشته ، Naclبه عنوان یک نگهدارنده فضا برای کف های آلومینیمی ساخته شده از تراوش فلز مایع و یا زنستیرینگ و زنستیرینگ پلاسمای جرقه ای استفاده می شده است اما همیشه زیر نقطه ذوب آن .
نگهدارنده های فضای Nacl نیز در یک فرایند MIM برای ایجاد NiTi متخلخل استفاده می شوند استفاده می شوند اما قبل از فرایند زنستیرینگ که در دمای بالاتر از نقطه ذوب آن روی میداد برداشته می شوند .
بنابراین از دیدگاه محقق این اولین باری است که پودرهای فلزی در حضور یک نگهدارنده فضای مذاب برای تولید یک کف فلزی متراکم شده اند .
مقایسه ریز ساختار و خواص برای کف های NiTi ، H1 و H2 نشان می دهد که افزایش دمای تراکمی از 950 تا 1065 ºc با پیشرفت قابل توجه خواص مکانیکی و تراکم پودر فلزی همراه است.
اولین دمای HIP ، 950 ºc برای مقایسه کف های HI با موارد بدست آمده در دمای HIP مشابه با استفاده از نگهدارنده فضای NaF جامد در پژوهش قبل انتخاب شد .
دومین دمای HIP 1065 ºc به این علت انتخاب شد که آن زیر دمای یوتکتیکی Ti-Fe در ºc 1085 است که ممکن است منجر به تشکیل مایع توسط واکنش NiTi با قوطی فولادی HIP شده باشد.
مشکلات مهم مربوط به استفاده از یک نگهدارنده فضای مذاب در طول تراکم پودر فلزی به صورت زیر هستند : اول ، نگهدارنده فضای مذاب ممکن است به لحاظ شیمیایی با فلز واکنش بدهد . هرچند انرژیهای آزاد را تشکیل Nacl جامد و مایع بسیار پایین تر از انرژیهای آزاد Nicl2 و Nicl4 هستند و هیچ هالید ترکیبی دارای هر دو Na و Ni یا Ti وجود ندارد .
دوم ، نگهدارنده فضای مذاب ممکن است فلز را حل کند برای ترکیب Nacl – NiTi ، این احتمالاً روی نمی دهد زیرا ترکیب پودرهای NiTi اتم مساوی در نمک های KCI + Nacl در 680-800 ºc که از پودر Ni و Ti عنصری شروع شده و موجب ذرات NiTi موجود در یک تغییر شکل ماتنسیتی برگشتی می شود.
گزارش شد که حاکی از خلوص بالا می باشد . سوم ، نگهدارنده فضای مذاب مکن است پودرهای فلزی را مرطوب کرده و بنابراین از تراکم آنها با ایجاد لایه باریکی از مایع بین آنها جلوگیری می نماید.
این در مورد اخیر روی نداد حاکی از اینکه NaCl مذاب به طور ضعیفی NiTi را مرطوب کرده و یا اینکه پودرهای NiTi به طور کافی در طول رطوبت دمای HIP قبل از ذوب NaCl متراکم شدند.
2-4 ریز ساختار
شکل عرضی مستطیلی حفره های کف های H1 و H2 متراکم شده با HIP ( شکل های 3a,b , 2a,b نشان میدهد که شکل ذره NaCl جامد ( شکل 1b ) به خوبی تکثیر شده است.
ذرات NiTi کروی که تا حد کمی متراکم شده اند به وضوح در دیواره های کف H1 ( شکل b,2a)) قابل رویت می باشند طوریکه حفره های بزرگ دارای سطوح بسیار زبری هستند .
دیواره ها دارای حفره های کوچک فراوانی می باشند که اغلب شبیه به نظر می رسند . در مقایسه ، درجه تراکم بین پودرهای NiTi کروی بیشتر در کف H2 که با دمای بالاتری متراکم شده و یا در کف HS1 که پس از مرحله HIP کم دما زنتیر شده افزایش می یابد.
بطور مشابه سختی و زبری سطح حفره های بزرگ و تخلخل موجود در دیواره های فلزی کاهش یافته و به دیواره های قویتری تبدیل می شوند .
شکل مستطیلی حفره ها نشان میدهد که پودرهای NiTi به صورت یک ماتریکس قبل از ذوب NaCl در طول رطوبت دمایی فرایند HIP که تحت فشار روی داد متراکم شدند .
در فشار HIP 100MPa ، نقطه ذوب NaCl برابر با 20-30 ºc به بالای مقدار 801 ºc آن در latm است. . این افزایش متوسط در نقطه ذوب NaCl باید تاثیر کمی بر این فرایند داشته باشد .
تحت شرایط فشار هیدروستاتیکی نیروی محرکه برای کروی سازی حفره های پر شده از مایع ، کاهش انرژی مشترک است.
فقدان کروی سازی حفره ممکن است نشانه یک انرژی مشترک نسبتاً پایین با ضریب انتشار سطح نسبتاً پایین باشد که با مقدار متوسط دمای هماهنگ انتظار میرود.
در حقیقت زنستیرینگ در خلاء به طور قابل ملاحظه ای در دمای بالاتر (ºc 1250 ) برای طولانی مدت ( 24 ساعت ) شکل مستطیلی حفره های بزرگ با تحت تاثیر قرار نداد بلکه صرفاً لبه های حفره را صاف کرده و تخلخل کمی را در دیواره های NiTi متراکم کرد .
فقدان NaCl محصور شده در تخلخل بسته نیز نشان میدهد که تراکم NiTi قبل از ذوب NaCl برای جلوگیری از NaCl مایع از تراوش کردن پیش شکل NiTi کافی بود .
مشخص نیست که آیا NaClمذاب NiTi را مرطوب می کند یا نه اما فشار HIP به احتمال زیاد به حد کافی برای ایجاد تراوش فشار در صورتیکه تخلخل باز بیشتری در پیش شکل NiTi وجود داشت بالا بود .
بنابراین اینطور بر می آید که پیش تراکم NiTi برای NaCl مایع بر منظور ماندن در حفره های و جلوگیری از تخریب آنها از فشار HIP اما بدون مایع بیشتری که فضاهای کوچک باقیمانده بین پودرهای NiTi قبلی را تراوش می کنند کافی بود .
همچنین بیشتر حفره های موجود در کف H1 دارای شکل منظم تری نسبت به شکل کف های قبلی ساخته شده از نگهدارنده های فضای NaF جاند توسط HIP با دمای مشابه (ºc 950 ) هستند این با توجه به شکل یکپارچه تر ذرات
NaCl است .
علاوه بر این حفره های کوچک کمتری در کف های حاضری که دارایغربال کردن بهتر NaCl هستند مشاهده شد که ممکن است دلیل تراکم بسیار کم کف های حاضر را پس از 24 ساعت زنستیرینگ در مقایسه با کف های مساوی ساخته شده با نگهدارنده های فضای NaF با کسر بیشتری از ذرات کوچک توضیح بدهند.
تخلخل کف ها پس از فرایند HIP (32-35% ) کمتر از مقدار پیش بینی شده 40% بر اساس کسر حجمی NaCl است که در ابتدا در پودرهای ترکیبی وجود دارد .
دلیل آن ممکن است توزیع ناهمگن ذرات NaCl در ترکیب پودری اولیه پر کردن به قوطی HIP یا مکان مجدد کوچک NaCl مذاب به دیواره های قوطیهای HIP از طریق اتصال کانالهای حفره باشد زیرا آن توسط فشار HIP بالایی فشرده می شوند .
تخلخل بسته 2-3% به صورت حفره های کوچکی با اندازه 10Mm ) با تراکم ناقص بین پودرهای NiTi و احتمالا بخار NaCl مسدود شده ای است که از تراکم کامل جلوگیری می کند.
این مقدار با تخلخل ریز مشاهده شده در مطالعات دیگر که فقط بر زنستیرینگ بدون فشار با نگهدارنده های فضای NaCl و یا بر استفاده از نگهدارنده های فضای قابل تجزیه تکیه دارند کمی قابل مقایسه است.
میانگین اندازه حفره در دامنه 130-170Mm برای تمامی کف های است که بالای مقدار مینیممی است که در آن عدم رشد استخوان امکانپذیر است (50Mm).
اندازه حفره توسط اندازه ذرات NaCl (62-250M,) با چند حفره بزرگ تر تراکم آنها ایجاد شده مشخص شد.
این دامنه از ذرات برای جلوگیری از حفره های بسیار بزرگی (500Mm < که از تماس بین ذرات NaCl مجاور ایجاد شده مشخص شد که ممکن است برای عدم رشد استخوان کافی نبوده و ممکن است کاشت ها را با مقاطع عرض کوچک تضعیف کند.
به طور کل این نشان می دهد که ویژگی های حفره را میتوان در کف های NiTi توسط کسر ، شکل و اندازه NaCl بکار رفته بعنوان نگهدارنده فضا کنترل کرد .
پس از زنستیرینگ در 1250ºc بمدت 4 ساعت ( کف های HS1 و HS2 در شکل های 3c,d , 2c,d ) حفره ها شکل مستطیلی می مانند که نشان می دهد قابلیت انتشار برای تغییر برجسته این حفره های بزرگ کافی نیست .
سطوح حفره فقط به طور ناقص هموار می شوند که دوباره حاکی از قابلیت انتشار پایین است هر چند کف′ HS2 که به مدت 24 ساعت زنیتر شده صافکاری بیشتری از سطوح حفره ( شکل 4 ) را نشان می دهد .
دمای زنستیرینگ 1250ºc را نمی توان بیشتر افزایش داد به شرط نزدیک به دمای ذوب NiTi (1310ºc ) بود و اینکه خط انجماد NiTi به سرعت حتی با انحرافات کوچکی از استوکیومتری کاهش می یابد .
به علت اینکه زمانهای زنستیرینگ که زیاد بیش از 24 ساعت پر هزینه است و ممکن است منجر به آلودگی از گازهای باقیمانده در کوره خلا شود افزایش زمان ، دما و فشار ، روشهای کاربردی تری برای افزایش تراکم بیشتر پودرهای NiTi هستند .
در حقیقت افزایش دمای HIP از 950 به ºc 1065 به اندازه اضافه کردن زنستیرینگ در 1250ºc به هنگام مقایسه ریز ساختار و خواص مکانیکی کف های HS1 و H2 موثر است .
استفاده از پودرهای Ti و Ni عنصری در طول تراکم HIP با نگهدارنده های فضایی NaCl مذاب نیز ممکن است یک گزینه متفاوت باشد .
مزایای تراکم HIP بر استحکام پودری احتمالاً در تخلخل بالاتر قابل رویت تر هستند که برای عملیات های کاشت مطلوب است و دیواره های NiTi باریک تری را باید در حین حفظ ساختار حفره بدون تخریب آن متراکم کرد.
یک روش زنترینگ ساده با نگهدارنده ی فضای گذرا ممکن است برای چنین کف هایی مشکل ساز باشند زیرا مشکلاتی به هنگام تولید NiTi یا تخلخل 70% با استفاده از پودر NiTi پیش آلیاژی و نگهدارنده ی فضای NaCl ذکر شدند .
علاوه بر این روش مشابهی را میتوان برای تولید کف های NiTi فرا ارتجاعی غنی از Na بجای کف هایی با خواص حافظه شکل نشان داده شده در اینجا که فشار بازیافت بیشتر و حتی سختی کمتر و مناسبی را برای کاهش تدثیر محافظت تنش ایجاد می کنند بکار گرفت.
ساخت شکل نزدیک به شبکه ای کاشت هایی با اشکال پیچیده توسط استحکام HIP حاضر ممکن است مشکل باشد بنابراین این روش ممکن است برای ایجاد اشیاء دارای شکل زبری که نیاز به یک مرحله صیقل کاری نهایی دارند مناسب تر باشند.
هیچ باقیمانده NaCl در مقاطع ارضی مشاهده نشد این با نتایج تحلیل های شیمیایی که 0.041 و 0.065Wt.% سدیم و کلرین را در نمونه 2g از کف HS 2 آشکار کردند موافق است.
این مطابق با 2mg باقیمانده NaCl است که زیر تراکم NaCl موجود در خون انسان می باشد و آنقدر کوچک است که احتمال نشات گرفتن آن از NaCl باقیمانده در 2-3vol.% از حفره های بسته بسیار پایین است .
NaCl باقیمانده در حفره های باز بخصوص پس از زمستیرینگ خلا زمانیکه کف ها در معرض خلاء دینالیکی 0.001Pa بسیار کمتر از فشار بخار NaCl مایع قرار می گیرند پیش بینی نمی شود .
بنابراین انتظار می رود که NaCl تقریباً بطور کامل تحت این ظرایط بخار می شوند این احتمال تسهیل فرایند حذف NaCl را با جابجایی مرحله حل آب طولانی توسط یک مرحله بخار خلاء که بیشتر در دمایی انجام می شود که زمستیرینگ دیواره های کف نیز می توانند اتفاق بیفتند را بوجود می آورد .
NiTi متخلخل با 50% حفره های متصل ایجاد شده با فرایند MIN و نگهدارنده فضایی NaCl حذف شده با حل آب و دنبال شدن با زنستیرینگ در 1250ºc در پیوند با یک آزمایش کشت سلولی HMSC انجام شد.
چسبندگی و انتشار سلولها روی NiTi متخلخل پس از 8 روز پیدا شد حاکی از اینکه هر NaCl باقیمانده پس از فرایند زمستیرینگ شبیه به مورد بکار رفته در اینجا عملکرد آزمایشگاهی NiTi متخلخل را تحت تاثیر قرار نداد .
یک نگرانی در زمینه ی ریز ساختار کف های موجود این است که پنجره بندی هایی متصل به حفره مجاور ممکن است بسیار کمتر از اندازه حفره باشد که بنابراین عدم رشد بافت استخوان را برای کف های بکار رفته بعنوان کاشت ها بر خلاف پنجره بندی های بزرگتر موجود در NiTi متخلخل محدود می کنند .
پنجره بندی های باریک توسط فلش هایی در شکل 2-30 نشان داده شده اند اما این مقاطع دو بعدی ممکن است عرض صحیحی از پنجره ها را نمایش ندهند .
به علت اینکه قابلیت اتصال حفره بطور مستقیم ناحیه تماس پودرهای نگهدارنده فضا را منعکس می کند تغییرات موجود در کسر حجمی ، شکل و اندازه پودر NaCl ممکن است منجر به پنجره بندی های بازتری شود .
به طور متناوب وسیع کردن پنجره بندی ها توسط حل شیمیایی نیز ممکن است امکان پذیر باشد .
4.3 رفتار تغییر شکل مرحله ای.
جدول 1 نشان میدهد که دماهای تغییر شکل کفهای NiTi توسط فرایند فوم سازی خیلی کم تحت تاثیر قرار می گیرند.
