مبتدی (مناسب برای درک مفهوم کلی مطلب) 

3.2 تست کمی قیرهای ثابت و آزاد
پرکننده مواد معدنی به قیر اضافه می شود تا طبق روش سنتی ، لایه قیر تشکیل شود. با این حال تشکیل لایه قیر را می توان به عنوان روشی که در آن قیر با توجه به محاسبه معکوس به داخل مواد معدنی اضافه می شود ، فهمید. یک قسمت از قیر به قسمت خالی کننده مواد معدنی پرکننده اضافه می شود تا قیر ثابت تشکیل شود ، و بخش دیگر قیر در حالت آزاد قرار دارد که به آن قیر آزاد گفته می شود.
برای مقدار مشخصی قیر ، مقدار پرکننده مواد معدنی مستقیماً بر بطن ماده پرکننده معدنی تأثیر می گذارد ، در نتیجه بر نسبت قیر ثابت در لایه های قیر تأثیر می گذارد. رویه معدنی پرکننده معدنی همچنین به طور جامع چندین پارامتر از خصوصیات پودر مزو را منعکس می کند ، این نشان می دهد که خصوصیات پودر مزو نیز به میزان قابل توجهی بر نسبت قیر ثابت در لایه های قیر تأثیر می گذارد [22]. بنابراین آزمایش کمی از نسبت قیر بدون قیر ثابت یک پیش نیاز برای تجزیه و تحلیل تعامل پرکننده-قیر از محتوا و خصوصیات پودر مزو از پرکننده مواد معدنی است.
حفره های ریگدن مطابق با درجه مانده داخلی پرکننده مواد معدنی در شرایط خشک و متراکم هستند. در شکل گیری لایه های قیر با مخلوطی از قیر و پرکننده مواد معدنی ، قیر ثابت در حفره های مزو تشکیل می شود. Vg را می توان با استفاده از روشهای فنی برای آزمایش برون ریز بخش باقیمانده از پرکننده مواد معدنی در شرایط خشک و متراکم تعیین کرد. این برون ریز یا ماده دفعی پس از آن به کیفیت پرکننده مواد معدنی تبدیل شد.
حجم پرکننده مواد معدنی پس از تراکم با توجه به تجزیه و تحلیل جامع انجمن ملی سنگفرش قیر و روش طراحی استانداردهای اروپایی توسط این دستگاه تعیین می شود .EN 1097-4 (24) حجم واقعی پرکننده مواد معدنی را می توان بر اساس تراکم واقعی و کیفیت واقعی پرکننده مواد معدنی تعیین کرد. تفاوت بین این پارامترها باقیمانده مزو از پرکننده مواد معدنی است. آزمایش خاص طبق روش زیر انجام می شود: 10 گرم نمونه پرکننده مواد معدنی در ظروف (قطر 25 میلی متر) قرار داده می شود ، و یک تراکم اولیه اعمال می شود. نمونه ها با چکش ضربه ای (وزن 350 گرم ، قطر 25 میلی متر) 100 بار چکش زده می شوند و حجم Vfb پرکننده مواد معدنی پس از تراکم ضربه اندازه گیری می شود. حجم واقعی Vfs 10 گرم پرکننده مواد معدنی با توجه به کیفیت Wfs مواد معدنی پرکننده و Gfs چگالی سنگ آهک تعیین می شود که برای تهیه پرکننده مواد معدنی استفاده می شود. تفاوت بین Vfb و Vfs در مواد باقیمانده و دفعی پرکننده مواد معدنی 10 گرم است. رویه مزو از پرکننده مواد معدنی می تواند در واحد RV واحد تعیین شود. در تهیه لایه قیر ، خلأ لایه میانی پرکننده مواد معدنی با قیر پر می شود تا قیر ثابت تشکیل شود. مقدار قیر ثابت تشکیل شده توسط نمونه های پرکننده مواد معدنی در جرم واحد تحت فرض تراکم قطعی قیر مشخص می شود. برای برخی از لایه های قیر ، مقدار پرکننده مواد معدنی و قیر موجود است. اگر RV خاصیت خنثی مزو از پرکننده مواد معدنی طبق روشی که در بالا گفته شد تعیین شود ، می توان مقدار قیر ثابت و قیر آزاد پرکننده معدنی و نسبت قیر ثابت به قیر ازاد را از لایه قیر تعیین کرد.
دفع مزو از پرکننده مواد معدنی در جرم واحد (Vg) به شرح زیر است:

