  (3)
که در آن KIC چقرمگی شکست، E مدول الاستیک، H سختی، P نیرو و 2C طول ترک می باشد.
ریخت شناسی (اندازه، شکل، توزیع اندازه ذرات، تعیین اندازه اثر سختی و تعیین طول ترک شعاعی اطراف محل سختی) و ریزساختار نمونه ها به وسیله میکروسکپ الکترونی روبشی مدل CamScan MV2300 و میکروسکپ الکترونی روبشی انتشار میدانی مدل Hitachi SU-70 مجهز به طیفسنج انرژی مدل Bruker XFlash 4010 استفاده شد. بررسی های ریز ساختاری دقیق تر با استفاده از میکروسکپ الکترونی
عبوری ZEISS EM 10C تحت ولتاژ شتاب دهنده kV 100 صورت گرفت. جهت شناسایی ترکیبات فازی نمونه های بدست آمده در شرایط گوناگون از روش XRD استفاده شد. الگوهای XRD نمونه ها به وسیله دستگاه ذرات تقویت کننده ای با اندازه میانگین nm 10 را در بردارد. این ساختار متفاوت از نانو-کامپوزیت بدست آمده ازآسیاکاری اکسید تیتانیم، اکسید بور و آلومینیم میباشد(شکل 1 الف). دلیل اصلی تفاوت ریزساختارها فرآیندتولید آن ها می باشد. ژل بدست آمده زنجیر های از توالیTi-O-Ti می باشد که فضای پیرامون آن به وسیله ذرات
3B2O که به صورت کلوئیدی در الکل وجود دارد، پر شده است. می توان ساختار ژل را هسته Ti در نظر گرفت که پیرامون آن را اکسیژن احاطه کرده است و ذرات 3B2O این مجموعه را محاصره کرده است. این مجموعه در حین آسیاکاری اکسیژن ها را به Al داده و لذا، بستری از 3Al2O تشکیل می شود که تمامی ساختار را در بر می گیرد. در میان این بستر 3Al2O، ذرات Ti و B با حذف اکسیژنی که در میان آن ها قرار داشت به هم رسیده و با یک دیگر ترکیب شده و 2TiB را تشکیل میدهند. بر این اساس انتظار داریم که در یک زمینه از جنس 3Al2O ذرات 2TiB به صورت پراکنده تشکیل شوند. این فرض با تصویر بدست آمده از TEM (شکل 1 ب) همخوانی دارد.
،SGMA30hPl1850 نمونه های
SGMA30hPl1700 و SGMA30hPl1500 نانو- کامپوزیت های 2Al2O3-TiB می باشند که از روش سل- ژل/مکانوشیمیایی تولید شده اند و در دماهای °C 1850، °C 1700 و °C 1500 به روش بدون فشار،
تف جوشی شده اند. در شکل 2 تغییرات چگالی نسبی این نمونه ها بر حسب دمای تف جوشی نشان داده شده است. همان گونه که انتظار می رود با افزایش دمای تف جوشی، چگالی نمونه ها افزایش می یابد به گونه ای که برای نمونه
تف جوشی شده در دمای °C 1850
(SGMA30hPl1850)، چگالی به 94% چگالی تئوری می رسد. در شکل 3 تصویر SEM نمونه تف جوشی شده به روش بدون فشار در دمای °C 1850
(SGMA30hPl1850) را نشان می دهد. همان گونه که مشاهده می شود در بیش ترین دمای تف جوشی به روش بدون فشار، اتصال میان ذرات با ایجاد مناطق گلویی قابل مشاهده می باشد، اما همچنان میزان تخلخل در ساختار قابل توجه می باشد.
