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 ۵۰٫۶ , ۵۰٫۰ با Ni% ترکیب شده و به صورت ظروف فولاد ضد زنگ مهر و موم شده به لحاظ ایزواستاتیکی در zoompa و ۹۰۰- c1050’ پرسکاری داغ شدند و برای قرارگیری در معرض یک مقطع درجه بندی ماده TiNi محکم شده .

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

تأثیرات HIPing و حرارت پس از تحکیم با تقریباً ۹۹% غلظت فرضی و تقریباً زیر ساختارهای TiNi همانند ایجاد شدند .
این نمونه ها به لحاظ مکانیکی در فشار تست شده و درجات متوسطی از تأثیر حافظه شکل و شبه ارتجاعی را نشان میدادند .
مقدمه

آلیاژ های حافظه شکل( SMA ها ) علاقه فراوانی را برای توانایی آنها برای استفاده بعنوان مواد کاربردی در بسیاری از عملیاتهای مهندسی مثل ساختارهای فعال ، انطباتی یا هوشمند ، ترکیبات حافظه شکل ( SMA ها ) بعلاوه عملیاتهای زیست پزشکی معینی بدست آورده اند .
بخشی از منحصر بفرد بودن این آلیاژها توانایی آنان برای کنترل مواد و خواص رطوبتی خود و نیز تغییر شکل آنها با توجه به دما است .
این ویژگی با توجه به تأثیر حافظه شکل ویژگی های شبیه ارتجاعی این آلیاژهاست . این رفتارهای منحصر بفرد مربوط به جهت یابی مجدد و یا باز کردن جهش های مارتنسیت و تغییر شکل مرحله مارتنبسیت- اوستنیت معکوس است.از میان بسیاری از ( SMA ها ) که شامل CuALNi , CuznAl , AuCd , TiNi هستند .
آلیاژهای نیکل –تینانیوم اتم مساوی نزدیک به طور گسترده ای به علت چکش خواری عالی آنها ، تأثیر مقاومت و خواص رطوبتی و مقاومت در برابر فرسایش بعلاوه خواص حافظه شکل برتر آنها بررسی شده اند .

به طور سنتی به خصوص به لحاظ تجاری TiNi SMAS توسط ذوب القایی خلاء یا تکنیک های ذوب قوسی خلاء پردازش می شوند .
هر چند اخیراً پیشرفت هایی در زمینه تولید آلیاژهای TiNi با استفاده از روشهای متالوژی پودری ایجاد شده اند . مشکلات تولید PM از TiNi SMAS تولید آلیاژهایی با خواص رفتاری شبیه به خواص آلیاژ های چودنی و نیز بهره برداری از مزیت ذاتی ساخت PM برای دستیابی به قطعات شکل شبکه ای نزدیک بوده است .

تکنیک های انجماد سریع ، مثل ترکیب شوک و رنیترینگ احتراق برای آلیاژهای TiNi از پودرهای عنصری استفاده شده اند .
هر چند چنین روشهایی موجب تخلخل فراوان و مشکلاتی با کنترل ابعادی شده اند . بسیاری از محققان استفاده از تکنیک های PM معمولی را برای تولید آلیاژهای حافظه شکل گزارش نموده اند.

در حالیکه چند پژوهشگر ( SMA ها یی را را توسط پودرهای TiNi از پیش آلیاژ شده پرسکاری ایزواستاتیکی داغ ایجاد کرده اند.هرچند تولید پودرهای پیش آلیاژی بسیار پر هزینه بوده است .
چندین بررسی بر روی زنتیرینگ معمولی و پرسکاری داغ تراکمات پودری tini عنصری منتشر شده است. بزرگترین مشکل که در این مطالعات گزارش شده مربوط به تشابه و غلظت بوده که آلیاژهای زنتیر شده موجب ترکیبات Ti²Ni TiNi ³, TiNi بعلاوه تخلق فراوانی شده اند که از انتشار و آلیاژی شدن موجب شده است.
استفاده از زنتیرینگ دمای بالای بالای c ’ ۹۴² برای ایجاد ذوب جزئی یک جوری را افزایش میدهد اما با هزینه تخلخل بیشتر در پژوهش های زانگ نشان داده شد.
که یک فرایند زنتیرینگ دو مرحله ای برای تراکمات پودر TI-NI با دمای مرحله اول زیر اولین لیوتکتیک و دمای دومین مرحله بالای این یوتکتیک می تواند روش مؤثری از بهره برداری یک جور سازی سریعی باشد که توسط ذوب جزئی بدون افت زیاد غلظت با توجه به تأثیرات موئینی تحت تأثیر قرار گرفته است.
استدلال این بود که ساختاری اسکلتی از مرحله TiNi در طول انتشار حالت جامد مرحله اول شکل گرفته و از حفره های بزرگی که از ذوب در طول مرحله دوم تشکیل می شوند جلوگیری کند .