که دراینجا RV مانده های باقیمانده داخلی در نمونه های پرکننده مواد معدنی پس از تراکم ضربه است ، Vfb حجم کل ذرات پرکننده مواد معدنی و حفره های داخلی باقیمانده داخلی پس از فشرده سازی ضربه است ، Wfs مقدار نمونه های پرکننده مواد معدنی ، و Gfs تراکم سنگ آهک مورد استفاده در تهیه پرکننده مواد معدنی ، و Vg حفره های مزو از پرکننده مواد معدنی در جرم واحد است.

3.3 تست کمی مقاومت چسبناک با دمای پایین از لایه های قیر
عملکرد لایه های قیر به طور قابل توجهی عملکرد کم دمای مخلوط قیر را تحت تأثیر قرار می دهد. ترک خوردگی مخلوط قیر در جداسازی مصالح آشکار می شود. ترک خوردگی در اصل با دو نوع شکست زیر آشکار می شود: یکی شکست چسبندگی قیر ، که در آن لایه قیر از سطح مصالح بزرگ ترک می خورد و جدا می شود. دیگری خرابی منسجم و چسبناک است ، که در آن لایه قیر به خودی خود تحت فشار کششی یا برشی قرار می گیرد. دو نوع حالت خرابی در هنگام شروع آسیب کم دما در مخلوط ها معمول است [23-25]. از منظر عدم موفقیت رابط مخلوطها ، دو نوع شاخص مقاومت در لایه های قیر وجود دارد ، یعنی استحکام چسبندگی و استحکام منسجم. نتایج فوق توسط محققان متعددی پذیرفته و به رسمیت شناخته شده است [26،27].
با توجه به اینکه پرکننده مواد معدنی به طور مستقیم و به طور قابل توجهی بر مقاومت چسبندگی درجه حرارت کم از لایه های قیر تأثیر می گذارد ، این پارامتر در این مطالعه به عنوان شاخص اصلی کنترل مقاومت به منظور تجزیه و تحلیل تعامل پرکننده-قیر از محتوا و خصوصیات پودر مزو پرکننده معدنی در نظر گرفته شده است.
برای انجام این مطالعه مرتبط در مورد خاصیت لایه های قیر ، یک روش آزمایش کمی برای تعیین استحکام لایه های قیر تهیه شده است. این روش توسط مجوز مجاز شدثبت اختراع اختراع چینی (شماره مجاز اختراع ثبت اختراع در چین: (ZL201210359254.3) [28،29] مقاومت چسبندگی در دمای پایین لایه های قیر را می توان با استفاده از دستگاه اندازه گیری نیرو آزمایش کرد و می توان آن را با توجه به بار خرابی کششی و مساحت رابط خرابی محاسبه کرد ، همانطور که در فرمول (3) نشان داده شده است. اصل آزمایش در شکل 5 نشان داده شده است. میزان بارگذاری در آزمایش 50 میلی متر در دقیقه بود. دماي آزمايش نمونه ها با استفاده از يك جعبه كنترل دماي كم در دماي 10- درجه سانتي گراد و 30 درجه سانتي گراد بود.