9
شکل 4 الف الگوی XRD نمونه SGMA30hPl1850 را نشان می دهد. لازم به ذکر است که به علت کوچک بودن اندازه نمونه، الگوی XRD بدست آمده دارای مقادیری زمینه (Background) می باشد. افزون بر پیک های مربوط به فازهای 3Al2O و 2TiB پیک های جدیدی در الگوی پراش مشاهده میشود که با بررسی روابط ترمودینامیکی و مراجعه به فهرست جامع داده های پراش دیده شد که پیک های جدید متعلق به فاز 33ICDD 32-0003) Al18B4O) می باشد. هنگامی که فاز های 3Al2O و 2TiB در معرض آتمسفر اکسیدی قرار بگیرند، تشکیل فاز 33Al18B4O می تواند بر اساس روابط 4 و 5 صورت گیرد:
(4)
9Al2O3 + 4TiB2 → 9Al2O + 2Ti2O3 + 4B2O3
33Al2O+ 2B2O3 +9O2 → Al18B4O9وجود هوای حبس شده در نمونه های فشرده شده و واکنش با اکسیژن در حین فرآیند تف جوشی می تواند مسیر واکنش را توسط روابط 4 و 5 دنبال کرده و فاز 33Al18B4O را تشکیل دهد، اما در الگوی XRD اثری از 3Ti2O مشاهده نمی شود که ممکن است میزان آن کم تر از محدوده شناسایی به روش XRD باشد و یا این که پیک های متعلق به این فاز در زمینه قرار گرفت هاند و تشخیص آن ها با مشکل همراه می شود. امکان دیگر برای تشکیل فاز 33Al18B4O واکنش میان 3Al2O و 3B2O بر اساس رابطه 6 می باشد:
9Al2O3 + 2B2O3 → Al18B4O33
یا احتمال دیگر واکنش Al اضافی با 3B2O اضافی می باشد [29و30].
دمای ذوب و چگالی فاز 33Al18B4O به ترتیب °C
1440 و 3g/cm 93/2 است. این ماده به صورت بلورهای سوزنی شکل تشکیل می شود [31و32]. بر این اساس تف جوشی در دماهای بالاتر از دمای ذوب این ماده با مکانیزم تف جوشی در حضور فاز مایع میباشد. بررسی درصد فازها به وسیله نرم افزار XPowder نشان داد که در نمونه SGMA30hPl1850، 5/6% وزنی نمونه را این
فاز تشکیل میدهد. تصویر SEM نیز نمایانگر وجود سهفاز در این نمونه می باشد (شکل 4 ب). فاز تیره رنگ که
زمینه را تشکیل داده و درصد آن بی شتر است فاز 3Al2Oمی باشد، فاز روشن 2TiB است و فاز خاکستری رنگ کهرنگ آن ما بین رنگ دو فاز دیگر می باشد و نسبت به سایرفازها کم ترین مقدار را دارد فاز 33Al18B4O می باشد.
زمانی که نانوکامپوزیت 2Al2O3-TiB از روشمکانوشیمیایی (آسیاکاری مخلوط پودری 2B2O3 ،TiO و Al) تولید شد، تف جوشی به روش بدون فشار در دو دمای
1700 °C و (MA5hPl1900) 1900 °C
(Ma5hPl1700) انجام شد. هر دو نمونه پس از انجام فرآیند در کوره خلاء از هم پاشیده شده بودند.
نانوکامپوزیت 2Al2O3-TiB که به دو روش مکانوشیمیایی و سل- ژل/مکانوشیمیایی تولید شد به روش پرس گرم در دماهای °C 1200 (°C ،(DGMA30hHP1200 1400 (DGMA30hHP1400 & MA15hHP1400) و MA15hHP1500) 1500 °C & DGMA0hHP1500) تف جوشی شد. در شکل 2
تغییرات چگالی نسبی نمونه های تولید شده به روش سل-ژل/مکانوشیمیایی که به روش پرس گرم تف جوشی شده اند بر حسب دمای تف جوشی مشاهده می شود. نمونه پرس گرم شده در دمای °C 1500، در حدود 97% چگالی تئوری را دارا میب
اشد. استادلباور (Stadlbauer) و همکارانش کامپوزت 2Al2O3-TiB با ترکیب مشابه را از مخلوط پودری 3Al2O و 2TiB در دمای °C 1800 به روش بدون فشار تفجوشی کردند و به 3/90% چگالی تئوری دست یافتند [8]. در بررسی هایی که فرانکس (Franks) بر روی تهیه نمونه بالک از کامپوزیت
2Al2O3-TiB تولید شده از روش SHS انجام داده است، با تف جوشی در دمای °C 1800 در بهترین حالت به 91% چگالی تئوری دست یافته است [33]. لی (Li) و همکارانش با پرس گرم ترکیبی مشابه در دمای °C 1700 به مدت یک ساعت تنها به 5/94% چگالی تئوری دست یافتند [34]. ورشینیکو (Vershinnikov) و همکارانش با اعمال پرس گرم در دمای °C 1850 به 1/99% چگالی تئوری دست یافتند [35]. جیانزین
(Jianxin) و همکارانش با تف جوشی ترکیبی مشابه به
روش پرس گرم در محدوده دمایی °C 1800-1650 به 2/99% چگالی تئوری دست یافتند [36و37]. در شکل 5تصویر SEM نمونه تفجوشی شده در دمای °C1500 (DGMA0hHP1500) از نانوکامپوزیت تولید شده به روش سل- ژل/مکانوشیمیایی نشان داده شده است.