استفاده از پودرهای NiTi پیش آلیاژی بیشتر از پودرهای Na و Ta عنصری اطمینان می دهد که هیچ انحراف قابل توجهی از استوکیومتری در طول پردازش روی نمی دهد .مثلاً از طریق تشکیل مراحل Ti و NI دیگر .
علاوه بر این مقدار کم ناخالص های موجود در پودرهای اطمینان می دهد که هیچ اکسید تیتانیوم یا کاربیدی وجود ندارد که ممکن است نسبت به Ti/ Niرا تغییر داده وبنابراین دماهای تغییر شکل و خواص مکانیکی را تحت تاثیر قرار بدهد.
در نهایت قوطیهای فولاد بسته به کار رفته برای پوشاندن پودرها از افزایش سطوح ناخالص در طول تراکم HIP جلوگیری کرد.
این تایید می کند که هیچ واکنش قابل ملاحظه ای با اکسیداسیون یا NaCl مذاب در طول تراکم HIP حل آب و مراحل زنسترینگ انتخابی روی نمی دهد.
گسترش منحنی DSC پس از زنسترینگ ممکن است نتیجه سرعتهای سرمایش متفاوت و یا احتمالاً اکسیداسیون کمی باشد که منجر به افزایش کمی در Ni در نواحی نزدیک به سطح می شود.
در نهایت دماهای تغییر شکل برای تمامی کف های NiTi بالای دمای بدن هستند بنابراین این کف هادر دمای بدن ودمای اتاق مارتنسیتی هستند و انتظار میرود که توسط پیوند زدایی دانه های مارتنسیتی تجزیه شده و توسط تغییر شکل حرارتی از طریق تاثیر حافظه شکل بازیافت شدند.
4.4 رفتار مکانیکی
استحکام ماکسیم کف H1 با تخلخل 36% نزدیک به استحکام یک کف NiTi اوسنیتی با تخلخل 42% ایجاد شده از انبساط گاز و کف های NiTi اوستنیتی با تخلخل 30-40% ایجاد شده از زنسترینگ پودرهای عنصری است.
این دوبرابر استحکام در فشار مشابه یک کف NiTi مارتنسیتی با تخلخل 50% ایجاد شده با نگهدارنده فضای NaCl توسط پرسکاری گرم و زنسترینگ است.
هر چند کف H1 در فشار 6% شکست می خورد که حاکی از ساختار متخلخل ضعیف آن است کف NiTi مارتنسیتی ایجاد شده با NaF بعنوان نگهدارنده فضا تمایل مشابهی را به شکست اولیه اما با استحکام شکست پایین تر نشان میدهدکه توسط تخلخل های بالاتر بین دیواره هاو داخل دیواره ها قابل توضیح است.
این در شکل 7a نشان داده شده که آخرین منحنی تنش – فشار یک کف NiTi متراکم شده با HIP با نگهدارنده فضای NaF در منحنی H1 تولید شده در اینجا با NaCl هم پوشانی می شود.
پس از مرحله زنسترینگ اضافی کف HS1 دارای استحکام ماکسیم بسیار بالاتری نسبت به کف H1 است (همانطور که از سطح بالای تراکم دیواره ها انتظار میرود ) هر چند کف H2 دارای استحکام ماکسیم قابل مقایسه ای با استحکام کف HS1 است (همانطور که از سطوح مشابه به تراکم دیواره آنها انتظار میرود).
زنسترینگ اضافه کف H2 استحکام آنرا در هماهنگی با فقدان پیشرفت تراکم دیواره افزایش نمی دهد.فقط پس از زنسترینگ گسترده (24 ساعت ) دیواره ها بیشتر متراکم می شوند (کف2 HS شکل 4 ) .
اما این روشی طولانی است که خطرات آلودگی یا اکسیداسیون را افزایش می دهد .روشی ساده تر برای افزایش استحکام کف و تراکم بیشتر دیواره انجام تراکم HIP برای مدت زمان بیشتر و یا دمای بالاتر است که ممکن است نیاز به استفاده از یک مانع انتشار بین قوطی فولادی و پودرها داشته باشد.
4.4.2 سختی
منحنی های تنش – فشار کف H1 (شکل7a )خمیدگی را در تنش های 50-80MPa نشان میدهند که علامت تولید است که توسط پیوند زدایی با ساختار مارتنسیتی NiTi روی میدهد.
هر چند ورای این تولید سخت گردانی فشار بالا است طوریکه شکل یکی منحنی در بارگیری تقریباً خطی است این خطی بودن تقریبی حتی برای کف های HS1 وH2 برجسته تر است که ممکن است با توجه به شروع پیوند زدایی در تنش های بسیار پایین باشد.
میانگین سختی در بارگیری که در اینجا بعنوان بهترین تناسب خطی داده های بین 10MPa به G تنش ماکسیم معین می شود که سپس ترکیبی از تغییر شکل ارتجاعی و پیوند زدایی را نشان می دهد.
هر چند در بارگذاری تغییر شکل کاملاً ارتجاعی است و سختی به مدولول یانگ صحیح نزدیکتر است .همانطور که انتظار میرود سختی بارگذاری بسیار بیشتر از میانگین سختی بارگیری (شکل 9) برای تمامی کف های مطالعه شده در اینجا است.
به نظر میرسد که سختی بارگیری استقلال نزدیکی از فشار ماکسیمم بدست آمده دارد بجز این احتمال در پایین ترین فشار 1% اما این ممکن است با توجه به خطاهای اندازه گیری در تنش پایین باشد.
در مقایسه سختی بارگذاری به طور قابل ملاحظه ای با افزایش ماکسیمم زیاد می شود که ممکن است تراکم تخلخل بین و داخل دیواره های حفره را منعکس می کند .
سختی بارگذاری کف های H1 و H2 و 2 HS ( 10-18GPa) در دامنه سختی استخوان (12-17GPa) است که این کف ها را برای عملیات کاشت استخوان جذاب می کند .
برای مقایسه ، کف NiTi تولید شده با نگهدارنده های فضایی NaF با تخلخل 39.5% سختی بارگذاری پایینی ( 12-16GPa) را اما با تنش شکست بسیار کمتر B5MPa نشان داد .
سختی بارگذاری E کف های H1 و H2 و 2 HS کمتر از مقدارهای پیش بینی شده توسط گیسبون و آشبی 26-29GPa و NiTi E= (1-p)2E با استفاده از تخلخل D=35% و مدولوس یانگ61-69GPa = niti NiTi یکپارچگی هستند .
این ممکن است در نتیجه پیوندزدایی کمی معکوس در طول بارگذاری باشد تنها کف HS1 با سختی بارگذاری 18-25GPa ورای فشار ماکسیمم 3% بر این مقدارهای فرضی نزدیک شود . دلیل این سختی زیاد ناشناخته است.
4.4.3 بازیافت فشار
همانطور که در شکل 7a نشان داده شده فشار ماکسیمم که قبل از بارگذاری مکانیکی بدست آمد ،مجموع سه فشار است : فشار بارگذاری ارتجاعی (4uni) و فشار حافظه شکل ( 4ree ) که در بارگذاری و در طول گردش حرارتی و فشار پلاستیکی باقیمانده ( 4P1 ) بازیافت می شوند .
شکل 8 این سه فشار بعنوان تابعی از فشار ماکسیمم بدست آمده برای هر 8 حلقه که کف H2 به آن نسبت داده شده بود را نشان می دهد (شکل 7c )
از شکل 8 مشخص است که هر سه فشار خطی بودن تقریبی را با فشار ماکسیمم افزایش میدهند و اینکه فشار بازیافت حافظه شکل بیشترین بزرگی را بدنبال فشار بارگذاری ارتجاعی و فشار پلاستیکی دارد .
مثلا در فشار ماکسیمم 8% این فشارها 4% ، 2.5% و 1.5% به ترتیب هستند این سه فشار در فشار ماکسیمم معینی تا 6% تقریبا مشابه هستند .
این حاکی از این است که رفتار بازیافت شکل این کف های NiTi تکثیر شده توسط شکل و اندازه های حفره تحت تاثیر قرار نمی گیرد .
همچنین مقدار مشابهی از فشار بارگذاری در فشار ماکسیمم مشابه در یک کف NiTi مارتنسیتی که با نگهدارنده ی NaCl توسط پرسکاری داغ و زنستیرینگ تولید شده گزارش گردید.
5- نتایج:
این پژوهش یک فزایند تکثیر کف جدید را نشان میدهد که پودرهای فلزی (NiTi ) در حضور یک نگهدارنده ی فضای دائمی (NaCl ) توسط پرسکاری ایزواستاتیکی داغ در دماهای (c950 , 1065 º ) بالای نقطه ذوب نگهدارنده ی فضای (c º801 )متراکم می شوند.
بنابراین تراکم پودرهای فلزی افزایش می یابد علی رغم ذوب نگهدارنده ی فضا در طول این فرآیند هیچ علامتی از واکنش با پودرهای NiTi وجود نداشت.
پس از حل NaCl کف های NiTi از تخلخل متصل 32-36% با اندازه حفره 70-400/mm تشکیل شدند حفره ها شکل زاویه ای ذرات NaCl اولیه را حفظ کردند حاکی از اینکه تراکم فوق العاده NiTi قبل از ذوب NaCl روی میدهد .
بنابراین NaCl را میتوان بعنوان یک نگهدارنده فضا برای کف های NiTi علی رغم نقطه ذوب پایین آن با مزیت های زیر در مقایسه با نگهدارنده های فضای دائمی دارای ذوب بالا مثل فلورید ها یا اکسیدهای بکار رفته تا به امروز بدون ذوب بکار گرفت :
هزینه ی کمتر ، انعطاف پذیری بیشتر شکل پودر ، حل سریعتر در آب ، هجوم فرسایشی کم فلز در طول حل و سمیت کمتر.
نقطه بعدی در اصل در صورتی مهم است که باقیمانده های نگهدارنده فضا در کف های بکار رفته بعنوان کاشت های استخوانی باقی بمانند .
منحنی تنش- فشار تراکمی کف ها توسط موارد زیر مشخص می شوند :
(a) یک شاخه بارگیری تقریباً خطی با میانگین سختی 4-6 GPa با توجه به ترکیب تغییر شکل های ارتجاعی و پیوند زدایی .
(ii) تنش شکست بالا در بیش از 1000MPA
(iii) یک شاخه بارگذاری تقریباً خطی با سختی بیشتر 10-25GPa با توجه به فشارهای بازیافت ارتجاعی (iv) یک فشار بازیافت حافظه شکل که به طور خطی با فشار کاربردی ماکسیمم افزایش یافته و به مقدار 4% برای یک فشار کاربردی 8% می رسد .
این کف ها گزینه های بسیار خوبی برای عملیات های کاشت استخوان هستند زیرا آنها ترکیب منحصر به فردی از ویژگی های زیر را نشان می دهند :
(i) مسیر پردازشی ساده
(ii) خواص میکانیکی مطلوب
(iii) انطباق زیستی ( برای NiTi ) و سمیت بسیار پایین
(iv) حفره های بزرگی که به طور کامل به سطح باز می شوند ( برای عدم رشد استخوان ).
ساخت آلیاژ حافظه شکل NiTi دارای تخلخل بالا توسط قالب گیری تزریقی
این مقاله ساخت آلیاژ حافظه شکل NiTi متخلخل ( SMA ) را توسط قالب گیری تزریقی فلز ( MIM ) بررسی کرده است.
یک فرایند پیوندزدایی دومرحله ای برای بیرون کشیدن ماده چسبنده در یک تراکم قالب گیره شده که تحت یک فشار تزریقی 400bar دمای فیدبک 353K و یک دمای قالب 328K تولید شد بکارگرفته شد .
NiTi SMA متخلخل ترکیب دمای بالای خود انتشاری (SHS ) ساخته شد . نتایج نشان داد که افت وزن ماده چسبنده برای پیوند زدایی حلال به 98.8% رسید .
سرعت پیوند زدایی حلال به سه مرحله با زمان تقسیم شد . ریزساختار آلیاژ متخلخل NiTi از تراکم قالب گیری شده و تراکم پرسکاری شده توسط SEM مشاهده شد و روش XRD برای تجزیه و تحلیل مرحله آلیاژ متخلخل NiTi استفاده گردید .
دریافتند که هم تخلخل و هم اندازه حفره ها برای تراکم قالب گیری شده بسیار بیشتر از تراکم پرسکاری شده بود .
مراحل b2(NiTi) و b19 (NiTi) بطور برجسته در نمونه حاضر بودند .
1- مقدمه
آلیاژ حافظه شکل NiTi توجه زیادی را برای توانایی کاربرد آن بعنوان یک ماده کاربردی بسیاری در عملیات های مهندسی مثل ساختارهای فعال انطباقی یا هوشمند بعلاوه عملیات های زیست پزشکی معین به خود جلب کرده است.
NiTi SMA متخلخل معمولا برای پیوندهای بافت سخت به علت ساختار متخلخل آن ، خواص مکانیکی خوب و انطباق زیستی آن مورد استفاده قرار میگرفت .
ترکیب دمای بالای خود انتشاری ، متالوژی پودری پیش آلیاژ و متالوژی پودری عنصر (EPM) سه روش متداخل برای تولید NiTi SMA متخلخل بودند .
SHS مربوط به اشتغال ترکیب پودری فشرده در یک اتمسفر خنثی که واکنش شیمیایی خود حفاظتی که گرمای کافی آزاد می کند بود .
SHS برای ساخت چند ترکیب بین فلزی نیکل و تیتانیوم با صرفه جویی های زمان و انرژی استفاده شده است . در سالهای اخیر ، چندین مقاله در بررسی NiTiمتخلخل توسط SHS منتشر شده است.
لی (2000) به طور موفقیت آمیزی NiTi SMA متخلخل را با ساختاری فواری از کانالها و با تخلخل حدوداً 54vol.% ساخته است .
NiTi SMA ترکیب شده دارای یک ساختار متخلخل باز بود و کانالها و حفره های آن با اندازه و اشکال متفاوت به طور سه بعدی به هم متصل بودند .
چو(2004 ) نیز یک NiTi SMA متخلخل را برای پیوند های بافت سخت توسط SHS ساخته و دریافت که آن دارای ساختار حفره ایزوتروپی با تخلخل کلی 57.3vol% و نسبت تخلخل باز حدوداً 86% بود .
هر چند استحکام تراکمی NiTi SMA متخلخل فقط 100MPa بود چگونگی تولید محصولاتی با تخلخل مطلوب بالا و ویژگی های حفره ایده آل نیاز به بررسیهای گسترده تری دارد .
فرایند MIM ترکیبی از تکنیک های قالب گیری تزریقی پلاستیکی و متالوژی پودری بود بسیاری از مواد توسط MIM مثل فولاد ضد زنگ 316L ،آلیاژ TiA1 و غیره تولید شده اند.
در این مقاله MIM برای ساخت NiTi SMA متخلخل استفاده شد . تدثیر پیوند زدایی و دمای پیش گرمایش بر خصوصیات حفره به طور سیستماتیکی بررسی می شود .