3.4 اثر رئولوژیکی لایه های قیر
برای تجزیه و تحلیل تعامل پرکننده و قیر از محتوا و خصوصیات پودر مزو از پرکننده مواد معدنی با دقت بیشتر و تعیین استراتژی کنترل برای محتوای پرکننده مواد معدنی ، استحکام چسبندگی در دمای پایین قیر به عنوان شاخص کنترل در این مطالعه انتخاب شد. میزان تغییر مقاومت سختی قیر m ، که بر اساس آزمایش رئولوژیکی روی تیرچه خمشی قیر استوار بود ، به عنوان شاخص کنترل برای خاصیت رئولوژیکی لایه های قیر انتخاب شد.
آزمایش رئولوژیکی تیرک خمشی در ارزیابی اثر رئولوژیکی لایه های اصلی قیر مهم است [30]. میزان تغییرات سفتی خزش m از نمونه های مختلف لایه های قیر مورد آزمایش قرار گرفت. یک بار ثابت (980 میلی لیتر) برای نمونه های آزمایش برای 240 ثانیه در یک مایع کنترل شده با دمای (10 ◦C و 30 − (C اعمال شد. آزمون شرایط استاندارد <JTG E20-2011> را تأمین می کند.
مقدار بزرگ m نشان دهنده توانایی قیر و لایه های قیر برای سکون استرس، و مقاومت مواد در برابر خرابی و فرسودگی همانطور که توسط مطالعات فعلی نشان داده شده است قوی است [31،32] در این مطالعه حالت های شکست و فرسودگی متعارف از لایه های قیر در نظر گرفته شده است. استحکام منسجم در لایه های قیر و میزان تغییر مقاومت سختی خزش به ترتیب می تواند مورد استفاده قرار گیرد تا آسیب های متعارف و خرابی ناشی از فرسودگی به دست آید.

4. نتیجه آزمون
4.1 نتایج تست Rigden Void برای چهار پرکننده مواد معدنی
در Rigden void ، باقیمانده مزو باقیمانده داخلی در پرکننده مواد معدنی پس از تراکم ضربه که با قیر پر می شود تشکیل قیر ثابت می دهد. نتایج آزمایش برای Vg در جدول 3 نشان می دهد که مقدار قیر ثابت تشکیل شده توسط چهار نمونه پرکننده مواد معدنی با افزایش مقدار مواد پرکننده معدنی (RFB) به همان میزان متفاوت است. اگرچه مقدار نمونه و تراکم سنگ آهک یکسان است ، اما تفاوت زیادی بین درجه مانده داخلی در توده واحد وجود دارد. باقیمانده داخلی در توده واحد نمونه پرکننده مواد معدنی D حداکثر 0.32 است که تقریباً سه برابر حداقل نمونه پرکننده مواد معدنی B است ، باقیمانده داخلی در جرم واحد نمونه پرکننده مواد معدنی A کمی کوچکتر از نمونه پرکننده معدنی D که 0.26 است و باقی مانده داخلی در جرم واحد نمونه پرکننده مواد معدنی C کمی بزرگتر از نمونه پرکننده معدنی B است.
باقیمانده مزو داخلی در پرکننده مواد معدنی پس از تراکم ضربه کاملاً منعکس کننده پارامترهای خصوصیات پودر مزو ، مانند درجه بندی مزو ، مساحت سطح خاص ، اندازه ذرات ، نسبت طول به قطر و گرد بودن است. باقیمانده داخلی در پرکننده مواد معدنی پس از تراکم ضربه به طور قابل توجهی تحت تأثیرات جامع پارامترهای فوق از خصوصیات پودر مزو متفاوت است. نسبت قیر بدون قیر ثابت در لایه های قیر ممکن است متفاوت باشد ، اما در نهایت بر عملکرد روسازی قیر تأثیر می گذارد.