مشاهده می شود که اندازه دانه ها پس از تف جوشی بین nm 100 تا nm 500 می باشد. اندازه ریز ذرات و افزایش مرز دانه ها سبب افزایش مسیرهای سریع نفوذ و افزایش نیرومحرکه تف جوشی می شود که به نوبه خود سبب کاهش دما و زمان تف جوشی در مقایسه با نمونه هایی با اندازه ذرات میکرومتری می شود. بررسی الگوهای پراش نمونه های پرس گرم شده نیز بیانگر تشکیل فاز 33Al18B4O در این نمون هها می باشد. در حین تف جوشی به روش پرس گرم، اعمال همزمان فشار و دما منجر به ذوب شدن این فاز شده و مکانیزم غالب برای تف جوشی، تف جوشی در حضور فاز مایع می باشد. این پدیده به نوبه خود عاملی برای بهبود رفتار تف جوشی و بدست آمدن نمونه هایی با چگالی بالا در دما و زمان کم تر نسبت به موارد گزارش شده میشود.
در شکل 6 تصاویر SEM نمونه های تفجوشی شده از نانوکامپوزیت تولید شده به روش مکانوشیمیایی نشان داده شده است. با توجه به شکل مشاهده میشود که در هر دو دمای تف جوشی در ساختار هریک از نمون هها 3 فاز قابل تشخیص می باشد. یک فاز تیره رنگ که مقدار آن از سایر فازها بیش تر است و زمینه را تشکیل داده و میانگین عدد اتمی آن باید از سایر فا زها کمتر باشد، یک فاز روشن که مقدار آن از سایر فازها کم تر بوده و به صورت جزیره هایی در میان دو جزء دیگر قرار گرفته است که می باشد میانگین عدد اتمی آن از سایر فازها بیش تر باشد و فاز خاکستری رنگ که مقدار آن ما بین مقادیر دو فاز دیگر است. در ضمن مشاهده می شود که در دمای بالاتر توزیع فازها در یک دیگر به صورت یکنواخت تر می باشد که این عامل میتواند سبب بهبود خواص مکانیکی نمونه پرس گرم شده در دمای °C 1500 نسبت به نمونه پرس گرم شده در دمای °C 1400 شود. برای تشخیص ترکیب شیمیایی هر فاز از آنالیز EDX استفاده شد که نتایج آندر شکل 7 مشاهده می شود. با توجه به نتایج آنالیز EDXمی توان نتیجه گرفت که فاز روشن، عنصر آهن میباشدکه در نتیجه فرآیند آسیاکاری و سایش ذرات با محفظهآسیا وارد محصول آسیاکاری شده است. افزون بر این Feاز جمله کمک سینترهای فلزی ای می باشد که برایتف جوشی 2TiB توسط محققین مورد استفاده قرار گرفته است و وجود آن سبب بهبود فرآیند تف جوشی و بالاتر رفتن چگالی نمونه و خواص مکانیکی آن می شود [38و39]. فاز خاکستری رنگ فازی غنی از عنصر تیتانیم می باشد و لذا، می تواند فاز 2TiB باشد. از محدودیت های آنالیز EDX توسط دستگاههایی که دارای پنجره Be می باشند، عدم تشخیص عناصر سبک چون بور میباشد. لذا، در نتیجه آنالیز EDX از فاز خاکستری رنگ (2TiB) اثری از عنصر بور دیده نم یشود. فاز تیره رنگ که زمینه را تشکیل داده است فازی غنی از عنصر آلومینیم میباشد و هم چنین، مشاهده می شود که میزان اکسیژن در این فاز زیاد است. لذا، این فاز 3Al2O می باشد. عدم برقراری نسبت استوکیومتری اکسیژن به آلومینیم در نتایج آنالیز EDX از دیگر محدودیت های این روش آنالیز می باشد که با این روش امکان آنالیز کمی دقیق عناصر با عدد اتمی کم تر از 10 ممکن نمی باشد [40].