همانطور که در این مقاله مشاهده شده روشهای بسیاری در پردازش آلیاژهای TiNi با استفاده از روشهای PM آزمایش شده اند .
اگر چه بسیاری از تکنیک های بررسی شده ، زنتیرینگ پودرهای عنصری را بعلاوه زنتیرینگ و حتی فشار کاری ایزو استاتیکی داغ پودرهای پیش آلیاژی گزارش می کنند و هیچ گزارشی از پودرهای عنصری HIPing گزارش نشد. پرسکاری ایزواستاتیکی داغ مهمترین تکنیک های PM برای تولید TiNiاز پودرهای عنصری است.

زیرا شرایط ایزواستاتیکی و فشارهای بالای قابل دستیابی ، بیشترین کنترل زا ار شدت و ژئومتری آلیاژ نهایی فراهم می کنند.که بزرگترین نقاظ ضعف روشهای پرسکاری و زنتیرینگ دیگر است.

در این مقاله یک تکنیک پردازشی برای TiNi توسط پرسکاری ایزواستاتیکی داغ پودرهای Ti و Ni توضیح داده شده است.
نمونه ها با این روش با استفاده از شرایط HIPing گوناگونی تولید شده برای خواص حافظه شکل و ریز ساختاری در رابطه با آلیاژهای مشابهی که توسط تکنیک های PM دیگر تولید می شوند .

و روشهای ریخته گری معمولی مشخص میگردد . فرایند HIP سه مزیت مجزا بر فرایند های رقابتی برای استحکام پودرها دارد :
قابلیت نزدیک به شکل شبکه ای ، توانایی برای ذوب جزئی ، تراکم بدون تخریب شکل و هزینه پایین عمل حرارت پس از HIP .
نقاط ضعف آن هزینه چرخه بالای ماشین آلات HIP و ضرورت فراهم کردن کانتینرهای مناسب هستند.
روشهای آزمایش

سه روش برای فرایند استحکام انتشار HIP بررسی شدند : یوتکتیک فرعی ( مرحله جامد ) ، یوتکتیک پیشرفته ( تا حدی مایع )، و یک روش در مرحله ای که توسط پژوهش زانگ ارائه شد .

پرسکاری ایزواستاتیکی داغ برای استحکام ، حذف تخلخل و ایجاد فرایند انتشار استفاده شد . به علت هزینه راه اندازی نسبتاً بالای HIP نمونه ها برای مدت زمان کم لازم به منظور « دستیابی به غلظت فرض HIP شدند که پس از آن به کوره کمکی منتقل شدند که در آنجا عمل گرما با محیط فشار پیرامونی ادامه یافت.
نمونه های در کانتینر های مهر و موم شده خود در طول عمل حرارت بدن حذف نیاز به خلاء یا اتمسفر باقی ماندند . تأثیر بر روی اندازه ذره پودر با استفاده از پودرهای عنصری موجود بررسی شد .
پودرهای نیکل ( خلوص %۹۹٫۹ ) با اندازه های ۵۰ به و Nm 9 سه از مهندسان دستگاه آتلانتیک ( AEE) خریداری شدند .پودر تیتانیوم ( خلوص %۹۹٫۷ ) با اندازه ۵۰Nm به نیز توسط AEE فراهم شد .
پودر تیتانیوم ریز تر ( ۲۰Nm سه) با خلوص % ۹۹٫۰توسط « مواد پیشرفته زید » اهدا شده پودرهای بزرگتر به ۵۰٫۰ با نسبت Ni% و ۵۰٫۰ با نسبت Ti % ترکیب شدند .
پودرهای کوچکتر با نسبت ۵۰٫۰ در Ni% بعلاوه نسبت۵۰٫۶ 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 ۱۳۳mm طول و قطر بیرونی و درونی ۸mm , 16mm بسته بندی شدند .
کانتینر های بسته بندی شده بمدت ۲۴ 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 ۲۰ دقیقه با ۵۰٫۰ در Ni% ترکیب شدند .