2. آزمایش
مواد خام بکار رفته شامل پودرهای تیتانیوم و نیکلی هستند که توسط شرکت پودر فلزات نیرونگ تامین می شوند . ترکیب شیمیایی پودرهای تیتانیوم شامل Ti99.86 ، Feo.04 ، 00.036 ، N0.02 ، Go.01 و Ho.03 است . ترکیب شیمیایی پودرهای نیکل شامل Ni99.6 ، Mg0.002,zn0.001, Go0.002, Feo.003 است .
درجه بندی با استفاده از درجه ذره لیزر (Ome ls-pop(iii) نشان میدهد که ذرات Ti , Ni دارای اندازه میانگین 3Mm, 2Mm به ترتیب هستند .
محصولات متخلخل NiTi با میکروسکوپ الکترونی اسکن ( SEM ) و XRD تجزیه و تحلیل می شوند . توزیعات اندازه حفره توسط روش نفوذ جیوه محکم می شوند .
فرایند MIM کاملی به چهار مرحله به صورت زیر تقسیم می شود :
1) ترکیب : پودر های ترکیبی 50Ni-50Ti با استفاده از فرزکاری گلوله ای بمدت 12 ساعت تحت یک اتمسفر آرگون خاص ترکیب می شوند .
این فیدبک ترکیبی از پودرهای Ni +Ti و ماده چسبنده برابر با 20wt.% است . پودرها و ماده چسبنده در یک مخلوط کن تیغه 2 در دمای 373-383K تحت یک اتمسفر آرگون خالص ترکیب می شوند .
2) قالب گیری تزریقی :
سیلندری با قطر 20mm قالب گیری می شود یک فشار تزریقی 400bar یک دمای فیدبک 353K و یک دمای قالب 328K به صورت پارامتریهای مناسبی که خواص یکجوری از تراکمات قالب گیری شده را فراهم می کنند در می آید .
3) پیوند زدایی :
یک فرایند پیوند زدایی دو مرحله ای برای سیستم ماده چسبنده انتخابی ضروری است : کلروفرم به عنوان حلال برای استخراج ماده چسبنده قابل حل از تراکمات قالب گیری شده در دامنه هایی بین 328K , 288K و دامنه زمانی بین 1 ساعت تا 8 ساعت استفاده می شود .
پیوند زدایی حرارتی برای ترک و تبخیر تنگستن در دستگاه SHS تحت فشار اتمسفری 99.95% اتمسفر آرگون خالص مشتعل می شود .
3. نتایج و گفتگو
شدت تراکم قالب گیری شده برابر با 2.94gicm3 است شکل 1 مورفولوژی تراکم قالب گیری شده را بدون پیوند زدایی نشان میدهد .
ذرات سفید پودرهای نیکل و تیتانیوم را ارائه می کنند در حالیکه نوارها ، ماده چسبان را نشان میدهند . ماده چسبان فضای خالی تراکم را بطور کامل می پوشاند .
هیچ حفره ای در ترامن قالب گیری شده مشاهده نمی شود . شکل 2 تدثیر دمای پیوند زدایی بر استخراج ماده چسبان را نشان میدهد .
کارآیی بالا با توجه به حلالیت زیاد و قابلیت انتشار ماده چسبان در کلروفوم در دمای بالا بدست می آید . برای موقعیت دمای پیوند زدایی 328K و زمان پیوندزدایی 8 ساعتی ، افت وزن ماده چسبنده قابل حل پس از 5 ساعت پیوند زدایی بدون تغییر می ماند زیرا موازنه دینامیکی بین تراکمات و کلروفرم بدست می آید .
نتایج مشابهی در تحقیقات یانگ یافت شد . علاوه بر این ، سرعت پیوندزدایی همانطور که در شکل 3 نشان داده شد از دامنه های منفی های موجود در شکل 2 مشخص شده که میتوان به سر مرحله در فرایند پیوند زدایی تقسیم نمود.
سرعت پیوند زدایی به شدت در مرحله اول که توسط تراکم متفاوت ماده چسبان قابل حل بین تراکمات قالب گیری شده و حلال ایجاد می شوی کاهش می یابد.
در آخرین مرحله ، سرعت پیوند زدایی تقریباٌ خطی می ماند زیرا الگوی افت وزن ماده چسبان حلال از انتشار به محلول منتقل می شود که در تحقیقات وانگ (2006) یافت شده است.
شکل 4 مورفولوژی تراکم قالب گیری شده را برای یک زمان پیوند زدایی 2 ساعتی و یک دمای پیوند زدایی 308K نشان میدهد .
نوارها ناپدید شده و فقط مقدار کمی از ماده چسبنده روی ذرات Ni , Ti می پسبد بدین معنا که بیشتر ماده چسبنده قابل حل استخراج شده است .
نتایج مشابهی نیز توسط کروس (2007) بدست آمدند با ذکر این نکته که افت وزن ماده چسبنده قابل حل در حدود 71.4% در این شرایط است.
پس از پیوند زدایی حلال ، تراکم تا 673K با سرعت گرمایش 120-300KIh برای استخراج ماده چسبنده باقیمانده تحت فشار اتمسفر آرگون خالص 99.98% حرارت داده می شود.
شکل 5 مورفولوژی تراکم قالب گیری شده را پس از پیوند زدایی حرارتی نشان میدهد . حفره هایی با اندازه های متفاوت در تراکم قالب گیری شده تشکیل شده و ماده چسبنده تقریباً بطور کلی پیوند زدایی می شود .
ماکروگراف NiTi SMA متخلخل از تراکم قالب گیری شده در شکل 6(a) برای یک دمای پیش گرمایشی 773K و شکل 6(b) برای یک دمای پیش گرمایشی 593k به ترتیب نشان داده شده است.
شکل 7(a) میکروگراف NiTi SMA متخلخل از تراکم پرسکاری شده برای دمای پیش گرمایشی 773K را نشان میدهد در حالیکه شکل 7(b) ماکروگراف NiTi SMA متخلخل را از تراکم پرسکاری شده برای دمای پیش گرمایشی 573k را نمایش میدهد .
میتوان از شکل 6 مشاهده کرد که حفره ای فراوانی با اندازه ها و اشکال گوناگون وجود دارد . این حفره ها تقریباً به طور سه بعدی متصل شده اند که ساختار متخلخل بازی را تشکیل میدهند .
تخلخل در حدود 75voi.% بوده و غلظت حدوداً 1.56g/cm³ است که توسط اصل Archimedes اندازه گیری می شود .به نظر می رسد که پدیده ذوب در طول فرایند SHS روی میدهد

کسر مذاب با افزایش دمای پیش گرمایش زیاد می شود زیرا گرمای آنروترمی برای ذوب محصول در صورتیکه دمای گرمایشی بالاتر باشد استفاده میگردد .
از مقایسه شکل 6 با شکل 7 می بینیم که هم تخلخل و هم اندازه حفره ها برای تراکم قالب گیری شده بسیار بالاتر از مواردی برای تراکم پرسکاری شده هستند .
زیرا حفره هایی با اندازه های متفاوت در طول فرایند حلال و پیوند زدایی حرارتی شکل می گیرند .شکل 8 نقشه های ستونی توزیع اندازه حفره NiTi متخلخل را از تراکم قالب گیری شده برای دماهای پیش گرمایش 573K,773K به ترتیب نشان میدهد .
حفره های بزرگ ( با حدوداً 1000Mm قطر ) برجسته هستند که از حفره های تشکیل شده در فرایند پیوند زدایی تولید خواهند شد .
هنوز چند ریز حفره ( با قطر حدوداً 200Mm یا کمتر ) در NiTi SMA متخلخل همانطور که در شکل 6 نشان داده شده وجود دارند که بر طریق مشابهی مانند تراکم پرسکاری شده تشکیل شده اند .
به نظر دماهای پیش گرمایشی تاثیر مهمی به توزیع اندازه حفره محصول NiTi متخلخل دارند . همانطور که در شکل 8(a) و (b) نشان داده شده اندازه حفره های نمونه برای دمای پیش گرمایش 573k کوچکتر بوده و یکجوری بیشتری نسبت به دمای پیش 773k دارد .
زیرا کسر مذاب با افزایش دمای پیش گرمایش زیاد می شود . کسر مذاب بزرگتر منجر به اندازه کوچکتر ریز حفره ها و اندازه بزرگتر حفره های بزرگ می شود .
شکل 9 الگوی XRD NiTi SMA متخلخل ترکیبی را از تراکم قالب گیری شده برای دماهای پیش گرمایش 776K و 573K به ترتیب نشان میدهد .
میتوان دریافت که فرایند SHS موجب تشکیل چند ترکیب بین فلزی مثل NiTi و NiTi2 شده و هیچ انعکاسی مطابق با هر کدام از واکنشگرها مشاهده نمی شوند .
چه اینکه دمای پیش گرمایش 573k باشد و چه 776K مقدار مرحله b2 با افزایش دمای پیش گرمایش زیاد می شود. مراحل( NiTi ) B2 و( NiTi ) B19 که محصولات مطلوبی هستند به طور برجسته وجود دارند .
4- نتایج
این مقاله ساخت NiTi SMA را توسط MIM بررسی کرده است . تراکمات یکجوری را می توان در فشار تزریقی 400bar دمای فیدبک 353K دمای قالب 328K بدست آورد.
کارآیی بالایی با توجه به حلالیت زیاد و قابلیت انتشار ماده چسبنده در کلروفرم با دمای بالا بدست می آید . افت وزن ماکسیمم ماده چسبنده قابل حل برابر با 98.8% است .
سرعت پیوند زدایی به سه مرحله با توجه به زمان تقسیم می شود . تخلخل آلیاژ متخلخل NiTi از تراکم قالب گیری شده در حدود 75vol.% است.
این حفره های تقریباً سه بعدی به هم متصل می شوند که ساختار متخلخل بازی را ایجاد می کنند . هم تخلخل و هم اندازه حفره ها برای تراکم قالب گیری شده بسیار بیشتر از تراکم پرسکاری شده هستند .
فرایند SHS موجب تشکیل چند ترکیب بین فلزی مثل NiTi و NiTi2 می شود هیچ انعکاسی مطابق با هر یک از واکنش گرها مشاهده نگردید ) . NiTi B12′(NiTi) , B2 ( به طور برجسته در نمونه NiTi متخلخل وجود دارند.
فرایندهای ساخت متالوژیکی پودر برای قطعات آلیاژی حافظه شکل NiTi
چکیده
اجزاء NiTi با ویژگیهای حافظه شکل و ثابت و تجدید پذیر برای عملیاتهای فنی گوناگون مناسب و جذاب هستند. با کمک تولید قطعات NiTi با مقیاس سنتی ، مسیرهای ساخت شبکه ای شکل نزدیک با توجه به قابلیت صیقل کاری محدود آلیاژهای NiTi بهتر هستند .
متالوژی پودری (PM) احتمال ساخت خودکار با صرفه جویی در مواد را حداقل با محصولات نیمه پرداختی بعلاوه قطعات شبکه ای شکل ایجاد می کند .
همانند مسیرهای PM مهم ، پرسکاری ایزواستاتیکی داغ (HIP) و قالب ریزی تزریقی فلز (MIM) برای ساخت تراکمات NiTi استفاده شدند .
بررسیهای ریز ساختاری ، تحلیل های شیمیایی ، اندازه گیریهای انکار اشعه ایکس (XRD) و نیز اندازه گیریهای DC به منظور تعیین قطعات تولید شده انجام شدند .
علاوه بر این خواص مکانیکی نمونه های HIP شده توسط تست های کششی در دمای اتاق اندازه گیری شدند . قطعاتی از هر دو مسیر ساخت ، تغییر شکل های اوتسنیت ↔مارتنسیت برگشتی را نشان میدهند که پیش نیازی برای تاثیرات حافظه شکل هستند .
1- مقدمه
آلیاژهای حافظه شکل SMA) توجه زیادی را به دلیل توانایی خود برای استفاده بعنوان مواد کاربردی در بسیاری از عملیاتهای مهندسی مثل ساختارهای فعال ، انطباقی یا هوشمند بعلاوه عملیاتهای زیست پزشکی معین به خود جلب کرده اند .
آلیاژهای NiTi با ترکیب اتم مساوی نزدیک Ni و Ti بالاترین توجه تکنولوژیکی را در مورد تواناییهایشان برای فراهم کردن ویژگیهای رطوبتی و ماده کنترلی و تغییر شکل آنها با دما یا بار دارند
تاثیرات حافظه شکل و رفتار شبه ارتجاعی مربوط به تغییر شکل مرحله مارتنسیت – اوستنسیت برگشتی و جهت یابی مجدد یا پیوند زدایی جهش های مارتنسیت هستند .
تغییر شکل اوتسنیت ↔مارتنسیت بدون انتشار و برگشتی در دمای 50 تا ºc 100به عنوان تابعی از مقدار Ni لاتریکس روی میدهد ( معمولا 48-51 در به % (
یک تفاوت میزان Ni به 0.1 درصد دمای تغییر شکل را تا تقریباً 10 درجه سانتیگراد تغییر میدهد که حاکی از این است که ترکیب شیمیایی باید به طور بسیار صحیحی حفظ شود .
آلیاژهای NiTi نیاز به محدودیت ناخالص هایی مثل اکسیژن ، کربن و نیتروژن دارند زیرا دماهای تغییر شکل نسبت به این ناخالص ها بسیار حساس هستند.
مثلاً حضور اکسیژن 1.0 به درصد دماهای تغییر شکل مارتنسیت را تا 92.6K کاهش داده و مرحله ، مادر شکننده می کند .
همانطور که در نمودار مرحله ای دوتایی نشان داده شد ( شکل 1) مراحل ثابت دیگری (NiTi 2 , Ni3, Ti) دامنه در ترکیب ذکر شده در بالا در کنار مرحله اصلی NiTi وجود دارد .
این مراحل اضافی رفتار حافظه شکلی را نشان نمی دهند اما تشکیل آنها ترکیب ماتریکس NiTi باقیمانده و بنابراین دمای تغییر شکل را تغییر میدهند .
علاوه بر این حلالیت کم Ni در دماهای پایین منجر به رسوب مرحله Ni4 , Ti3 کم ثبات انتشاری به طور ریز می شود .تا بکاری در 300-600ºc بدنبال درشت شدن این مرحله در نهایت تغییر شکل به مرحله ثابت Ni3Ti است.
در اصل ته نشست های Ni4 , Ti3 که به طور ریز منتشر شده اند تدثیر قدرتمندی بر تغییر شکل اوتسنیت ↔مارتنسیت دارند .
بطور کل SMA ها توسط ذوب القایی یا قوسی بدنبال داغ کاری تولید می شوند . سپس به ابعاد کوچکی صیقل می شوند . ذوب قوسی نیاز به چند ذوب مجدد برای اطمینان از یکجوری کافی دارد در حالیکه ذوب القایی دارای نقطه ضعف بوته و آلودگی اکسیژن است .