13411211303923

برای محاسبه مقدار سختی و اندازه گیری اندازه ترک های شعاعی اطراف محل سختی بمنظور محاسبه چقرمگی شکست از محل سختی و نواحی اطراف آن تصاویر SEM تهیه شد. به این ترتیب با انداز هگیری قطر میانگین اثر سختی و قرار دادن آن در رابطه ( 2HV mmkgf2 = 1.8544d(mmF()kgf مقدار سختی
بدست می آید. هم چنین، با محاسبه طول ترک شعاعی و
قرار دادن آن در رابطه معروف آنستیس،
2052829-41518

 E 12 P  مقدار چقرمگی شکست ، KIC = 0.016H  C 32 
محاسبه می شود[28]. مقادیر سختی و چقرمگی شکست برای نمونه های پرس گرم شده در دماهای °C 1400 و °C 1500 در جدول 2 نشان داده شده است.
همان گونه که دیده می شود پس از پرس گرم در دمای °C 1400 چقرمگی شکست نمونه هایی که از روش سل- ژل/مکانوشیمیایی تولید شده اند بیش تر از چقرمگی شکست نمونه هایی است که به وسیله روش مکانوشیمیایی 1
تولید شده اند. دلیل این امر را می توان به ریزساختار منحصر به فرد محصول فرآیند سل- ژل/مکانوشیمیایی نسبت داد که ذرات نانومتری 2TiB در بستری از 3Al2O توزیع شده اند. توزیع یکنواخت یک فاز به صورت ذرات کروی در فاز دیگر سبب بهبود چقرمگی شکست می شود، اما با افزایش دما چقرمگی شکست نمونه تولید شده از روش سل- ژل/مکانوشیمیایی افت میکند که می تواند در نتیجه رشد ذرات 2TiB و تغییر توزیع آن ها در زمینه 3Al2O باشد. دلیل تفاوت خواص مکانیکی برای نمونه های سنتز شده از روش های گوناگون را می توان به ریزساختار، دانه بندی و میزان پیشروی فرآیند تفجوشی نسبت داد. در شکل 8 ریزساختار نمونه های سنتز شده به روش های مکانوشیمیایی و سل- ژل/مکانوشیمیایی که در دمای °C 1500 پرس گرم شده اند مشاهده میشود. همان گونه که مشاهده می شود، میزان پیشروی فرآیند تف جوشی برای نمونه سنتز شده به روش مکانوشیمیایی (شکل 8 الف) بیش تر است و لذا انتظار میرود با وجود دانه بندی درشت تر از سختی و چقرمگی شکست بالاتری برخوردار باشد. با این حال مقادیری که برای چقرمگی شکست بدست آمده بی نظیر بوده و بسیار بیشتر از موارد گزارش شده می باشد که دلیل آن را می توان در اندازه بسیار ریز ذرات اولیه و توزیع یکنواخت ذرات در یک دیگر جستجو کرد. ورشینکو (Vershinnikov) و همکارانش با اعمال پرس گرم در دمای °C 1850 به سختی GPa 7/11 دست یافتند [35]. جیانزین (Jianxin) و
همکارانش با تف جوشی ترکیبی مشابه به روش پرس گرم در محدوده دمایی °C 1800- 1650 به سختی GPa 8/20 و چقرمگی شکست 2/1MPa.m 2/5 دست یافتند
[36و37].