عدم برگشت پذیری حرارتی در قابلیت هدایت ورقه های ژرمانیوم نیترید و اکسی نیترید

Thermally induced irreversibility in the conductivity of germanium nitride and oxynitride films

Abstract

We report the evidence for irreversible changes in the conductivity, σ T( ), of a-Ge3Nx (3.7 4. < <x 6) and quasistoichiometric a-Ge2OyNx thin films occurring at T ≳ 630 K, under high vacuum conditions. We have found that σ T( ) curves not only depend on the material properties but also on the thermal history undertaken by films. The irreversibility in σ T( ), during heating in vacuum, is correlated to the transformation of the native GeO2 into volatile GeO. Thermal annealing in N2 atmosphere, on the contrary, results to extend film stability up to 973 K. At higher T, domes and pits are formed onto the film surface, due to the strong effusion of N-rich volatile species. Unstable N-Ge bonds can explain both the nitrogen thermodynamic instability and the Ge nano-crystallisation process occurring in a-Ge3Nx films, upon heating until 1023 K. Compared to a-Ge3Nx, quasi-stoichiometric aGe2OyNx is both more insulating and more stable upon heating up to 1023 K under N2 flow, that makes it a suitable passivating layer material for the fabrication of electronic devices.

5. Conclusions

The effects of thermal treatments on the physical properties of germanium nitride and oxynitride films have been investigated in detail. This study has evidenced that the conductivity of a-Ge3Nx (3.7 4. < <x 6) and of quasi-stoichiometric a-Ge2OyNx thin films exhibits an irreversible change at T ≳ 630 K detected during measurement in high vacuum. Above this temperature, σ (T) exhibits an hysteresis, with features depending on the film composition and the annealing conditions. Irreversibility in σ (T) has been explained as the reduction of native GeO2 into volatile GeO, considering that the latter occurs in vacuum at a temperature close to the threshold of irreversibility detected in our films.

Analysis of film properties, thermally annealed in N2, has revealed an improved stability up to 973 K, with formation of domes and pits on film surface at higher T originated by the effusion of volatile N-based molecules from the film matrix. Ge nano-crystallisation has been detected in a-Ge3Nx films, upon TT in N2 around 1023 K.

The knowledge gained by the study of the irreversible process occurring in the investigated class of materials has allowed to identify the material and the deposition/process conditions to get an optimal passivating layer for the fabrication of several devices such as HPGe detectors. The best candidate to cover this role has been found to be a quasi-stoichiometric a-Ge2OyNx film of ≃130 nm of thickness.

Finally, we have demonstrated that σ (T), at least in this class of materials, is capable to monitor temperature dependent changes in the physical properties of a thin film, occurring during the measurement. This feature is generally prevented to other investigation techniques, either for practical reasons or for their intrinsic limits. In this respect, σ (T) results a powerful and straightforward tool to characterise the behaviour of dielectric layers.

خوب (جهت ترجمه های دانشگاهی و پژوهشی) (ترجمه ناقص، بخش هایی از مقاله ترجمه نشده است)

2.3. روش های مصنوعی

سنتز N_T به دنبال مسیر کلی است، همانطور که در شکل S1 نشان داده شده است. سنتز 1: پتاسیم کربنات (3.03 گرم، 3.00 میلی مول) به تعلیق تیمین (0.93 گرم، 1.00 میلی مول) در خشک DMF (20 میلی لیتر) اضافه شد، و در 40 درجه سانتیگراد به مدت 1 ساعت حرارت داده شد. پس از ترکیب و آمیزش به دمای سرد اتاق رسید ،و سرانجام مخلوط اضافه شده به دست آمد و در 40 درجه سانتیگراد به مدت 3 ساعت حرارت داده شد که در نتیجه تبخیر شد. نفت خام با 150 میلی لیترCH2Cl2  تولید و تحت درمان قرار گرفت. محلول صاف شده توسط ژل سیلیکا کروماتوگرافی (EtOAc / هگزان) خالص شد.

سنتز N_T: 156 میلی گرم و 0.57 میلی مول و بخشهایی از DMF خشک به درون بطری آزمایشگاه اضافه شد. حمام یخ پس از آن حذف، و محلول در 80 ◦C به مدت 2 ساعت به هم زده شد که در نتیجه تبخیر شد. نفت خام با کروماتوگرافی آلومینا (CH2Cl2 / CH3OH) خالص شد و با 85 میلی گرم NT، و دیگر عناصر یافت شد. 