فلزات چدنی جدانشینی را نشان نیدهند و در طول رشد دانه ای سریع دمای بالای بعدی روی میدهد که منجر به ویژگیهای خستگی ضعیف تری میگردد.
بنابراین در سرتاسر متالوژی پودری دهه گذشته مسیرهای پردازشی توجه قابل ملاحظه ای را برای ساخت NiTi به خود جلب کرده اند .
مسیر PM می توان از مشکلات مربوط به ریخته گری مثل رشد دانه ای زیاد یا جدا نشینی جلوگیری نماید . علاوه بر این منجر به کنترل دقیق ترکیب شیمیایی شده و توانایی تولید اشکال قطعه گوناگونی را با کاهش عملیاتهای صیقلکاری بعدی ارائه نماید .
یک تکنیک PM جذاب برای شکل دهی و متراکم سازی SMA ها ، پرسکاری ایزواستاتیکی داغ می باشد ( Hiping)
این تکنیک زنستیرینگ افزایش یافته با فشار معمولا منجر به محصولاتی با تقریباً غلظت فرض بگیرید .برای متراکم سازی پودری ، این محصولات را باید روکش کرده ، تخلیه نموده ، برای گاز توسط جوشکاری غیر قابل نمود طوریکه فشار ایزواستاتیکی را میتوان به پودر منتقل نمود .
این تکنیک موجب تولید محصولات و قطعات نیمه پرداختی با ژئومتری عیان ساده می شود . یک مزیت Hiping احتمال استفاده از ترکیبات پودری اولیه است که هزینه های تولید را با توجه به قیمت کم پودرهای اولیه در مقایسه با پودرهای پیش آلیاژی کاهش میدهد .
چند گروه مربوط به پودرهای NiTi پیش آلیاژی Hiping در گذشته بوده اند . مک نیز تا بحال تنها گروه مربوط به HIP ترکیبات اولیه Ti,Ni بوده است .
بررسیهای آنان نشان میدهند که استفاده از پودرهای اولیه منجر به نمونه های آزمایشی نسبتاً یکجور می شوند که هر چند دارای رسوبات NiTi2 در ماتریکس هستند .
بهره برداری تجاری در مقیاس بزرگ NiTi SMA توسط قابلیت صیقل کاری ضعیف با توجه به ویژگیهای شبه ارتجاعی ممانعت شده اند .
قالب گیری تزریقی فلزی (MIM) می تواند فرایند جذابی برای غلبه بر این مسئله باشد . آن تکنیک قالب گیری تزریقی پلمیری را با مزیتهای PM ترکیب می کند .
احتمال تولید شکل تقریباً شبکه ای در ترکیب با توانایی بالا برای خود کار سازی ، فرایند MIM را برای تولید صنعتی ترکیبات NiTi مناسب می سازد .
این هزینه ها در صورتی قابل قبول می شوند که از تولید مقدارهای زیاد یا ژئومتریهای پیچیده اطمینان حاصل شود. فرایند MIM با ترکیب پودر فلزی با یک یا چند پلیمر برای تولید ماده اولیه بدنبال قالب گیری ماده اولیه یکجور شده به قطعات شکل دار ، حذف پلیمر و در نهایت زنستیرینگ شروع می شود .
این فرایند نیاز به پودرهای NiTi پیش آلیاژی با توجه به برجستگی ناهمسانگرد ترکیبات ساخته شده از پودرهای عنصری در طول زنستیرینگ دارد .
هدف این مقاله ، توسعه فرایندهایی است که ناخالصی ها را حد الامکان پایین نگه داشته و از یکجوری مطلوب محصول اطمینان میدهند .
کنترل تشکیل مراحل همراه و کارایی اقتصادی ابعاد بسیار مهمتری هستند . بنابراین روشهای پردازشی HIP و MIM در مورد یکجوری نمونه ها و رویداد تغییر شکل اوتسنیت ↔مارتنسیت برگشتی بررسی شدند .
علاوه بر این خواص مکانیکی نمونه های HIP شده در این مقاله ارائه شده اند . اعمال حرارتی بعدی در برخی موارد برای ایجاد خواص حافظه شکل معین لازمند تکرارپذیری و ثبات تدثیر حافظه شکل ابعاد مهمی در مورد تولید قطعات NiTi در مقیاس صنعتی هستند .
2- آزمایش
1-2 مواد آغازین
برای فرایند HIP ترکیبات پودری عنصری به عنوان مواد آغازین استفاده شدند . شکل 2 شکل نامنظم ذره پودرهای عنصری یا نشان میدهد که از قابلیت تراکمی پودرها پشتیبانی می نماید .
به منظور دستیابی به توانایی ته نشینی آلیاژهای NiTi تمامی بررسیها با آلیاژهای غنی از Ni انجام شدند . ترکیبات پودر عنصری در یک مخلوط کن Turbula بمدت 24 ساعت بدون افزودن گلوله های سایشی برای حفظ پایین ناخالصی ها یکجور سازی شدند .
برای فرایند MIM یک پودر NiTi پیش آلیاژی درحین دریافت از سوی سازنده استفاده گردید .این پودر توسط اتمی سازی گاز با ایجاد ذره پودر کروی که در شکل 3 نشان داده شده تولید شد .
جدول 1 سازنده پودر ، اندازه های ذره اسمی و ناخالصی های پودرهای بکار رفته در این بررسی را ارائه می کند. علاوه بر این دماهای تغییر شکل پودر NiTi پیش آلیاژی برای سرمایش Am اوتسنیت ↔مارتنسیت و گرمایش (Mm اوتسنیت ↔مارتنسیت ) شامل شده اند .
2.2 پرسکاری ایزواستاتیکی داغ (HIP)
فرایند HIP در کپسولهای فولادی ضد رنگ استوانه ای (316L) با استفاده از ترکیب پودری عنصری با 50.5 درصد Ni انجام شد .
برای جلوگیری از تغییر شکل زیاد کپسولها در طول فرایند HIP ، یک پیش تراکم ترکیب پودری ضروری بود . بنابراین سیلندرهای فشرده سرد به لحاظ ایزواستاتیکی با تقریباً 70% غلظت فرضی در کپسولها پر شدند .
پس از آن این کپسولها در خلاء جوش داده شدند فرایند HIP در دماهای 850 ، 950 ، 1050ºc بمدت 5 ساعت هر یک تحت فشار 195MPa انجام شدند .
بعنوان مثال چرخه HIP برای دمای 1050ºc در شکل 4 نشان داده شده است . پس از فرایند HIP این کپسولها توسط صیقل کاری برداشته شدند .
سیلندر باقیمانده دارای قطر 20mm و ارتفاع 100mm بود . برای دستیابی به یک ترکیب مرحله ای یکجور ، تمامی نمونه های ارائه شده برای بررسی دماهای نقل و انتقال در کپسولهای شیشه کوارتز تخلیه شده در 850ºc بمدت یک ساعت به منظور دستیابی به ته نشینی کنترل شده از ذرات Ni4 Ti3 منتشر شده ریز انجام شد.
این نمونه ها بعداً برای بررسیهای متالوگرافیکی تحلیل های DSC , XRD به منظور تعیین دماهای نقل و انتقال آماده شدند .
برای بررسی خواص مکانیکی ، تست های کشش در دمای اتاق با استفاده از نمونه هایی در مرحله شبیه به HIP شده بدون ایجاد حرارت اضافی انجام شدند . شکل 5 ابعاد نمونه های کششی که توسط فرسایش برقراری تولید شدند را نشان میدهد .
2.3 قالب گیری تزریق فلز (MIM)
برای تولید موم و ماده چسبنده به پودر NiTi پیش آلیاژی با مقدارهای مناسب اضافه شده و این ترکیب بمدت چهار ساعت با استفاده از یک مخلوط کن قابل حرارت یکجور شد .
افزودنیهای موم و ماده چسبنده را باید حد الامکان برای جلوگیری از مقدارهای ناخالص بالا در قطعات پرداختی حفظ کرد .علی رغم این میزان موم و ماده چسبنده نیز باید برای پر کردن کامل شکافهای بین ذرات پودری کافی باشد .
برای ارزیابی ترکیب درست ماده اولیه تعیین غلظت شیر مفید بود . برای دستیابی به غلظت شیر تقریباً 70% غلظت فرضی ، سه ماده اولیه متفاوت بررسی شدند .
جدول 2 ترکیب اسمی این مواد اولیه را نشان میدهد . نقص های قطعات پرداختی اغلب در طول فرایند قالب گیری تزریقی ایجاد می شوند بنابراین این مرحله باید به طور بسیار صحیح انجام شود .
پارامترهای مهم برای فرایند قالب گیری تزریقی دماهای ماده اولیه و قالب هستند یعنی فشار تزریقی و جریان توده ای آنها به منظور جلوگیری از جدایی ذرات پودری و ترکیبات آلی در طول قالب گیری تزریقی بهینه شدند .
در آن مورد تشکیل حفره ها با پر کردن شکل نامتجانس اتفاق می افتد که منجر به تغییرات ابعادی غیر یکپارچه ای در طول پیوند زدایی و زنستیرینگ می شود .
جدول 3 شرایط مناسبی که برای مواد اولیه معینی یافت شده را فهرست می کند . موم زدایی توسط عمل حرارت بر بسته ماسه ای بدست آمد .
عملکرد مویینی ماسه ، حذف موم را از بدنه سبز تشویق می کند . پارامتری های زنستیرینگ برای دستیابی به تراکماتی با تخلخل بسته و غلظت بالا بهینه شدند .
بنابراین دمای زنستیرینگ حدوداً 0.95Tm ( نقطه ذوب ) مرحله بین فازی NiTi برای دستیابی به تخلخل بسته در تراکمات زنتیر شده ضروری بود .
سپس یک دور HIP بعدی در 1050ºc بمدت 3 ساعت در 195MPa برای متراکم کردن نمونه ها به غلظت فرضی استفاده گردید .
در کنار بررسیهای XRD و ریز ساختاری دماهای تغییر شمل مرحله نیز توسط DSC تعیین شدند . شکل 6 ژئومتریهای قطعه آزمایش متفاوت بکار رفته در بررسی حاضر را نشان میدهد .
سیلندرهای کمم عمق در سمت چپ هنوز هم درحالت سبز بوده و بعداً به عنوان یک عنصر اتصال استفاده می شوند . در سمت راست سیلندری در حالت زنستیر شده نشان داده شده است که برای تشخیص ویژگیهای حافظه شکل بکار رفته بود .
برای هر دو مسیر PM مقاطع عرضی صیقل شده نمونه ها به منظور بررسی ریز ساختار با استفاده از یک میکروسکوپ نوری از Olympus مجهز به نرم افزار M.A.R.S و توسط میکروسکوپ اسکن آماده شدند .
تحلیل های EDX به منظور دستیابی به ترکیب مراحل موجود در نمونه های HIP شده انجام شد. تشکیل این مرحله با استفاده از یک انکارسنج (D-500) با اشعه Cuk با دامنه زاویه 30-70º= 2Ө با سرعتهای مرحله ای 0.001ºc بررسی شد .
دستگاهی از TA Instrumeuts ( DSC 2990 ) برای اندازه گیریهای DSC استفاده گردید . آزمایشات مکانیکی بر روی نمونه های HIP شده با دستگاه تست کششی الکترو مکانیکی 1387 نوع zwich با سرعت فشار 0.5mm min -1 در فشار انجام شدند .
3- نتایج و بحث
1-3 پرسکاری ایزواستاتیکی داغ (HIP)
شکل 7 ریز ساختار را پس از فرایند HIP به عنوان تابعی از دمای زنستیرینگ نشان میدهد . ترکیبات مرحله ای نشان داده شده در شکل 7(a) توسط EPX مشخص شدند.
پس از 5 ساعت در ºc 850 مراحل متوسط و Ti واکنش نداده ( Ni Ti 2 , Ni3 Ti3 ) هنوز هم قابل رویت هستند اما NiTi به عنوان مرحله اصلی وجود دارد .
همانطور که انتظار میرود مراحل متوسط مراحل عنصری را که منجز به ساختار هسته- پوسته می شوند را احاطه می کنند.
این ریز ساختار خاص زنستیرینگ یکجور سازی بهتری از این ریز ساختار روی میدهد ( شکل 7(b)) فرض بر این بود که از نمودار مرحله ای ( شکل 1) که در 1050ºc حضور یک مرحله مایع ( یوتکتیک Ti-NiTi2 ) از تشکیل یکجور ترین ریز ساختاری پشتیبانی میکرد که نواحی بزرگ مراحل متوسط دیگر وجود نداشتند ( شکل 7(b) ) .با توجه به یکجوری بدست آمده تمامی نمونه های بکار رفته برای بررسیهای بیشتر در 1050ºc . HIP شدند.
به دلایل اقتصادی تلاش بر این بود تا زمان نگهداری 5 ساعت کاهش یابد . هر چند این کاهش مثلاً 3 ساعت منجر به تشکیل مراحل انتقال شبیه به شکل 7(b) گردید.
تراکمات HIP شده در 1050ºc در محلول قرار گرفته و سپس در ºc 500 بمدت یک ساعت به منظور بررسی تاثیر رسوب Ni4 Ti3 بر تغییر شکل اوتسنیت ↔مارتنسیت برگشتی نا بکاری شدند .
رویداد مرحله Ni4 Ti3 کم ثبات را فقط می توان توسط XRD آشکار کرد ( شکل 8) . در حالیکه آن توسط میکروسکوپ نوری قابل تایید نبود .
اندازه گیریهای DSC دماهایی را برای تغییر شکل برگشتی اوتسنیت (A) به مارتنسیت (M) آشکار می کنند .دامنه عملکرد دستگاه DSC بین 150 – و150ºc + است .
بنابراین تغییر شکل مرحله ای خارج از این دامنه قابل آشکار سازی نبودند.شکل 9 مثالی از اندازه گیری DSC را برای نمونه تابکاری شده در ºc 500 بمدت یک ساعت نشان میدهد .
جدول 4 نتایج اندازه گیریهای DSC را خلاصه می کند به وضوح تاثیری قوی از ته نشینی Ni4 Ti3 وجود دارد در حالیکه نمونه های قرار گرفته در محلول هیچ تغییر شکل مرحله ای را در دامنه اندازه گیری نشان نمی دهند ته نشینی Ni4 Ti3 منجر به تغییر شکل اوتسنیت ↔مارتنسیت در 9ºc (سرمایش) و تغییر شکل برگشتی در ºc 12 (گرمایش ) می شود.
شکل 10 منحنی های فشار- تنش کششی را برای نمونه NiTi اندازه گیری شده در ºc 21 نشان می دهد تست ها بر روی نمونه های سرد شده با کوره بدون حرارت بیشتر انجام شدند .
بطور کل نمونه های HIP شده تاثیر حافظه شکلی را نشان داد اما در سطح پایین همانطور که در شکل 10 نشان داده شده یک پاسخ غیر خطی مشاهده شده و نمونه به فشار ماکسیمم 1.7 % رسید.