نتیجه گیری
در این پژوهش اثر روش تولید نانوکامپوزیت
2Al2O3-TiB بر رفتار تفجوشی و خواص نمونه های بالک بررسی شد. تفاوت در روش تولید منجر به تغییر ریزساختار محصول و تغییر در خواص تفجوشی می شود. چگالی نسبی، سختی و چقرمگی شکست نمونه های تف جوشی شده به روش پرس گرم در دمای °C 1500 برای نمونه ای که به روش سل- ژل/مکانوشیمیایی تولیدشد نسبت به نمونه ای که به وسیله روش مکانوشیمیاییتولید شد، کمتر است. چگونگی توزیع فا زها در یک دیگرکه به وسیله فرآیند تولید کنترل میشود، منجر به تغییر خواص تف جوشی نمونه میشود. افزون بر آن، مقدار پیشروی فرآیند تف جوشی و درصد تخلخل کمتر نمونه های تولید شده به روش مکانوشیمیایی سبب خواص مکانیکی بهتر آنها شده است. مقادیر بدست آمده برایچگالی، سختی و چقرمگی شکست در مقایسه با مقادیر گزارش شده به وسیله سایر پژوهشگران بیش تر است که این افزایش و تسهیل در فرآیند تف جوشی را می توان به نانوساختار بودن ذرات، غیربلوری بودن ذرات و تشکیل فاز 33Al18B4O نسبت داد.

A. R. Keller and M. Zhou, “Effect of microstructure on dynamic failure resistance of titanium diboride/alumina ceramics”, Journal of the American Ceramic Society, Vol. 86, pp. 449-457, 2003.
J. W. Adams, G. A. Gilde, M. Burkins and L. P. Franks, “Microstructure development of aluminum oxide/titanium diboride composites for penetration resistance”, Ceramic Transactions, Vol. 134, pp. 629-634, 2002.
A. Rabiezadeh, A. Ataie and A. M. Hadian, “Mechano-chemical synthesis of TiB2-Al2O3 nano-composite by reaction between TiO2, B2O3 and Al”, Advanced Materials Research, Vol. 488-489, pp. 955-959, 2012.
W. Stadlbauer, W. Kladnig and G. Gritzner, “Al2O3-TiB2 Composite Ceramics”, Journal of Materials Science, Vol. 8, pp. 1217-1220, 1989.
M. A. Meyers, “Combustion synthesis/densification of an Al2O3-TiB2 composite”, Materials Science and
Engineering A, Vol. 311, pp. 83-99, 2001. 14- W. Deqing, “Effects of additives on combustion synthesis of Al2O3-TiB2 ceramic composite”, Journal of the European Ceramic Society, Vol. 29, pp. 1485-1492, 2009.
E. M. Sharif, F. Karimzadeh and M. H. Enayati, “Synthesis of titanium diboride reinforced alumina matrix nanocomposite by mechanochemical reaction of Al-TiO2B2O3”, Journal of Alloys and Compounds, Vol. 502, pp. 508-512, 2010.
E. M. Sharif, F. Karimzadeh, M. H. Enayati, “Preparation of Al2O3-TiB2 nanocomposite powder by mechanochemical reaction between Al, B2O3 and Ti”, Advanced
Refrences
1- R. A. Cutler, “Engineering properties of borides”, Engineering Materials
Handbook, Vol. 4, Ceramics and Glasses, ASM international, The Materials
Information Society, New York, 1991. 2- M. F. Ashby, “Materials selection in mechanical design”, 3rd ed., ButterworthHeinemann, London, 2005.

S. R, Levine, E. J. Opila, M. C. Halbig, J. D. Kiser, M. Singh and J. A. Salem, “Evaluation of ultra-high temperature ceramics foraeropropulsion use”, Journal of the European Ceramic Society, Vol. 22, pp. 2757-2767, 2002.
M. Singh and H. Wiedemeier, “Chemical interactions in diboridereinforced oxide-matrix composites”, Journal of the American Ceramic Society, Vol. 74, pp. 724-727, 1991.