نگهداری دماهای ۹۰۰’c بدنبال c- 1050 برای نمونه های معینی (نوع A) در دومین دسته به منظور بررسی تأثیرات ذوب جزئی پس از انتشار حالت جامد ابتدایی با بیشتر شدن از حد نقطه یوتیکتیکی دمای پایین ( ۹۴۲ºc ) استفاده شدند .
نمونه های دیگر (نوع B) موجود در دومین دسته با دمای بالای ۱۰۵۰ºc به منظور بررسی تأثیراتی که بیشتر از یوتکتیک برای کل جزء نگهداری می شود محکم شدند .

حد فشار ماکسیم ۱۸۰-۲۰۰NPa 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 ۲ نشان داده شده است . برخی نمونه ها را به عمل یک جور سازی اضافی در کوره حرارتی در ۹۰۰ºc پس از فرایند HIPing برای زمانهایی از ۱ تا ۱۰۴ 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 ۸:۱:۱ HF:HNO³ گلیسیرین هک شدند . تحلیل های این نمونه ها با مدل ۶۴۰۰SEM . GEOL که با سیستم انتشار انرژی سری ۲ 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 ۲ 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 ۲ یک نمونه نوع A که ۱۰۴ ساعت در ۹۰۰ºc 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 ۸۱۰ حالت ۱ ۵۵Kip MTS با سرعت فشارs/ 5×۱۰-۵ در فشار و سرعت فشار ۳٫۴۵×۱۰۶ در تراکم انجام شدند .
تمامی نمونه ها در ۶۵۰ºc بمدت ۱ ساعت حرارت داده شده ودر ºc 450 بمدت ۱-۲ 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 .
۳٫ نتایج و گفتگو
۳ . ۱ غلظت.
مقدار غلظت ۶٫۴۴ gcm-3 برای نمونه ها از اولین دسته اندازه گیری شد یعنی غلظت نسبی ۹۹ .۸% بر اساس مقدار فرقی ۶٫۴۵ g cm-3 .
غلظت میانگین برای نمونه های دسته دوم در ۶٫۴۲gcm اندازه گیری شد .که دارای مقدار غلظت نسبی ۹۸٫۷% بر اساس مقدار فرقی gcm-3 6351 برای ۵۰٫۶ در NI %
3.2 ارزیابی میکروسکوپی
۳٫۲٫۱ اولین دسته
شکل ۳ 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 ، ۳۳ در %Ni همانند Ti²Ni بود .
در حالیکه ناحیه سیاه ۲۲ 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 ۴ یک تصویر SEM از نمونه مشابه قابکاری شده در۹۰۰ºc بمدت ۲ ساعت پس از عمل HIPing است . در مقایسه با شکل ۳ 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 ۵ 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 ۷۴ در %Niرا محصور کردند که حاکی از حضور بیشتر مرحله TiNi³ بود .
ماده ناحیه ماتریکس در ۴۸ 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 ۶ تصویری SEM از نمونه مشابه قابکاری شده بمدت یک ساعت در ۹۰۰ºc پس از HIPing است نواحی منتشر شده از مرحله غنی Ti ، هنوز هم مشاهده می شوند .