پاسخ بارگذاری غیر خطی بود فشار کاملاً بازیافت شد این نمونه بازیافت شده و فشار به 1.94% رسید در چرخه ی سوم در حدود فشار 1.8% و تنش 554MPa شکست خورد .
نمونه NiTi ایجاد شده از HIPing رفتار تنش – فشاری را نشان داد که متفاوت از رفتار 1SMA ایده آل بود یک منحنی تنش – فشار در دامنه ی دمایی شبه ارتجاعی را میتوان به چهار قسمت مجزا تقسیم کرد :
1) رژیم ارتجاعی اولیه
2) یک فلات شبه ارتجاعی شبیه به لاستیک که مربوط به تغییر شکل مرحله مارتنسیتی ایجاد شده از تنش از مرحله ی B اوتسنیتی به مرحله ی x مارتنسیتی است .
3) ناحیه ای از فشار ارتجاعی مرحله ی مارتنسیت ایجاد شده از تنش و در آخر (4) رژیمی که تغییر شکل پلاستیکی مرحله مارتنیسیت ایجاد شده از تنش روی میدهد .
در بررسی حاضر نمونه HIP شده قبلاً انحرافی را از قانون HOOK در مرحله اول نشان داد در SMA پای پلی کریستالین فنی که توسط ریخته گری ایجاد شدند این انحراف را میتوان به تغییر شکل مرحله ایجاد شده از تنش اولیه دانه های جهت یابی شده مناسب با توجه به مسیر فشار نسبت داد.
در ماده PM ها دلیل غیر خطی بودن ممکن است متفاوت باشد بر طبق تحلیل های DSC ( شکل 9) تغییر شکل مرحله ای به مرحله ی اوستنیت در دامنه دمایی وسیعی با تقریباً ºc 75 روی میدهد .
از دیدگاه ترمودنیامیکی میتوان انتظار داشت که تغییر شکل مرحله ای ایجاد شده از تنش نیز در دامنه تنش وسیعی روی میدهد نقطه اوج بالای اوستنیت AP در منحنی DSC نزدیک به دمای پرداخت اوستنیت Af است .
این حاکی از یک تغییر شکل مرحله ای اولیه کسر حجمی معین در نمونه تست کششی ما است وسعت نقطه اوج اوستنیت نیز حاکی از فقدان یک فلات شبه ارتجاعی تقریباً ایده آل ( باd5/de=0 ) .در یک سطح تنش معین است اما بیشتر کاهش do/d4 بر طبق کسر حجمی منتقل شده نمونه می باشد .
بعنوان اولین روش تحلیل های DSC حاکی از غیر یکجوری ماده است وسعت نقطه اوج اوستنیت را میتوان به تفاوت نسبت Ni /Ti از طریق نمونه نسبت داد .
این موجب تفاوت دماها و تنش های تغییر شکل برای نواحی متفاوتی از ماده می شود در DSC همچنین میتوان مشاهده کرد که ناحیه اوج اوستنیت تقریباً فقط 10Jg-1 برای نمونه ساخته شده از PM است.
DSC های آلیاژهای Ni Ti چدن مذاب با نسبت Ni /Ti مشابه حاکی از ناحیه اوج اوستنیتی تا 22jg-1 است این حاکی از حضور مراحل غیر انتقالی در نمونه ساخته شده از PM میباشد .
اندازه گیری اشعه ایکس تایید میکند که مراحل دیگری مثل Ni4 Ti3 وOx 4 Ni² ,Ti در کنار NiTi وجود دارند این مراحل مراحل تغییر شکل مارتنیسیتی را نشان نمی دهند .
شکست نهایی اولیه نمونه آزمایش کششی در طول چرخه سوم را میتوان به مقدار چنین مراحل غیر انتقالی نسبت داد که نمی تواند این فشار بالای تا 2% را تحمل کند .
بنابراین تضعیف مرزهای مرحله ای روی داده و شکل را در این مرزها در طول بازیافت می شکند بنابراین بررسی های بیشتری به خصوص بر روی نمونه های حرارت داده شده برای بهبود رفتار تنش – فشار ضروری هستند.
3.2 قالب گیری تزریقی فلز( MIM)
خواص NiTi به شدت توسط ناخالصی ها بخصوص اکسیژن و کربن تحت تاثیر قرار میگیرند مقدار ناخالصی ها را باید برای تضمین تاثیرات حافظه شکل و جلوگیری از شکنندگی اجزاء حدالا مکان پایین نگه داشت .
فرایند MIM چندین روش را برای معرفی ناخالصی ها ارائه می کند بنابراین مقدار ماده چسبنده و موم اضافه شده باید بدون تخریب فرایند MIM حدالامکان پایین باشد .
برای توسعه یک ماده اولیه مناسب سه ترکیب با مقدار ماده چسبناک متفاوت بررسی شد برای نمونه هایی با مقدار موم و ماده چسبنده بیشتر تقریباً 34vol.% شکست های وسیعی پس از فرایند قالب ریزی مشاهده شد.
پس از پیوند زدایی حفره ها و سوراخ های بزرگ هنوز قابل رویت بودند (شکل1110 ) کاهش مقدار موم و ماده چسبناک تا 28vol.% بعلاوه گرمایش متوسط قالب منجر به پرشدن زیاد غالب بدون شکست های (ترک ها) مشخص گردیدکه همچنین ازهدف مقدارهای ناخالص کم پشتیبانی میکرد.
نمونه های ساخته شده از مواد اولیه که فقط موم داشتند استحکام سبز ناکافی را نشان میدادند و در مطالعات بیشتری مورد توجه قرار داده نشدند.
برای دستیابی به نمونه هایی با غلظت نزدیک به غلظت فرضی یک فرایند HIP بعدی انجام گردید شکل 12a یک نمونه MIM زنستیر شده را بدون عمل آزمایش بعدی نشان می دهد که تخلخل تقریبی 5% هنوز قابل رویت است.
شکل (b) 12 تاثیر یک فرایند HIP دیگر (1050ºc بمدت 3 ساعت در 195MPa ) را نشان میدهد که منجر به غلظت فرضی شد .
مقدارهای ناخالص ها پس از مراحل پردازشی متفاوت در شکل 13 ارائه شده اند.در حالیکه پودر آغازین دارای سطوح ناخالص پایئنی بود افزایش در طول مراحل متفاوت فرایند MIM ها نمایان پذیر بود.
در مرحله حاضر رفتار حافظه شکل تراکمات زنستیر شده فقط توسط دماهای تغییر شکل مشخص شد که توسط اندازه گیری های DSC تایید شده بودند.مشخص است که فرایند تولید به شدت و دماهای تغییر شکل را تحت تاثیر قرار می دهد( جدول 5)
به منظور بررسی یکنواختی و یکجوری نمونه اندازه گیریها بر روی سه تکه ای از یک قطعه بریده شده بودند انجام گردید .
با یک استثناء نتایج یکجوری رضایتبخشی از نمونه را نشان میدهند.عدم یکجوری مشاهده شده در دمای تغییر شکل
As نمونه شماره 2 توسط تغییر شکل مرحله اوتسنیت دو مرحله ای ایجاد می شود که تعیین درست این دما را مشکل می سازد.
علی رغم این افزایش شدید دماهای تغییر شکل (تقریباً 80ºc + برای Mm تقریباً 70ºc + برای Am ) در طول فرایند MIM روی داد.
در کنار میزان ناخالصی زیاد تبخیر اتم های Ni ایجاد شده توسط زنستیرینگ در دماهای بالا تحت خلاء یا ته نشینی مرحله دیگر می توانند دلایل احتمالی تغییر دما باشند .
بنابراین عملکرد اتمسفر حفاظتی در طول فرایند زنستیرینگ و تاثیر عمل حرارت موضوع بررسیهای بعدی خواهند بود.
4- نتایج
اجزاء NiTi توسط دو مسیر متالوژیکی پودری (PM) ، HIP و MIM ایجاد شدند . این پژوهش بر روی بهینه سازی شرایط تولید برای هر دو تکنیک تکیه داشت.
در این مرحله نتایج زیر را می توان گرفت. برای نمونه های HIP شده دریافتند که دمای زنستیرینگ 1050ºc بمدت 5 ساعت در 95MPa برای دستیابی به قطعات متراکم از ترکیبات پودری عنصری با یکجوری کافی مناسب بود .
یک عمل حرارتی دیگر یعنی ترکیبی از عمل محلول در850ºc بمدت یک ساعت بدنبال تابکاری بعدی در 500ºc بمدت یک ساعت منجر به ته نشینی مرحله Ni4 Ti3 کم ثبات منجر شد که مستقیماً تغییر شکل مرحله ای و دامنه دمایی تغییر شکل اوتسنیت ↔مارتنسیت برگشتی را تحت تاثیر قرار میدهد.
در یک تست کششی بازیافت شکل نمونه ها را میتوان در سطح پایین آشکار کرد اما فلات شبه ارتجاعی شکل نگرفت. فرایند MIM نیاز به پودرهای آغازگر NiTi پیش آلیاژی دارد.
استفاده از ترکیبات پودری عنصری توسط تخلخل Kirkendall و شکست ناهمسانگرد در طول زنستیرینگ به تاخیر افتاد که از ایجاد شکا شبکه ای جلوگیری می کند .
برای پودر پیش آلیاژی دمای زنستیرینگ بالایی در حدود 0.95Tm ضروری بود. دماهای زنستیرینگ بالا به علت فعالیت زنستیرینگ پایین پودرهای NiTi فقدان پیش تراکم در طول فرایند MIM لازم است .
اما حتی با این دماها تخلخل باقیمانده با مقدار تقریبی 5% روی داد . در این سطح تخلخل تمامی حفره ها بسته شدند که موجب فرایند HIP دیگری شد که منجر به غلظت فرضی گردید .
پس زنستیرینگ ، یک تغییر شغل اوتسنیت ↔مارتنسیت برگشتی مشاهده شد اما افزایش شدید دماهای تغییر شکل در مقایسه با پودر آغازگر روی داد .
مقدار ناخالصی بالای 2500PPN اکسیژن و 1500ppm کربن دلیلی احتمالی برای این تاثیر است. هر چند تبخیر اتم های Ni در طول زنستیرینگ تحت خلاء بعلاوه ته نشینی کنترل شده مراحل کم ثبات در طول سرمایش کوره ای در حالیکه دماهای تغییر شکل را تحت تاثیر قرار میدهند .
تاثیر عامل واکنش Ni-Ti غیر کریستالین بر روی NiTi متخلخل ترکیبی دمای بالای خود انتشاری
چکیده
Ni-Ti غیر کریستالین در ترکیب دمای بالای خود انتشاری (SHS) برای ساخت NiTi متخلخل استفاده گردید . SHS ، NiTi ، متخلخل با استفاده از پودرهای عنصری نیز برای مقایسه آماده شد .
مقدار زیادی از مرحله ثانویه Ni ² Ti نیز آشکار شد . با استفاده از Ni-Ti غیر کریستالی آلیاژی شده به طور مکانیکی به عنوان یک عامل واکنشی ، مرحله بین فلزی ثانویه ( یعنی Ni ² Ti ) به طور قابل ملاحظه ای کاهش یافته و Ni واکنش نداده حذف شد .
افزودن 25wt% عامل واکنش Ni -Ti غیر کریتالین NiTi متخلخل را با میانگین تخلخل 52-55vol% و اندازه حفره کلی 100-600Mm تحت دماهای گرمایش 300ºc , 200 تولید کرد .
این اندازه حفره کلی100-600Mm برای عملکرد زیست پزشکی برای ترکیب استخوانی مفید است با افزایش بیشتر عامل واکنش 50wt% در واکنشگر ، یک بخش NiTi متخلخل با دمای پیرامونی تولید شده و قطعه متراکم با دمای پیش گرمایش200ºc با توجه به مقدار انرژی های زیاد موجود در عامل واکنش غیر کریستالین شکل گرفت .
این نشان داد که استفاده از عامل واکنش غیر کریستالی به طور موثر موانع فعالسازی را برای واکنش ترکیبی احتراق کاهش داد .

مقدمه
آلیاژهای حافظه شکل NiTi (SMA ها) تاثیر حافظه شکل و خواص فرا ارتجاعی را ارائه می کنند که برای پیوندهای پزشکی مناسب هستند .
این ویژگیهای منحصر بفرد NiTi پژوهش اخیر را در زمینه تولید SMA NiTi های متخلخل برای عملکرد زیست پزشکی ایجاد کرده اند
احتمال تولید SMA ها به شکل متخلخل عملیاتهای جدید را شامل مدولوس یانگ کم و زیاد و تحویل داروی احتمالی باز می کند . SHS مزیتهای بیشتری را در مقایسه با متابولوژی پودری معمولی (PM) ارائه میکند . این فرایند ساده بوده و از نیاز به تسهیلات و دستگاههای پردازشی گران جایگزین می کند.
علاوه بر این فرایند واکنش اگزوتروفی سریع منجر به صرفه جویی در زمان و هزینه میگردد . فرایند SHS مربوط به موج احتراق بوده و دارای توانایی ناخالصی های فرا به عنوان یک انتشار موجی از طریق نمونه است.در نتیجه آن منجر به خلوص بالاتر محصولات می شود .
مزیت مهم فرایند SHS توانایی ساخت سریع مورفولوژی ( شکل ) حفره در NiTi متخلخل با تغییر دماهای احتراق است.
دو روش مهم واکنش احتراق در فرایند SHS به نام روش موئینی و روش انتشار وجود دارد . در روش موئینی واکنش احتراق با سرعت انتشار موئینی مرحله مذاب واکنش دهنده کنترل می گردد.
در حالت انتشار ، واکنش احتراق توسط انتشار واکنش بین واکنش دهندهها هدایت می شود .هدف ترکیب NiTi مرحله مجزا از پودر عنصری از طریق SHS هنوز به دست نیامده است .
این محصولات معمولا ترکیبی از چند مرحله بین فلزی یعنی Ni Ti ، Ti²Ni ، Ni³Ti و Ni4 Ti3 بودند .پارامتری های فرایند از قبیل دمای پیش گرمایشی بالاتر ، اندازه پودری ریزتر ، غلظت واکنش دهنده اولیه بالاتر برای کاهش مراحل بین فلزی ثانویه استفاده شدند .
اخیراً افزودن پودر غیرت کریستالین بکار بید تیتانیوم موجود در SHS دمای احتراق کم و خواص فیزیکی – مکانیکی زیادی را در محصول نهایی SHS نشان داد .
علاوه بر این انزوای پودر غیر کریستالین منجر به افزایش سختی و مقاومت رشد ترک در محصول نهایی SHS شده استفاده از واکنش دهنده نیکل لومنیید با مقیاس نانو در SHS زمانهای پردازش را تا تقریباً 50% در مقایسه با ترکیبات Ni-A1 با مقیاس کوچک کاهش داده در نتیجه این شناخت توجهی را در استفاده از پودر نانو کریستالین به عنوان یک عامل واکنشی راه اندازی کاهش داد .