F. Monteverde, “Progress in the fabrication of ultra-high-temperature ceramics: “in situ” synthesis, microstructure and properties of a reactive hot-pressed HfB2–SiC composite”, Composites Science and Technology, Vol. 65, pp. 1869-1879, 2005. 6- M.N. Rahaman, “Ceramic Processing”, CRC/Taylor & Francis, New York, 2007. 7- K.V. Logan, “Elastic-plastic behavior of hot pressed composite titanium diboride/alumina powders produced using self-propagation high temperature synthesis”, ph. D. thesis, The Georgia Institute of Technology: Materials Science and Engineering, Georgia, 1992.
8- W. Stadlbauer, W. Kladnig and G. Gritzner, “Al2O3-TiB2 Composite Ceramics”, Journal of Materials Science, Vol. 8, pp. 1217-1220, 1989.
ceramics”, Journal of the American Ceramic Society, Vol. 79, pp. 2687-2695, 1996.
ASTM B 328-96 (Reapproved 2003) –
Standard test method for “Density, oil content, and interconnected porosity of sintered metal structural parts and oil-impregnated bearings”, 2003.
ASTM C 1327-08 – Standard test method for “Vickers indentation hardness of advances ceramics”, 2008.
G. R. Anstis, P. Chantikul, B. R. Lawn and D. B. Marshall, “A critical evaluation of indentation techniques for measuring fracture toughness: I, direct crack measurements”, Journal of the American Ceramic Society, Vol. 64, pp. 533-538, 1981.
M. P. Hunt, “Pressureless densification of SHS produced alumina – titanium diboride ceramic matrix composite”, M.Sc. Thesis, Virginia Polythechnic Institute and State University, Virginia, 2009.
S. H. Kenawy, “Synthesis and characterization of aluminum borate ceramic whiskers”, International Journal of Applied Ceramic Technology, Vol. 8, pp. 783-792, 2011.
I. E. Gönenli and A. C. Tas, “Chemical preparation of aluminum borate whiskers”, Powder Diffraction, Vol. 15, pp. 104-107, 2000.
I. Carazeanu, V. Ciupina, G. Prodan and C. Guguta, “Chemical synthesis of Al18B4O33 for metal matrix composites”, 12th Romanian International Conference on Chemistry and Chemical Engineering, Bucharest, 2001. 33- L. P. Franks, “Colloidal processing of titanium diboride/alumina (TiB2/Al2O3)”, M.Sc. Thesis, Michigan State University, Michigan, 2001.
P. Li, W. Zhou, J. Zhu, F. Luo and D. Zhu, “Influence of TiB2 content and powder size on the dielectric property of TiB2/Al2O3 composites”, Scripta Materialia, Vol. 60, pp. 760-763, 2009.
V. I. Vershinnikov, S. S. Mamyan and G. Georgiev, “Regularities of the synthesis of the TiB2-Al2O3 composite ceramic powder and the material based on it”, Journal of Engineering Physics and Thermophysics, Vol. 65, pp.
1030-1033, 1993.
D. Jianxin, C. Tongkun and L. Lili, “Selflubricating behaviors of Al2O3/TiB2 ceramic tools in dry high-speed machining of hardened Powder Technology, Vol. 22, pp. 526-531, 2011.
L. Guoxi, Y. Dongming and Z. Jinyong, “Microstructure and mechanical properties of TiB2-Al2O3 composites”, Journal of Wuhan University of Technology, Vol. 26, pp. 696699, 2011.
T. Sato, Y. Sasaki and I. Saeki, “Influence of processing condition of Ti, Al and B2O3 mixed powders on the preparation of Al2O340.5 mass% TiB2 sintered compact by HIP”, Journal of the Ceramic Society of Japan, Vol. 119, pp. 502-506, 2011.
R. T. Mousavian, S. Sharafi, M. R. Roshan and M. H. Shariat, “Effect of mechanical activation of reagents’ mixture on the hightemperature synthesis of Al2O3-TiB2 composite powder”, Journal of Thermal Analysis and Calorimetry, Vol. 104, pp. 1063-1070, 2011.