هر چند فقط چند ناحیه کوچک Ti منتشر نشده باقی ماندند . بطور کامل نواحی باقیمانده مراحل عنصری و مرحله غنی از Ni توسط زنتیرینگ اضافی پس از HIPing حذف شدند .
در حالیکه نواحی مرحله غنی از Ti کمتر تحت تأثیر قرار گرفتند . این مشاهده بطور کل مطابق با مشاهدات موجود در پژوهش های هی و جاردین است در اینکه Ni ³ Ti و TiNi² ثابت تر از TiNi هستند و حذف آنها توسط انتشار حالت جامد مشکل است .
شکل ۷ 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 ۱۰-۱۵Mm 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 .
۲٫ ۲٫ ۳ دسته دوم

شکل ۸ یک میکروگراف SEM پس تابش از نمونه نوع A دسته ۲ پس از HIPing است . یکجوری در نمونه های دسته ۱ 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 ۸ ترکیب مرحله نمونه TiNi% 94.3vol و Ti²Ni% 5.7vol با استفاده از یک تحلیل شمارش نقطه گرافیل ساده از تصویر برآورد شد .
شکل ۹ یک تصویر SEM از قسمتی از محلول نمونه آزمایش شده در ۹۰۰ºc بمدت ۶۰ ساعت پس از HIPing است .
کسر حجمی مرحله Ti²Ni ( خاکستری تیره ) باقیمانده در این ماده بر اساس این تصویر از نمونه % ۷ .۲ 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 %۳٫۲vol بود.
با در نظر گرفتن خطای موجود در سرتاسر این تصویر ریز حفره ها مشخص شدند که از تأثیر KirKendall ایجاد می شدند .
تمامی حفره های مشاهده شده دارای اندازه کوچکتر از ۰٫۲۵ بودند . شکل ۱۰ میکروگراف SEM از نمونه نوع B دسته دوم را پس از HIPing نشان میدهد .
همانند تصاویر نمونه نوع A دسته ۲ درجه معینی از تخلخل ریز در مقطع عرضی مشاهده گردید . نسبت حجم تخلخل برآورد شده %۱۰۱ 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 های۰٫۲۵mm بودند که در نمونه های نوع A مشاهده می گردیدند .

نسبت تخلخل برآورد شده به خوبی با غلظت اندازه گیری شده ۹۸٫۶% فرضی از تست Archimedes هماهنگی داشت .
درجه نامتجانس ( مرحله خاکستری تیره ) برای این تصویر نمونه برابر با %۳٫۲vol Ti²Ni برآورد شد که بطور قابل توجهی برای نمونه های دیگر دسته ۲ 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 ۹۰۰ºc تا ۶۰ ساعت افزایش یافت .

تابکاری نمونه های نوع B پس از HIPing عملا هیچ پیشرفتی را در یکجوری پس از ۲۴ ساعت نشان نداد . هر دو نوع نمونه های دسته ۲ در حدود Ti²Ni 2VOL% حتی با اعمال محلول گسترده پس از HIPing
3.3 اندازه گیری کالریمتری

حفظ شدند . شکل های ۱۱ و ۱۲ 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 ۲۰ دقیقه در محل دو تغییر شکل اگزوترمی در طول سرمایش مشاهده شد .
اولین تغییر شکل سرمایش مرحله R قبل از مارتفسیتی است و احتمالاً با توجه به تأثیر سخت گردانی عمل مرارت و احتمالاً فشارهای داخلی باقیمانده از صیقل کاری نقطه اوج اگزوترمی دمای پایین تر ، تغییر شکل مارتنسیتی را نشان می دهد.

یک نقطه اوج اندوترمی مجزا در گرمایش حاکی از تغییر شکل معکوس مشاهده گردید . در گرمایش اضافه تا کل ۸۰ دقیقه دمایهای انتقال افزایش یافتند بخصوص دماهای Mf , Ms در حالیکه نقاط اوج R,M با افزایش زمانهای عمل حرارت به یکدیگر بیشتر نزدیک شدند .
این روندها مربوط به تأثیرات سخت گردانی بوده و چندین بار در این مقاله گزارش شده اند .اگر چه ترکیب پودری اولین دسته اتم مساوی بود .
این ماده محکم شده به تأثیرات سخت گردانی با توجه به تغییرات ریز ترکیبی حساس بود . در یک نواحی غنی از Ni موجود در ماتریکس موجب تشکیل رسوب با عمل گرما می شوند .
تغییرات ریز ترکیبی نیز نقاط اوج تغییر شکل وسیعی را توضیح دادند . هر نوع نمونه نمایش داده شده بوضوح تغییر شکل های مرحله R,M را در سرمایش بعلاوه تغییر شکل A در گرمایش مشخص کرده بدون عمل حرارتی بیشتر نقاط اوج تغییر شکل نمونه نوع B بسیار وسیع تر بودند .
بطور مشابه نمونه نوع A بوضوع حساسیت کمتری نسبت به تغییرات ریز ترکیبی با عمل محلول پس از HIPداشت. همانطور که با مقدار بیشتر Ni انتظار میرود تمامی دماهای انتقال بسیار و پایین تر از موارد موجود برای نمونه دسته ۱ 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 ۲ سخت گردانی شده بمدت ۲ ساعت در جدول ۱ نشان داده شده اند .
۳٫۴ آزمایش ترمومکانیکی
۳٫۴٫۱ نتایج تست کششی دسته ۱
شکل ۱۳ 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 ۱۰۵% روی می داد .