بنابراین وجود پودری با مقیاس نانو در SHS مسیر پژوهشی با احتمال مهم برای بررسی است . آلیاژی سازی مکانیکی ( MA ) یک فرایند انتشار داخلی واکنش سطح پر انرژی است.
در این مطالعه فرایند MA برای دستیابی به پودر نانو کریستالین به عنوان یک عامل واکنشی برای فرایند SHS استفاده می شود .نقایص موجود در ماده به عنوان مرزهای دانه ای وجود دارند مرزهای بین مرحله ای یا جابجاییها ممکن است انرژی ذخیره شده جدید بیشتری را ارائه کنند که در ماده پیش آلیاژی وجود دارد.
فعالسازی مکانیکی ایجاد شده توسط MA می تواند سرعت جلویی احتراق را در مقایسه با مقدار کلاسیکی بدست آمده تحت شرایط احتراق مشابه تا سه برابر تسریع بخشد.
در این مقاله NiTi متخلخل با افزودن عامل واکنشی Ni -Ti غیر کریستالین موجود در SHS تولید شد تاثیرات افزودن عامل واکنش Ni-Ti نانو کریستالین با توجه به جزء مرحله ای ریز ساختار ، اندازه حفره و شکل حفره آلیاژ NiTi بررسی شدند .
2- روش آزمایشی
2.1 پردازش پودر عنصری
ترکیب Ni-Ti عنصری از پودر تیتانیوم با شکل زاویه ای و نیکل با شکل فیلامنتی ساخته شد که تا ترکیب اتم مساوی مطلوبی ترکیب شدند .
ترکیب پودری Ni-Ti عنصری آماده شده و در مخلوط کن چرخشی با اتمسفر آرگن بمدت 8 ساعت با سرعت چرخشی 65rpm صیقل شد .
2-2 پردازش نانوکریستالین پودر Ni-Ti
پودرهای Ni , Ti عنصری در ترکیب اتم مساوی مطلوبی ترکیب شدند کنترل پودر پیش از MA و کنترل پودر پس از MA در اتمسفر حفاظتی آرگون برای کنترل آلودگی انجام شدند .
آلیاژی سازی مکانیکی در 200rpm بمدت 72 ساعت در فرز گلوله ای پر انرژی انجام شد نسبت گلوله به پودر 15:1 بوده و دو اندازه متفاوت از گلوله های فولادی ضد زنگ برای کاهش مقدار جوشکاری سرد و مقدار پودر روکش شده بر سطح گلوله ها استفاده شدند .
یک اتانول 1wt% بعنوان عامل کنترل فرایند به این ترکیب به منظور کاهش جوشکاری سرد ذرات پودری اضافه شد .علاوه بر این در هر 5 ساعت زمان فرز کاری فرایند فرز کاری قطع شده و پودر از شیشه نمونه فرزکاری ، فرایند فرز کاری در هر ساعت قطع شده و بمدت 30 دقیقه به منظور جلوگیری از تولید دمای بالایی که ممکن است منجر به آلودگی پودر شود استراحت داشت .
3-2 طرح آزمایشی
سه نسبت ترکیب NiTi مورد مطالعه و بررسی قرار گرفتند یعنی پودرهای عنصری +100wt%عامل واکنش owt% پودرهای عنصری 75wt% + عامل واکنشی25wt% و پودرهای عنصری +50wt% عامل واکنشی 50wt% همانند جدول 1 .
این واکنش دهنده ها بصورت گلوله هایی بطور تک محوری روی پرس هیدرولیکی WASBASHTM متراکم شدند .
دماهای پیش گرمایشی 25 ، 200 ، و c º300 در این مطالعه استفاده شدند تراکمات پودری در یک گرمکن القایی NORAX CANADALNCTM که برای پیش گرمایش و حفظ واکنش دهنده تراکمی با دمای ثابت استفاده شده بود قرار داده شدند .
منبع احتراق یک قوس پلاسمایی بود و این تراکم در محیط گاز آرگون برای حفظ آن از اکسید شدن حفظ گردید.
4-2 تشخیص
مطالعه مورفولوژیکی عامل واکنش نانو کریستالین Ni-Ti توسط میکروسکوپ الکترونی انتقال (TEM) و میکروسکوپ الکترونی اسکن ( SEM) مجهز به طیف سنجشی انتشار انرژی ( EDX ) انجام شد.
جانشین های مرحله ای عامل واکنش توسط یک دستگاه پراش اشعه ایکس PHilipsTM MPD1880(XRD) با تشعشع 30mA , 40 KV در CU KX تعیین شدند .
غلظت عامل واکنش نانوکریستالین و پودر Ni-Ti عنصری اندازه گیری شده توسط چگالی سنج Micromeritics برابر با 6.019g/cm³ و 6.228g/cm³ به ترتیب بود .
ترکیب مرحله ای محصولات SHS توسط XRO مشخص شد . تخلخل کلی محصول شبیه به SHS بر روی یک تحلیل گر تصویر مشخص شد .
3 نتایج و گفتگو
3.1 تخلخل سبز گلوله ها
تخلخل سبز گلوله ها و دماهای پیش گرمایش (300ºc , 200,25) برای فرایند SHS استفاده گردید تخلخل سبز واکنش دهنده تراکمی بطور مستقیم از ژئومتری و وزن نمونه های تراکمی محاسبه گردید . تخلخل سبز سه نوع متفاوت از نمونه های واکنش دهنده در حدود 46t1701% بود .
3.2. عامل واکنش Ni-Ti نانوکریستالین توسط MA
شکل 1 مورفولوژی Ni Ti بدست آمده توسط آلیاژی سازی مکانیکی نشان میدهد .این پودر میانگین اندازه ذره را در 75 ساعت زمان فرز کاری با توجه به جوشکاری و جوشکاری مجددی که اتفاق افتاده بود بدست آورد .
شکل 2 طیف XRD ترکیب پودری Ni-Ti را پس از آلیاژی سازی مکانیکی برای 0 , 75 ساعت نشان میدهد . پودر فرزکاری شده برای NiTi آلیاژی نشده است.
میانگین اندازه کریستالیت و فشار شبکه ای پودر MA به ترتیب 10nm و 0.85% است این با استفاده از تکنیک های گسترش اوج اشعه ایکس ایجاد می شود .
شکل B و 3a تصویر زمینه روشن (BFI) و الگوی انکساری ناحیه انتخابی مشابه (SADP) پودر MA NiTi را به ترتیب نشان میدهد.
مشاهده شد که اندازه ذره پودر تا سطح زیر میکرون پس از MA کاهش می یابد SADP مشابه پودر Ni-Ti نشان میدهد که الگوی انکسار دارای حلقه های انکسار شبکه ای بعلاوه حلقه های تقریباَ مداوم است. این ممکن است حاکی از تشکیل شکل عنصری Ni-Ti غیر کریستالین باشد .
3-3 تاثیر NiTi عنصری به تشکیل حفره SHS NiTi
شکل 4 نمونه متخلخل SHS ترکیب شده از100% NiTi را که از پودر Ni-Ti عنصری خالص با دمای پیش گرمایش 300ºc آماده شده را نشان می دهد.
این حفره ها بطور عمودی نسبت به مسیر انتشار موج وجود دارند بسیاری از حفره های کوچک دارای اشکال بیضی و تقریباً دایره ای مشاهده شدند.
دیدگاه عرضی 100% NiTi متخلخل (شکل 4a) نشان می دهد که بیشتر حفره های به هم متصلی با مورفولوژی مشابه بودند.
ویژگیهای حفره از 100% NiTi نیز هماهنگ با یافته های مونیر هستند گوبران نیز کسرهاو اندازه های متفاوت موجود در زنسترینگ واکنش را گزارش نمود.
میانگین عرض کانالهای متخلخل در100% NiTi از 1 تا 3.5mm با تخلخل کلی 45vol% با دمای پیش گرمایش 200ºc بود.
زمانیکه دمای پیش گرمایش تا 300ºc افزایش می یافت کاهشی در اندازه حفره بوجود می آمد تخلخل دارای میانگین عرضی 1 تا 2.5mm و سطح کلی 43vol% بود.
3.4 تاثیر عامل واکنش نانوکریستالین بر تشکیل حفره SHS NiTi
افزودن 25wt% عامل واکنش نانوکریستالین (یعنی MA25% NiTi ) ساختار کلی شکل محصول نهایی را تغییر داد.
آن یک بخشی NiTi متخلخل را با اندازه های حفره 100-600/mm با میانگین تخلخل 55vol% و100-500/mm با میانگین تخلخل 52vol% تحت دماهای پیش گرمایشی 200 و300ºc به ترتیب ایجاد می کند .
شکل 5 شکل حفره معمولی و توزیع NiTi MA25% متخلخلی را که با دمای پیش گرمایشی 200ºc آماده شده را نشان می دهد.
NiTi MA25% متخلخل در مسیر عرضی طولی بررسی شده و دریافتند که اغلب حفره ها به یکدیگر متصل بودند.
در بزرگنمایی بالاتر این حفره خود رابه شکلی شبیه به تشکیل حفره های دندریتی که با حفره های کوچک بیضی و تقریباً دایره ای فراوانی احاطه می شدند نشان داد(شکل 5b )
اندازه های این حفره بین 100 و 600/mm با تخلخل کلی 52-55vol% بودند که این قطعه را برای ترکیب استخوانی مناسب می سازند.
افزایش مقدار عامل واکنش نانوکریستالین تا 50wt% در واکنش دهنده منجر به تولید قطعات متخلخل با دمای پیش گرمایش بسیار پایین 25ºc شد(شکل 6a )
این برای 100% NiTi و NiTi MA252که نیاز به دمای پیش گرمایش حداقل 200ºc امکان پذیر نبود.دلیل اینکه 0% NiTi MA5را میتوان با دمای محیطی ایجاد کرد با توجه به انرژی بیشتر ذخیره شده در عامل واکنش MA Ni-Ti بود.
NiTi MA50% ترکیبی دارای میانگین اندازه حفره 100-500/mm و تخلخل کلی 58vol% است زمانیکه دمای پیش گرمایش تا 200ºc افزایش می یافت .
قطعات متراکم NiTi MA50% تولید می شدند(شکل6b ) از شکل 6b میتوان مشاهده کرد که دندریت ها و گره های کوچک در قطعات نهایی NiTi MA50% وجود دارند.
این ساختار از شاخه های بسیار ریزی به شکل دندریتی تشکیل می شود. تشکیل دندریت با توجه به ذوب ماده در دماهای بالای فرایند SHS است.
تشکیل حفره در SHS را میتوان به جریان گاز تخلخل اصلی ،واکنش انتشار و تشکیل مرحله مایع در طول ترکیب احتراق نسبت داد.
در فرایند SHS دمای احتراق بالا وجود دارد شیب گرمایی بالایی در احتراق در مسیر انتشار وجود دارد هر مرحله مایعی که در طول احتراق ایجاد شده به طور غیر قابل اجتنابی در راستای مسیر انتشار جریان خواهد یافت.
در پودر Ni-Ti نانوکریستالیستی که به طور مکانیکی آلیاژ شده سطح بالای انرژی به ذرات ارائه شد زیرا اتم ها خودشان را در هسته های ناقص موجود در مرزهای دانه ای مرزهای بین مرحله ای یا جابجاییها مجدداً مرتب می کنند.
به علت اینکه واکنش اگزوترمی بالایی با اندازه کریستالیت کوچک ایجاد می شد کسر بیشتری از سیال مذاب در طول SHS بدست آمد .
با افزودن عامل واکنش نانوکریستالین ، زاویه تماس بین جامد و مایع در واکنش دهنده با تشکیل بیشتر سیال مذاب افزایش می یابد .
سپس این نیروهای موئینی بیشتری را برای جذب درات موجود در واکنش دهنده به هم ایجاد می کند . بنابراین بیشتر کانالهای طولانی به حفره های کوچکتری منتقل می شوند . با افزایش مقدار عامل واکنش نانوکریستالین تا 50wt% ، ترکیب واکنش دهنده ، انرژی فعال را از عامل واکنش جذب کرده و منجر به کسر بزرگتری از مرحله مایع میگردد.
این مرحله مایع به سرعت در سرتاسر واکنش از طریق روش موئینی مرطوب شده منتشر می شود. سپس فضاهای خالی توسط انتشار مایعی که NiTi تراکمی را متشکل از تشکیل دندریتی پس از انجماد ایجاد می کند پر می شوند.
در این آزمایش با استفاده از ma50% NiTi که دارای انرژی بیشتری است ، فرایند SHS را می توان با دماهای بسیار بیشتری ایجاد کرد .
این نشان داده است که موانع فعالسازی برای واکنش ترکیب اختلاف را میتوان به طور موثر با افزایش عامل واکنش نانو کریستالین کاهش داد .
5-3 تاثیر عامل واکنش نانو کریستالین افزوده به مطالعات مرحله ای
شکل 7 طیف XRD شبیه به 100% NiTi SHS ، ma25% NiTi ، ma50% NiTi را با دمای پیش گرمایش cº300 نشان میدهد .
شکل 8 نمایش کمی کسر حجمی مراحل متفاوت را در محصول نهایی شبیه به SHS از نتایج XRD مشابه نشان می دهد (b2) . NiTi ، (b19) NiTi مراحل غالبی در تمامی محصولات نهایی شبیه به SHS هستند .
ارزیابی کمی با اندازه گیری غلظت نسبی نقاط اوج طیفی XRD انجام شد . مراحل ثانویه مثل Ti²Ni و Ni واکنش نداده نامطلوب در محصول 100% NiTi متخلخل نهایی وجود دارند .
هر چند با افزودن عامل واکنش Ni-Ti غیر کریستالین 25wt% ، Ni واکنش نداده احتمالا در محصول نهایی وجود نداشت.
تحلیل کمی XRD ، NiTi MA25 درصد متخلخل افزایش را در مراحل غالب(b2) NiTi و (b19) NiTi تا 10vol% نشان میدهد .
افزودن عامل واکنش NiTi نانوکریستالین تا 25wt% نه تنها مرحله اصلی NiTi را افزایش داد بلکه مقدارهای واکنش نداده Ni موجود در محصول را نیز زیاد کرد .
افزایش بیشتر عامل واکنش نانوکریستالین تا 50wt% در واکنش دهنده ، مرحله ثانویه Ni3Ti دیگری را ایجاد کرد .
هر چند همانند قبل Ni واکنش نداده در NiTi ma50% نهایی پیدا نشد . افزودن 50wt% عامل واکنش نانوکریستالین نیز مقدار مراحل NiTi را افزایش داده و Ni واکنش نداده نامطلوب را همانند شکل 8 حذف کرد .
استوکا اظهار داشت که ته نشین های Ti²Ni اغلب در واقع اکسیدهای Ni²Ox Ti4 هستند .