R. T. Mousavian, S. Sharafi and M. H.
Shariat, “Preparation of nano-structural Al2O3TiB2 in-situ composite using mechanically activated combustion synthesis followed by intensive milling”, Iranian Journal of Materials Science & Engineering, Vol. 8, pp. 1-9, 2011.
A. Rabiezadeh, A. M. Hadian and A. Ataie, “Preparation of alumina/titanium diboride nano-composite powder by milling assisted sol-gel method”, International Journal of Refractory Metals and Hard Materials, Vol. 31, pp. 121-124, 2012.
A. Rabiezadeh, A. Ataie and A. M. Hadian, “Sintering of Al2O3-TiB2 nanocomposite derived from milling assisted solgel method”, International Journal of Refractory Metals and Hard Materials, Vol. 33, pp. 58-64, 2012. .ح. ر. عزت پور، م. ح. سبزوار، ج. وحدتی خاکی و ح -23 به (Cu-Cr)-Al2O3 حم یدی، “تولید در جای نانوکامپوزیت روش مکانوشیمیایی”، مجله ی مواد نوین، سال 1، شماره 1، ص
39-48، پاییز 1389.
I. Kimura, N. Hotta, Y. Hiraoka, N. Saito and Y. Yokota, “Sintering and characterization of Al2O3-TiB2 composites”, Journal of the European Ceramic Society, Vol. 5, pp. 23-27, 1989.
L. J. Kecskes, A. Niiler, T. Kottke, K. V. Logan and G. R. Villalobos, “Dynamic consolidation of combustion-synthesized alumina-titanium diboride composite 39- M. Einarsrud, E. Hagen, G. Pettersen and T. Grande, “Pressureless sintering of titanium diboride with nickel, nickel boride, and iron additives”, Journal of the American Ceramic Society, Vol. 80, pp. 3013-3020, 1997.
40- J. I. Goldstein, C. E. Lyman, D. E. Newbury, E. Lifshin, P. Echlin, L. Sawyer, D. C. Joy and J. R. Michael, “Scanning electron microscopy and x-ray microanalysis”, 3rd edition, Kluwer Academic/Plenum Publishers, New York, 2003.
steel”, Journal of the European Ceramic Society, Vol. 25, pp. 1073-1079, 2005.
D. Jianxin and A. Xing, “Wear resistance of Al2O3/TiB2 ceramic cutting tools in sliding wear tests and in machining processes”, Journal of Materials Processing Technology, Vol. 72, pp. 249-255, 1997.
S. H. Kang, D. J. Kim, E. S. Kang and S. S. Baek, “Pressureless sintering and properties of titanium diboride ceramics containing chromium and iron”, Journal of the American Ceramic Society, Vol. 84, pp. 893-895, 2001.
جدول 1 – کدگزاری نمونه های بالک. پیوست ها
کد نمونه های تف جوشی شده به روش پرس گرم ه روش دمای تف جوشی
(°C) کد نمونه های تف جوشی شده ببدون فشار دمای تف جوشی
(°C)
SGMA30hHP1200 1200 SGMA30hPl1850 1850
SGMA30hHP1400 1400 SGMA30hPl1700 1700
SGMA30hHP1500 1500 SGMA30hPl1500 1500
MA15hHP1400 1400 MA5hPl1900 1900
MA15hHP1500 1500 MA5hPl1700 1700
حروف HP ،h ،MA ،SG و Pl به ترتیب بیانگر سل- ژل، آلیاژسازی مکانیکی، ساعت، پرس گرم، تفجوشی بدون فشار می باشد.

در این سایت فقط تکه هایی از این مطلب با شماره بندی انتهای صفحه درج می شود که ممکن است هنگام انتقال از فایل ورد به داخل سایت کلمات به هم بریزد یا شکل ها درج نشود

شما می توانید تکه های دیگری از این مطلب را با جستجو در همین سایت بخوانید

ولی برای دانلود فایل اصلی با فرمت ورد حاوی تمامی قسمت ها با منابع کامل

اینجا کلیک کنید


پاسخ دهید