نتایج اولین دوره برای نمونه ۱B-2 نشان داده و به فشار ماکسیمم ۲% رسید . پاسخ بارگذاری غیر خطی بود بعلاوه با یک فشار پیوند زدایی شده تقریبی ۱۰۲۵% باقیمانده پس از بارگذاری . این فشار در گرمایش نمونه تا بالای Af به طور کامل بازیابی شد .

پس از گرمایش برای بازیافت فشار توسط تأثیر حافظه شکل (SEM) ، نمونه ۱B-2 دوباره سرد شده و به لحاظ مکانیکی در RT تست شد .
نتیجه تست کششی بعدی همانطور که در شکل ۱۳ 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 ۱۰۵% و تنش کاربردی ۲۶۲MPa شکست خورد .
۳٫۴٫۲ نتایج تست کششی دسته ۲

نتایج تست کششی برای دو نمونه نوع ۲B در شکل ۱۴ نشان داده شده اند این منحنی پاسخ با توجه به پیوند زدایی غیر خطی بود و نمونه در حدود فشار ۱% و تنش تک محوری z27MPa شکست خورد.

تحلیل های سطحی شکست ( شکل ۱۵) 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 ۲B-2 به یک فشار ماکسیمم ۰٫۵% نیز در شکل ۱۴ 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 ۰٫۲% توسط گرمایش در ۲۰۰ ºc بمدت ۱۰ دقیقه کاملاً بازیافت شد . در مقایسه با پاسخ نمونه ۲B-1 منفی RT(M) پاسخ بارگیری فوق العاده کمتری را نشان داد.

با عمل گرمای پس از HIP گسترده ، ریز ساختار نمونه ۲B-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 ۰٫۲۵% به طور کامل در گرمایش بازیافت شد .
۳٫۴٫۳ نتایج A تست تراکم دسته ۱
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 ۱۵۰ºc بمدت ۱۰ 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 ۱۸ در شکل ۱۶ نشان داده شده اند . فشار پیوند زدایی شده -۱۰۵% باقیمانده بود . پس از بارگذاری توسط گرمایش کاملاً بازیافت شد .
چرخه های بارگیری بعدی ، پاسخ های مشابهی را با دامنه ای که تا حدود -۳% 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.
۳٫۴٫۴ نتایج تست تراکمی دسته ۲
شکل ۱۷ رفتار تغییر شکل تراکمی یک نمونه نوع۲A 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 -۱۷۲MPa روی داد . فشار -۱۰۵% باقیمانده پس از بارگذاری بطور کامل توسط SME در گرمایش نمونه بمدت ۱۰ دقیقه در ۶۰۰ 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 ۱۷ نشان داده شد که یک مدولوس ارتجاعی ۲۵GPa را نشان داد که بیش از دو برابر مقدار معمولی گزارش شده در این پژوهش برای آلیاژهای چدنی بود .