بنابراین تشخیص اکسیدهای Ti²Ni و Ni²Ox Ti4 بسیار مشکل هستند زیرا آنها دارای ساختار کریستالی مشابهی هستند .
ترکیب آلیاژ دارای تاثیر قدرتمندی بر خواص NiTi است که انحرافی در مقدار Ni برابر با 1% میتواند دمای آغاز مارتنسیتی (Ms) تا LOOK را ایجاد کند .
بنابراین تنها دستیابی به NiTi مرحله ای مجزا برای NiTi متخلخل بسیار مهم است . هر چند دامنه استوکیومتری باریک موجود در نمودار مرحله ای آلیاژ دوتایی Ni-Ti دستیابی به این مورد در عمل مشکل تر کرده است.
بررسی نمودار آلیاژ دوتایی Ni-Ti دو مرحله بین فلزی ثابت مجاور Ti²Ni و Ni3Ti را نشان می دهد .انرژیهای آزاد گستر NiTi و Ti²Ni و Ni3Ti نشان می دهد که نیروی محرکه برای تشکیل Ti²Ni و Ni3Ti بسیار قویتر از نیروی محرکه NiTi هستند .
بنابراین اگرچه تشکیل NiTi روی میدهد این احتمال وجود ندارد که این مراحل ثانویه Ti²Ni و Ni3Ti به طور کامل ناپدید شوند این حضور مراحل ثانویه Ti²Ni و Ni3Ti را در محصول نهایه شبیه به SHS توضیح می دهد.
Ni واکنش نداده در %100NiTi متخلخل شاید به این علت که سرعتهای خود انتشار و انتشار داخلی بین Ti,Ni کافی نیستند پیدا شد. از طرف دیگر MA به علت توانایی آن برای حفظ آنتاسپی بالا در پودر MA یه شکل شبکه ای و نقایص نقطه ای که نمی توان با تکنیک های پردازش قدیمی دیگر برای مواد نانوکریستالین بدست آورد معروف است. پودر Ti -Ni که بطور مکانیکی پس از 75 ساعت فرزکاری آلیاژی شده دارای اندازه کریستالیت 10NM با فشار شبکه ای زیاد %85/0 بود. بنابراین توضیح احتمالی استفاده از پودر MA Ni-Ti پس از 75 ساعت به عنوان یک عامل واکنش نانوکریستالین این است که تصفیه دانه ای در پودر MA ناحیه مرز دانه ای را که منجر به ساختاری نامنظم با مرزهای دانه ای زیاد خواهدکرد را افزایش میدهد. بنابراین انرژی کلی اضافی جدید را می توان به ماده بعنوان مرزهای دانه ای یا نامنظم اتمی درطول فرزکاری وارد کرد. در نتیجه استفاده از عامل واکنش نانوکریستالین به طور موثر موانع فعالسازی را برای واکنش ترکیبی احتراق کاهش میدهد سپس عامل واکنش نانوکریستالین در جنبش های تغییرشکل مرحله ای ایجاد شده از فرآیند نهایی shs را تغییر خواهد داد. سپس این آرامش ساختاری منجر به تشکیل مرحله NiTi با دمای پایین تر شد. بنابراین افزودن عامل واکنش Ni-Ti غیر کریستالین بنابراین افزودن عامل واکنش Ni-Ti نانوکریستالین در فرآیند SHS موجب افزایش مرحله اصلی Ni Ti تا تقریباً %15 کاهش مرحله محصول فرعی (یعنی Ti2Ni) و حذف Ni واکنش نداده گردید.
4- نتایج
عامل واکنش Ni-Ti نانوکریستالین ایجاد شده از MAممکن است انرژی بیشتری را به سیستم واکنش دهنده به شکل انرژی دو سویه و انرژی فشار توزیع کند. این به طور موثر موانع فعالسازی را برای واکنش ترکیبی احتراق کاهش می دهد نتایج بدست آمده به صورت زیر خلاصه شده اند:
1- %100 Ni Ti متخلخل نهایی، آرایه هایی از حفره های دایره ای که در طول مسیر عمودی به مسیر انتشار توزیع شده بودند را نشان داد. اندازه کانالها از 1 و 25mm با تخلخل کلی %vol43 بود. تحلیل مرحله ای نشان داد که (B2) NiTi و (B19) NiTi مراحل غالبی در محصول %00 NiTi متخلخل نهایی بودند. هر چند مقدارهای مراحل ثانویه مثل Ti2Ni وNi واکنش نداده نمایان شدند.
2- شکل حفره %NiTiMA25 متخلخل دارای حفره های بیضوی یا تقریباً دایره ای فراوان بود. میانگین اندازه حفره از 100 تا mm600 با تخلخل کلی %vol 55-52بود. تشکیل مراحل غالب (B2`) NiTi(B19`),NiTi و مقدار کمی از مرحله ثانویه (Ti2Ni) در NiTi MA25% متخلخل نهایی نمایان شدند.
هر چند Ni واکنش نداده در محصول نهایی یافت نشد. علاوه بر این افزایش در مرحله غالب NiTi در مقایسه با NiTi100% وجود داشت.
3- افزایش کسر عامل واکنش نانوکریستالین تا %50 بخش متخلخلی با اندازه حفره 100-500mm که سریعاً تشکیل شده بود را با تخلخل کلی %vol 58 با دمای محیطی ایجاد کرد. هر چند در دمای پیش گرمایی c200 بخش تراکم نهایی تولید شد. مراحل غالب (B2) NiTi و NiTi(B19) و مراحل ثانویه Ti2Ni وNiTi در محصول نهایی Ni3TiMA% مشاهده شدند. علاوه بر این هیچ Ni واکنش نداده نامطلوبی در محصول نهایی NiTiMA50% پیدا نشد.
فومهای NiTi حافظه شکل تولید شده توسط تکرار حالت جامد با NaF
چکیده:
یک فوم NiTi مارتنیستی توسط فشار کاری ایزواستاتیکی داغ ترکیبی از پودرهای NiTi وNaf و حل بعدی مرحله Naf ایجاد شد. فوم NiTi متشکل از 40vol% حفره باز کاملاً نزدیک اندازه 240MM و سطح غیر مسطح با توجه به تراکم پودرNiTi ناقص است. منحنی های تنش- فشار خطی نزدیک در تراکم با میانگین سختی بارگیری 4Gpa زیر سختی بار گذاری 13Gpa به علت پیوند زدایی روی بارگیری اندازه گیری می شوند. بازیافت حافظه شکل پس از بارگذاری مطابق با 58-89% فشار پلاستیکی بار گذاری است. پس از زنیترینگ در 1250C فوم حفره هایی کمی بسته، صاف تر و کوچکتر با 20% تخلخل و تغییری در ترکیب با یک ترکیب اوسنیت/ مارتیست را باده ای محیطی نشان میدهد. این ترکیب جدید موجب فعالسازی تاثیر فراارتجاعی در اوستنیت در طول بارگیری وبار گذاری می شود که منجر به میانگین سختی 6-12Gpa وتاثیر حافظه شکل درمارتنیست با 60-94% فشار پلاستیکی قابل بازیافت میگردد.
1- مقدمه
NiTi اتم مساوی نزدیک مرتب شده بین فلزی، خواص حافظه شکل و فرار ارتجاعی را با توجه به مراحل حاضری که فشارهای قابل بازیافت بالا، رطوبت مکانیکی خوب و جذب انرژی بالایی فراهم می کند نشان میدهد.
بنابراین فومهای NiTi ممکن است عملیاتهای چند منظوره ای مثل پیوندهای استخوان، متصل کننده های انطباقی = بین قطعات ساختاری، ساختارهای جذب انرژی، جدا کننده ها و محرکها پیدا کنند.
فومی کردن NiTi از طریق مسیر سیال با توجه به نقطه ذوب بالای آن (1310c ) فعالیت مجدد شیمیایی بسیار زیاد با بوته ها و گازهای استخری و نیاز به ترکیب کنترل شدید برای دستیابی به خواص فرا ارتجاعی و حافظه شکل بسیار مشکل ساز است. بنابراین امروزه تکنیک های متالوژی پودری به طور گسترده برای ساخت NiTi متخلخل استفاده شده اند. این روشهای حالت جامد از پودرهای، پیش آلیاژی یا عنصری استفاده می کنند ومی توان آنها را به پنج گروه مهم تقسیم کرد: زنیترینگ معمولی، زنتیرینگ آکتیو، زنیترینگ پلاسمای جرقه ای ترکیب دمای بالای خود انتشاری(SHS) و انبساط گاز در حالت جامد پس از بر دام افتادن گاز توسط پرسکاری ایزواستاتیکی داغ، هیچ کدام از این روشها موجب کنترل مستقل اندازه حفره و کد حجمی نمی شود. که تعیین کننده هایی برای خواص ترمومکانیکی فومهای NiTi هستند در اصل روشهای زنیترینگ معمولا منجر به تخلخل های نسبتاً پایین و حفره های کوچکی می شوند که توسط اندازه اولیه پور مشخص شده اند استحکام فوم اغلب با توجه به زنیترینگ ناقص پودرها کاهش می یابد. SHS از توزیع اندازه حفره غیر یکجور بعلاوه مراحل بین فلزی نامطلوب رنج می برد . در نهایت استحکام خزشی بالا و چکش خوری خزشی پایین NiTi از دستیابی به تخلخل بالا در روش انبساط گاز جلوگیری می کند . روش پردازش دیگر بر پایه تراکم پودری در حضور نگهدارنده فضایی است که در طول یا پس از تراکم پودری برداشته شده و موجب فوم فلزی یا تخلخل باز می شود . کنترل شکل و اندازه کسر جرمی همگی با انتخاب مواد نگهدارنده فضایی که در مطالعات قبل بوده اند انجام می شوند . کلرید سدیم یا کار با === برای فوم های آلومینیوم ، پلیمر ها یا کربنات پتاسیم برای فوم های مس ، کربنات سدیم برای فوم های نیکل و بیکربنات آمونیوم یا منیزیم برای فوم های تیتانیوم ، برای استفاده از این روش تکرار حالت جامد برای ساخت فوم های NiTi ، دو مسئله را باید عنوان کرد . اول ، نگهدارنده فضا باید به طور شیمیایی با NiTi در دمای تراکم ، غیر واکنشی است . ما در اینجا فلورید سدیم (Naf) را با توجه به ثبات ترمودینامیکی در تماس با نیکل و تیتانیوم انتخاب می کنیم . نقطه ذوب بالای آن (993c) و ثبات نسبتاً بالای آن در آب انتخاب می کنیم . علاوه بر این NaF یک نمک کم هزینه معمولی است که می توان به راحتی توسط ته نشینی پس از حل از فوم بازیافت کرد . دومین مسئله مربوط به قابلیت انتشار پایین NiTi است که از ساختار کریستالی منظم آن نشات می گیرد و تراکم کاملی از پودر های NiTi را توسط زنیترینگ غیر فشاری برای دستیابی مشکل می سازند . ما این مسئله را با استفاده از HIP برای افزایش تراکم پودر های NiTi در حضور NaF عنوان می کنیم . ما در اینجا زیر ساختار را بعلاوه خواص فیزیکی و مکانیکی فوم NiTi متخلخل باز ایجاد شده از روش تکرار حالت جامد بالا با استفاده از پودر های NiTi پیش آلیاژی و پودر های NaF به عنوان نگهدارنده فضا ارائه می کنیم . ما همچنین تاثیر یک مرحله زنیترینگ بعدی را بر این فوم بر حسب ساختار و خواص شامل فوریت فرار ارتجاعی بررسی می کنیم .
2- روش های آزمایش
1-2- مواد و پردازش
پودر های NiTi اتم مساوی نزدیک پیش آلیاژی با خلوص 99.9% و اندازه ذره 44-177m استفاده شدند . اینها پودر های مشابهی بودند که در مطالعه قبلی استفاده شدند . پودر های NaF با خلوص بالا از Alfa Aesar ، MA تهیه شده و در دامنه 62-250m صاف شدند . مور فولوژی های معمولی NiTi و پودر های NaF صاف شده در شکل 1 نشان داده شده اند :
پودر های NiTi تقریباً کروی بوده و دارای سطح صافی هستند در حالیکه پودر های NaF دارای شکل محور مساوی و چهار گوش هستند . پودر های ترکیبی از NiTi 59-9 vol% و 40-1 vol% NaF به طور مکانیکی در یک مخلوط کن خشک دو جداره ای به مدت 40 دقیقه ترکیب شده و در یک قوطی فولاد متوسط با 35mm قطر بیرونی و ضخامت دیواره 1.6mm ریخته شد . قوطی تخلیه شده و مهر و موم شده با HIP توسط Ultraclad corp با 950c بمدت 4 ساعت تحت فشار 100mpa متراکم شد . دمای HIP برای تراکم پودر های NiTi به حد کافی بالا انتخاب شد در حالیکه زیر نقطه ذوب نگهدارنده فضای NaF 993C باقی ماند . مرکب NaF – NiTi با یک الماسی با سرعت برش کند برای ایجاد نمونه هایی با بعد mm3 10× 10 × 5 بریده شد . این نمونه ها در آب چرخشی برای حل مرحله NaF آویزان شدند جرم نمونه برای ردیابی افت وزن در طول حل اندازه گیری شد . کل نمک پس از 2 هفته زمانیکه جرم نمونه به مقدار مورد انتظار مطابق با کسر حجمی NiTi می رسید برداشته شده و تغییر نمی کرد . پس از برداشتن نمک نمونه ها به دو گروه تقسیم شدند : یک گروه اول در شرایط شبیه به HIP مشخص شد در حالیکه یک گروه دوم در معرض مرحله زنیترینگ بعدی تحت خلاء بالا با 1250C بمدت 24 ساعت با استفاده از سرعت گرمایش و سرمایش 7kmin-1 قرار گرفت . === تیتانیوم برای کاهش اکسیداسیون نمونه توسط گاز های باقیمانده استفاده شدند .
2-2- تشخیص فوم
برش های عرض گلوله های H و HS با رزین اپوکسی ، تراویده شده ، تا گریت 0.5m صیقل شده و با یک SEM بررسی شدند . تصاویر SEM برای تعیین میانگین اندازه حفره خطی توسط روش خط به عنوان 1.12L.INpor استفاده شدند که L0 طول خط و Npor تعداد حفره های روی آن خط است . تخلخل های باز و بسته توسط چگالی سنجی هلیوم و جابجایی آب Archimedes با استفاده از غلظت NiTi برابر با 6.45g/cm3 محسابه شدند . DSC بر روی پودر های NiTi و نمونه های کوچک H و HS با استفاده از یک دستگاه Perkin Elmer DSC-7 با سرعت 10k/min تحت گاز پوششی نیتروژن انجام شد . دوچرخه دمایی بین -bo و 170C انجام شدند و چرخه دوم برای تعیین دما های تغییر شکل استفاده گردید . پس از برداشتن نمک ، A نمونه های H و HS توسط صیقل کاری الکترو تخلیه به نمونه های تست مکانیکی با شکل mm3 8 × 4 × 4 متوازی سطوح بریده شدند . برای برداشتن لایه سطح باریک آسیب دیده در طول صیقل کاری ، سطح نمونه روی کاغذ کمی صیقل شدند . سپس این نمونه ها در یک حمام روغن با 160t2C بمدت 5 دقیقه تابکاری شده و تا دمای اتاق برای کاهش هر گونه تاثیر فشار قبلی و سابقه گرمایی با روغن سرد شدند . آزمایشات ترکیبی در دمای محیطی در یک قالب بار هدایت شده با پیچ با فشار مهندسی تعیین شده از حرکت مستطیلی که توسط هماهنگی اندازه گیری شده قبلی سیستم تعمیم شده بود انجام شدند .