2.4. ساخت N-T / سیستم AuNPs

محلول AuNPs قبل از تغییر شکل جزیی سانتریفوژ شد. به منظور ثباتِ سیستم AuNPs، توئین 20 عامل تثبیت کننده را که می توانند AuNPs را از تجمع ناشی بیرون آورند را معرفی و محرک را در محیط زیست مورد آزمون قرار داد.
و سپس N_T کمی به توئین 20 اضافه شد ومحلول AuNPs را برای ساده سازی ساخت سیستم NT / AuNPsدر نظر گرفت. وقتی که M NT اضافه شد، ارزش نانومتر A650 / 520 به حدود 1.1 رسید که بهترین بازده را برای سنجش یون جیوه (شکل S3) به نمایش می گذارد. پس از 10 دقیقه تکوین، محلولهای NT / AuNPs برای آزمایش آماده شدند. پتانسیل زتا از عامل 25.8 -18.0 ولت ایجاد و قبل و بعد از محرک عاملدار NT مثبت بر روی سطح طلا برجسته شد، که سطح تغییرات بر اصلاح NT را تایید می نمود.

2.5. درمان قبلی از نمونه های واقعی آب
هر دو عامل آب (جمع آوری شده از آزمایشگاه) و آب آشامیدنی طبیعی برای تشخیص عمل Hg2 + انتخاب شدند. محلولهای استاندارد مختلف، با غلظت Hg2 + (50-250 نانومولار) از محلول غلیظ با Hg2 + (0.5 میلی متر) آماده شدند و به نمونه های آب افزوده شدند. مقدار pH از این محلول به 7.0 رسید.
3. نتایج و مباحثات
3.1. شناسایی Hg2+ توسط N_T / AuNPs و گزینش.
N_T محلولAuNPs 5.4 نانومولار اصلاح شده، در رنگ قرمز با یک گروه SPR در 520 نانومتر همراه بود، در حالی که در حدود 650 نانومتر همراه با تغییرات رنگ قرمز به آبی پس از تغییر حالت به Hg2+ به نظر می رسید که به سیستم اضافه شد. این را می توان به اتصال تیمین با Hg2+ نسبت داد، و در نتیجه تجمع AuNPs، را می توان توسط UV و تغییرات طیف سنجی از NT / Hg2+ در مقایسه با NT و Hg2+ ثابت نمود.
سپس، ما پاسخ های گزینشی از Hg2+ را با اضافه کردن یونهای فلزی مختلف و آنیونها را به محلول NT / AuNPs در نظر می گیریم و بر هر دو طیف UV-Vis و تغییرات رنگ در دمای اتاق نظارت می نماییم. همانطور که در شکل A2 نشان داده شده است، در میان تمام یونهای فلزی (Na + و K +، CA2 +، MG2 +، نقره +، Zn2 +، PB2 +، Cu2 +، Co2 +، Ni2 +، MN2 +، Fe3 +، Cr3 +، CD2 + و Hg2 +)، تنها +Hg2 منجر به redto- آبی روشن شده و افزایش ارزش از A650 نانومتر به 520 نانومتر را منجر گردیده است. علاوه بر این، ما به بررسی پاسخ سیستم NT / AuNPs در حضور آنیونهای مختلف (کلر، Br-، I-، ClO4 -، OAc-، SCN-، SO4 2-، NO3 -، NO2 -، HCO3 -، CO3 2- 2- HPO4، P2O7 2- و PO4 3-)می پردازیم. هیچ یک از این آنیون نمی توانند بطور آشکار در AuNPs نمایان گردند و همچنین تغییر رنگ دهند. این نتایج قابلیت متمایز از Hg2+ و تجمع NT / AuNPs را حتی در محیط پیچیده یون ایجاد می کند.