بیش از ۱۰GPa مقدارهای ارتجاعی برای آلیاژهای TiNi PM نیز در این تحقیق گزارش شده است . شکل ۱۸ پاسخ های مکانیکی نمونه نوع ۲A دیگر که بطور تراکمی در دماهای گوناگون بالای As بارگیری شده نشان میدهد. این در شکل مدولوس ارتجاعی پایین تر در بارگیری اولیه ۳۵ºc 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 ۳۹GPa را نشان دادند که هماهنگ با این مدولوس برای TiNi اوتنسیتی چدنی گزارش شده در این پژوهش است.
پاسخ های تغییر شکل در شکل ۱۸ 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 ۵۱%Ni خاصیت شبه ارتجاعی کاملی را نشان نمی دهند .
فشارهای باقیمانده پس از آزمایشات ۳۵ و ºc 52 کاملاً توسط گرمایش نمونه در ۲۰۰ ºc برای ۱۰ دقیقه بازیافت شدند در حالیکه موارد باقیمانده پس از دوره های دمایی بالاتر فقط تا حدی بازیافت شدند که تقریباً ۰٫۵% 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 نشأت می گرفتند .
مشاهده دیگری را که میتوان از شکل ۱۸ 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 (۶r ) 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(۶) As به ترتیب در شکل ۱۹ 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 ۶M(T) و -۵٫gMPa/ ºc برای (T) 6r هستند .
دامنه های ارزیابیهای تقریباً ۴٫۱MPa/ ºc و ۶٫۸MPa/ ºc برای ۶r(T) و ۶r(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 ۶m(T) ، ºc BMPd – را گزارش کردند .
یک نمونه نوع ۲B که بمدت ۲۴ 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 ۲% در شکل ۲۰ 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 -۱۰۸% 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 ۰٫۳% به دنبال تغییر شکل RM ایجاد شده از تنش بعدی که تا فشار ماکسیمم -۲% ادامه می یابد پیوند زدایی می شود .
کل فشار -۱۰۴% 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 -۳۰MPa حاکی از شروع تغییر شکل SIM است.
تشکیل SIM تا فشار -۱۰۷% 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 -۰٫۷% که در طول بارگذاری بازیافت نشد توسط گرمایش ۱۰ دقیقه ای در ، ºc 200 بازیافت گردید . شکل های ۲۱ و ۲۲ نتایج چرخه های بارگیری افزایش مداوم را برای نمونه مشابه در حالت مارتنسیتی و حالت اوستنیتی به ترتیب نشان میدهند .
نتایج موجود در شکل ۲۱ 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 تأثیر 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 ۲۲ 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.
۴٫ 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 ۶۰ ساعت پس از HIPing افزایش یافت.ریز ساختارهای آلیاژهای میانگین اندازه دانه کوچکی را با حدود تقریبی ۱۰mm نشان داد که از اندازه های پودری کوچک نشأت 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 ۱۰۵% برای تست های کششی بازیافت شدند در حالیکه بیش از ۲٫۵% 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 آلیاؤژهای 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 ۳۲-۳۶% با اندازه ۷۰-۴۰۰/um ) و خواص مکانیکی (سختی ۴-۲۵GPa استحکام تراکمی ۱۰۰۰MPa < چکش خواری تراکمی ۴۲% < و فشارهای حافظه شکل تا ۴% ) مفید برای عملیاتهای کاشت استخوان ایجاد شدند.
ترکیبی از پورهای Nacl و NiTiبه لحاظ ایزواستاتیکی در ۹۵۰ و۱۰۶۵۰c 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 ۸۰۱۰c 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.
۱- 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 مؤثر NiTi متخلخل ممکن است بیشتر توسط تأثیر 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 ۳۰-۸۰% مقدارهای میانگین سختی را به اندازه پایین بودن استخوان غشایی (۱۲-۱۷GR )یا حتی استخوان سوراخ سوراخ (L<3GPa ) نشان میدهد.
علاوه براین تأثیر 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 ، تأثیر 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 مسأله 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 ۹۵۰ و ۱۰۶۵ºc 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 .
۲ – مواد موضوعات و روشها