3- نتایج
3-1 ریز ساختار
میکروگران SEM در شکلهای 2و 3 به ترتیب نشان داده شده اند . شکل 2(a) نقشی از ریز ساختارها فوم H با بزرگنمایی کم ارائه می کند نشان میدهد ساختار متخلخل پس از فشار کاری ایزو استاتیکی داغ و برداشتن نمک بدست آمده است . حفره های بزرگ مطابق با ذرات نمک هستند ودارای شکلی نامنظم میانگین اندازه می باشند . تخلفی کلی فوم H برابر با و تخلخل بسته به آن است با تخلخل باز برابر با است . تصویر بیشتر فوم H نشان میدهد که پودرهای NiTi مجزا هنوز هم قابل شناسایی هستند اما از طریق با ریکه های قابل اندازه گیری به یکدیگر متصل شده اند . تخلخل بسته شاید مربوط به حفره های کوچک موجود در بین پودرهای متراکم شده جزئی با اندازه معمول زیر باشد . زن= ناقص نیز توسط حضور پودرهای NiTi مجزایی که در سطح حفره های بزرگ قراردارند تایید می شود . هیچ نمک باقیمانده ای در این ساختار را نمی توان پس از حل مشاهده کرد. علاوه بر این نه واکنش بین NiTi, Naf ونه فرسایش NiTi مشاهده نشدند. میکرو گرانهای SEM کف SH تاثیر برریز ساختار مرحله = دمای بالای بعدی را نشان میدهند . افزایش قابل ملاحظه ای در درجه کلی تراکم مشاهده گردید که توسط اندازه گیری های غلظتی که تخلخل کلی که نصف تخلخل پیش از = است را نشان میدهند تایید شد . تخلخل بسته ، بیش از دو برابر مقدار پیش از = بود . زیرا به طور مشابه ، تخلخل باز13.0% میانگین اندازه آنها تا کاهش یافت .
3-2 رفتار تغییر شکل مرحله ای
ترمو گرامهای DSC پودرهای NiTi و فومهای H, HS در شکل 4 نشان داده شده اند . فوم H تغییر شکلهای مرحله ای خاص NiTi را بانقاط اوجی ک از تغییر شکل بین مرحله = کم دما و مرحله اصلی B2 اوتنیتی دمای بالا نشات می گیرند نشان داده شده اند . برای اولین ردیف ،دماهای آغاز و پایان مارتنسیت (و دماهای آغاز و پایان او= در جدول 1 بهمراه آنتالپی های تغییر شکل محاسبه شده از ناحیه نقاط اوج تغییر شکل ارائه گردیده اند . مقایسه بین پودرهای NiTi وفوم H نشان می دهد که پس از فرایند HIP ، آنتالپی های تغییر شکل NiTi تقریبا مشابه مانده اند اما دماهای تغییر شکل تاحدود افزایش می یابد . مقدار و فوم H در طول آزمایش مکانیکی د ردمای محیطی کاملا مارتنسیتی است . درمقایسه با فوم H فوم HS کاهش را در آنتالپی های تغییر شکل ، کاهش در دماهای تغییر شکل و افزایشی در انتشار بین دماهای آغاز و پایان را نشان میدهد .
3-3 خواص مکانیکی و حافظه شکل
شکل (a,b)5برای فومهای H,HS ،منحنی های تنشی ـ فشار را از مجموعه آزمایشات بازیافت بار گیری ـ بار گذاری نشان می دهد . بازیافت فشار توسط تغییر شکل معکوس درگرمایش پس از هر حلقه بارگیری ـ بارگذاری تراکمی توسط یک فلش افقی برای هرچرخه نشان داده می شود.
از شکل (a) 5معلوم است که فوم H منحنی های فشارـ تنش . تقریبا خطی را با فشار پلاستیکی متراکم شده پس از هر چرخه با افزایش 0.5 تا 5% نشان می دهد . پنج چرخه بازیافت با گیری بارگذاری قبل از چرخه نهایی انجام شد که منجر به آسیب دیدگی زیاد قابل رویت بعنوان یک حلقه تنش قبل از بارگذاری گردید . در پنج چرخه اول ، باز یافت حافظه شکل در 85-89% تقریبا ثابت است اما تا 71% برای آخرین دور که آسیب دیدگی در آن متراکم شده بود کاهش می یابد. فوم H اما با چند تفاوت مهم است را نشان می دهند . برای یک فشار ماکسیسم معین ، این فشار به طبق میانگین سختی بیشتر در یادگیری بسیار بیشتر است. هرچند در بارگذاری ، بازیابی فشار برای فوم H به طبق سختی بارگذاری پائین بالاتر است . همچنین در مقایسه با فوم H ، بزرگی بازیافت حافظه شکل فوم HS بیشتر کاهش می یابد و شکل (a,b) 6منحنی های تنش ـ فشار را برای فومهای H,HS برای فشار ماکسیسمی 5% نشان می دهد.این روش برای ارزیابی فشارها و میانگین سختی ها روی هرنقشه نشان داده شده اند . مشخص است که مقدارهای سختی می توانند به طور قابل توجه از نقطه ای به نقطه دیگر در مقایسه با مقدار میانگین متفاوت باشند حاکی از اینکه این فومها به طریق ارتجاعی خالص تغییر شکل نمی دهند . همچنین از منحنی بارگذاری قابل ذکر است که فوم HS بازیابی فشار = ارتجاعی را نشان میدهد که توسط بازیافت فشار حافظه شکل قابل اندازه گیری درطول استروژن حرارتی دنبال می شود.
4- بحث و گفتگو
1-4 ریزساختارها
برای فوم H ، تخلخل باز %36.7 اکثریت زیادی از تخلخل کلی %39.5 را نشان می دهد زیرا فرآیند آبشویی نمک حاکی از یک شبکه حفره متصل وباز است . تخلخل بسته %2.8 خالی به نظر می رسد زیرا هیچ نمکی در طول بررسی متالوژیکی وبه علت اینکه کسر این نمک بالای آستانه تراوایی است مشاهده نشد. بنابراین تخلخل بسته به احتمال زیاد به توجه به تراکم ناقص پودرهای NiTi است که در شکل 2(b) نشان داده شده است . سپس اختلاف کم بین تخلخل باز %36.7 و کسر حجمی اولیه Naf ( %40.1 برای = غیر = در طول دسته بندی ترکیب پودر در قوطی HIP مشخص شده است که توسط عدم انطباق زیاد موجود در شدت های بین NiTi و Naf قابل توضیح می باشد . درحقیقت این عدم انطباق شدت زیاد دلیل استفاده از پودرهای Naf درشت تر علی رغم افزایش دسته بندی پودری ایجاد شده توسط ترکیباتی با پودرهای دارای اندازه های متفاوت است ترکیب یکپارچه Naf درشت تر با پودرهای NiTi حاضر امکانپذیر نبود . اندازه و شکل حفره های بزرگ درفوم H شکل (a) 2شبیه به موارد پودر Naf هستند . برخی از بزرگترین حفره ها ممکن است با توجه به تراکم چند پورد Naf باشند . شکل نامنظم حفره های بزرگ نیز نشان می دهد که در طول فرایند HIP ، پودرهای Naf به طورقابل توجهی تغییر شکل نمی دهند این حاکی از این است که اندازه و شکل حفره را می توان توسط نگهدارنده فضای Naf کنترل کرد اما نه تاحد مشابهی همانند فومهای تکثیر شده با استفاده از تراوش فلز مایع زیرا تراکم پودرهای NiTi کیفیت سطح حفره را تعیین می کند . همانطور که در شکل (a-c) 2نشان داده شده پودرهای NiTi گرد مجزا هنوز دیگر تراکم ناقص پودرهای NiTi موجود در فومH حضور ریزتر دربنی پودرهای NiTi است ، تخلخل بسته %2.8 به احتمال زیاد مربوط به این حفره های کوچک است که احتمالاً هیچوقت با Naf پر نشدند . بهینه سازی پارامترهای HIP یا = بیشتر پس از فرایند HIP ممکن است تراکم پودرهای NiTi را افزایش داده و این حفره های ریز را حذف کند. برای گزینه اول ،فشار HIP بالاتر و دمای HIP بیشتری را می توان استفاده کرد . در این مقاله ، یک مرحله = دمای بالا برای متراکم کردن بیشتر پودرهای NiTi انتخال شد که منجر به فوم HS گردید . این مرحله تخلخل کلی را با یک عامل دو کاهش داد و به طور قابل ملاحظه ای شکل و اندازه حفره را تغییر داد شکل 3(a-c) : حفره های بزرگی که قبلا توسط پودرهای Naf اشغال شده بودند . اندازه های کوچکتر ، اشکال گردتر و سطوح داخلی صافتری را نسبت به فوم H نشان می دهند . پودرهای NiTi مجزا برخلاف فوم H قابل رویت نیستند وحفره های نوکدار ریز بین پودرهای NiTi ناپدید شده اند . تخلخل کلی %19.6 نزدیک به حد تراوایی است به طور مشابه در حدود تخلخل %6.6 هم اکنون بسته است در حالیکه دو سوم %13.0 باز می ماند . بنابراین فوم HS یک حد بیرونی را در تراکم فوم نشان میدهد که ورای آن فرایندهای متفاوتی ممکن است سازگاری بیشتری داشته باشند .
2-4 رفتار تغییرشکل مرحله ای
ترموگرام DSC در شکل 4 نشان می دهد که فوم H در طول آزمایش در دمای محیطی پس از سرد شدن با روغن از دمای تابکاری کاملاً مارتنسیتی است واینکه تغییرشکل معکوس در گرمایش زیردمای به کار رفته برای ایجاد تاثیر حافظه شکل کامل می باشد .
این دماهای تغییر شکل خاص ترکیبات NiTI پانیکل کم هستند. آنتالپی های تغییر شکل برای فوم H هم در گرمایش و هم سرمایش بسیار نزدیک به مقدارهای منتشر شده برای NiTi حجمی هستند. این حاکی از این است که نه فرایند HIP و نه مرحله حل نمک، ترکیب فوم H را به طورقابل ملاحظه ای تحت تاثیر قرارنمی دهند.
بازیافت فشار فراارتجاعی
شکل (b)& نشان میدهد که بازیافت موجود در فوم HS توسط فشار بار گذاری از طریق ترکیبی از تاثیرات ارتجاعی و فراارتجاعی ایجاد می شود یک فشار حافظه شکل قابل ارزیابی بیشتر در طول حرارتی بدست می آید. هم زیستی هم تاثیرات حافظه شامل وهم فراارتجاعی را می توان به صورت زیر توضیح داد. قبل از یادگیری این نمونه بطور کامل ادستیستی است اما بسیار نزدیک به تشکیل مارتنیست است. در بارگیری مارتنسیت ایجاد شده از تنش شکل می گیرد و کسری از این مارتنسیت در بار گذاری با تولید فشار فراارتجاعی ناپدید می شود. اما کسر دیگری از مارتنیست در نمونه پس از بارگذاری کامل باقی می ماند به شرط اینکه دمای 47C,AF بالای دمای اتاق باشد. فقط در گرمایش بعدی تا 160c این مارتنسیت با تولید فشار حافظه شکل ناپدید می شود. برای فشار کاربردی 7% با تنش 380Mpa فشار بارگذاری ماکسیسم 4.7% بدست می آید که توسط یک فشار بازیافت حافظه شامل بعدی 107% برای فشار قابل بازیافت کلی 6.4% ترکیب می شود.
فشار بازیابی کلی مشابه 6.6% برای چرخه 8% با فشار بارگذاری کم و فشار بازیابی بیشتر بدست می آید. برای مقایسه یک فوم NiTi اوستینی با 16% تخلخل بسته، فشار بارگذاری کمتر از 2.5% را برای تنش ماکسیمم مشابه 400mpa نشان داد.هر چند فوم HS برای توسعه خواص فراارتجاعی مناسب حرارت داده نشد. بنابراین مقایساتی با نتایج پژوهشی دیگر در زمینه فومهای NiTi فراارتجاعی انجام نشده اند.
5- نتایج
فومهایNiTi متخلخل باز با خواص حافظه شکل توسط یک روش تکثیر حالت جامد ساخته شدند که ترکیبی از پودرهای NiTi,Naf پیش آلیاژی توسط پرسکاری ایزواستیکی داغ در 950c به یک گلوله ای که از آن نگهدارنده فضای Naf بعداً توسط حل آب برداشته می شود مترکم می گردد. فوم NiTi مارتنیستی ایجاد شده با تخلخل باز 39.5% حفره هایی را با سطح داخلی غیر مسطح با توجه به زنتیرینگ ناقص ذرات پودری NiTi نشان می دهد خواص مکانیکی زیر در تراکم اندازه گیری می شوند: 1) منحنی تنش- فشار بارگیری خطی نزدیک با میانگین سختی پایین 3-6Gpa در نتیجه پیوند زدایی در بارگیری با میانگین سختی 12-16Gpa نشان دهنده تغییر شکل ارتجاعی(iii) استحکام تراکمی نهایی 127Mpa با فشار 6%(iv) بازیافت حافظه شکل زیاد با 85-89% فشار تراکم شده بر روی بارگذاری بازیافت شده پس از گردش حرارتی و مقدار ماکسیمم 3.2% پس از زنتیرینگ در 1250C فوم تخلخل کمی از 19.6% حفره های کوچکتر و صاف تر و تغییری را در دمای تغییر شکل با توجه به اکسیداسیون نشان داد. این فوم اوستنیتی کم ثبات خواص مکانیکی زیر رانشان میدهد: (i) منحنی های فشار، تنش بارگیری و بارگذاری خطی نزدیک با میانگین سختی 6-12Gpa در نتیجه تاثیر فرا ارتجاعی (ii) استحکام نهایی بسیار بالا (>482Mpa) و فشار (>15.6%) ، (iii) بازیافت حافظه شکل قابل ارزیابی که به هنگام اضافه شدن به فشار بازیابی فراارتجاعی در بارگذاری، فشار بازیافت کلی تا 6.5% را فراهم می کند.

132