۲٫۱ ساخت کف
پودرهای NiTi نزدیک به اتم مساوی پیش آلیاژی با خلوص ۹۹٫۹% توسط شرکت فلزات خاص (NY) تأمین شده بعنوان یک ماده ماتریکس استفاده شدند .
پودرهای TiNi دارای اندازه ۴۴-۱۷۷/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 ۶۲-۲۵۰/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 ۶۰٫۰% و ۴۰٫۰% به ترتیب مخلوط کن خشک دوجداره بمدت ۴۰ دقیقه ترکیب شدند .
این ترکیب در دو قوطی فولادی متوسط با قطر بیرونی ۳۵mm و ضخامت دیواره ۱٫۶mm 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 ۴ ساعت تحت فشار ۱۰۰MPa در دو دمای متفاوت ۹۵۰ و ۱۰۶۵ ºc قرار گرفت.
نمونه های ترکیبی Nacl و NiTi تراکم شده (۱۰×۱۰×۵mm³ ) 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 ۱۵ 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 ۹۵۰ و ºc 1065 به ترتیب هستند.

گروه دیگر مرحله زنستیرینگ بیشتری را در ۱۲۵۰ ºc قبل از تشخیص بر عهده گرفت و این کف ها دارای برچسب HS1 و HS2 برای HIP در ۹۵۰ و ºc 1065 به ترتیب هستند .

این کف ها با گاز زداهای تیتانیوم تحت خلاء بالا بمدت ۴ ساعت بجر برای یک نمونه HS2 اضافی زنستیر شده بمدت ۲۴ ساعت زنستیر شدند .
سرعتهای گرمایش و سرمایش زنستیرینگ برابر با ۷Kmin -1 بودند .

۲٫۲ تشخیص ریز ساختارمیکروسکوپ الکترونیکی اسکن ( SEM) برای عکس گرفتن از مقاطع عرضی تکه های دارای ضخامت ۳ میلی متری کف های NiTi که با زرین اپوکسی نصب و ترادیده شد . و با گریت ۳۲۰mn( سمباده) ، ۹mm ( تعلیق الماس ) و ۰٫۵mm( آلومینا ) صیقل شده بود بکار گرفته شد.
میانگین اندازه حفره توسط روش قطع خط از تصاویر SEM به عنوان ۱۱۲Lol 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 ۶٫۴۵gcm-3 گرفته شد.
رفتار تغییر شکل فرمنه ای نمونه هایی در ۲-۸mg 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 -۶۰ و ۱۷۰ºc انجام شد و دومین دور برای تعیین دماهای تغییر شکل مرحله ای و آنتلپی تغییر شکل برای هر کف مورد استفاده قرار گرفت.
۲٫۳ 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 ×۸m3 4 4× بریده شدند سپس این کف ها کمی روی ورقه گمریت ۶۰۰ برای برداشتن سطوح اکسید شده ای که در طول فرایند EPM شکل گرفته اند صیقل شدند .
که ممکن است نتیجه مکانیکی را تحت تأثیر قرار بدهد.این کف ها بمدت ۵ دقیقه در یک حمام روغن تا ºc 2 ± ۱۶۰ نگهداری شده و سپس تا دمای اتاق قبل از تست تراکمی با سرد شدند .
سپس کف ها به طور فراصوتی در استون بمدت ۲۰ 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 ۰٫۰۵mm 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 ۰٫۰۵mm min -1 تا فشار ماکسیمم (۴max) %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 ۱Mm 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.
۳- نتایج
۳٫۱ ریز ساختار
شکل های ۴-۲ 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 ۱۰۰Mm هسته ها همانند پودرهای Nacl دولبه ( شکل ۱۰) هستند . کف های H1 و HS1 دارای تخلخل کلی ۳۶±۰٫۱% ( تخلخل باز ۳۱±۰٫۱% ) و ۳۵±۰٫۱% ( تخلخل باز ۳۴±۰٫۱% ) با اندازه گیری حفره ۱۶۷±۱۳Mm و ۱۵۱± ۲۳Mm 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 (۳۲±۰٫۱% ) برای H2 و ۳۲±۰٫۵% برای HS2) تا ۳-۴%به نسبت به کف هایH1 و HS1 متراکم شده در دمای پایین کمتر است .

اما تخلخل باز آنها بالا می ماند (۳۰±۰٫۵% برای H2 و ۲۸±۰٫۷% برای HS2). اندازه های حفره برای کف های H2 (156±۲۲Mm) و HS2 (130±۱۶Mm ) .
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 تأثیر بسیار کمی بر ریز ساختار کف داشته است.