3.2. شرایط بهینهء آزمایش
عمدتا، مقدار pH یکی از مهم ترین عواملی است که تحت تاثیر سیستم AuNPs است. بنابراین، مقادیر pH مختلف را می توان در محلول AuNPs مورد مطالعه قرار داد که ثابت نگه داشتن عوامل دیگر (مانند غلظت Hg2 + و AuNPs) را در پی خواهد داشت. همانطور که در شکل A3 نشان داده شده است، ارزش A650 نانومتر / 520 نانومتر می تواند به حدود 0.9 در رسانه های بی طرف (با pH 7.0) برسد، که بسیار بزرگتر از 0.38 و 0.41 در محلول اسیدی (با pH 5.0) و قلیایی (با pH 9.0) است. در رسانه های قلیایی، هیدرولیز Hg2+ به راحتی انجام می گیرد، در حالی که در شرایط اسیدی سیستم ناپایدار می شود، که در آن ارزش A650 نانومتر به 520 نانومتر می رسد، که بسیار بزرگتر از 0.14 در رسانه های بی طرف (شکل 3a) است. بنابراین، سیستم NT / AuNPs در PH 7.0 مطلوب و مورد استفاده در آزمایشات زیر بود.

3.3. حساسیت و تجزیه و تحلیل +Hg2 در نمونه های واقعی
به منظور بررسی حساسیت روش، غلظت های مختلف Hg2 + آزمون قرار گرفتند. عملکرد کمی به سمت Hg2 + توسط تیترات Hg2 + در محلول NT / AuNPs به دست آمد. با افزایش مقدار Hg2 + به تدریج، شدت جذب در 520 نانومتر با برخی-انتقال به قرمز کمی کاهش یافته است، و به طور همزمان به شدت در 650 نانومتر طور چشمگیری افزایش یافته تا به اوج هیئت مدیره به نظر می رسد (شکل 5A). در محدوده 50-250 نانومتر، نانومتر نسبت شدت A650 / 520 نانومتر از محلول NT / AuNPs افزایش متناسب، که پیشنهاد رابطه خطی خوب با غلظت Hg2 + در محدوده 50-250 نانومتر (شکل 5B). بسته به حساسیت بسیار عالی آن، ما سعی در تشخیص Hg2 + در نمونه های آب واقعی در کار زیر است.
از همه مهمتر، سیستم رنگ ما می تواند کاربرد بالقوه در تشخیص Hg2 + نه تنها در آب DI بلکه در نمونه های آب واقعی پیدا کنید.

مبتدی (مناسب برای درک مفهوم کلی مطلب) 

2.2.4. سیالیت سیمان
زاویه گذار پودر با استفاده از روش تزریق در FT-1048 با استفاده از استاندارد چینی GB11986-89 اندازه گیری شد. 2 هزار کیلوگرم سیمان توزین شد و سپس به وسیله یک قیف به صورت مخروطی روی میز آزمایش قرار داده شد. شعاع (R) و ارتفاع (H) مخروط اندازه گیری شد. در نهایت زاویه گذار (α) با توجه به معادله (1) محاسبه گردید.

2.2.5. BFE،SE ، تراکم پذیری و تراوایی هوای سیمان
BFE،SE و مقدار افت فشار هوا در پودر آسیاب شده در تنش نرمال مین با استفاده از یک آنالیزگر چند منظور پودر در FT-4 اندازه گیری شد(فریمن تکنولوژی). تراکم پذیری با توجه به معادله (2) که در آن P0 دانسیته در فشار 0 کیلوپاسکال و Pp دانسیته در تنش نرمال مشخص می باشد. محاسبه شد.

2.2.6. پراش سنجی اشعه x پودر
ترکیب فاز با استفاده از پرش سنج rigaku Smartlab 3000A با پرتو دهی cukα (λ=0.154nm) ارزیابی گردید. تیوب اشعه x در 35kv و 30mA عمل می کرد. آرایش نوری شامل یک شکاف انشعاب ثابت (1/2°) و یک آشکار ساز D/tex بود. اندازه گیری ها با استفاده از هندسه بازتابی ϴ-ϴ ارائه گردید. داده در 10° تا 70 ° در مد پیوسته جمع آوری گردید.

2.2.7. اسکتروسکوپی انتقال مادون قرمز فوریه
اسپکروسکوپی انتقال مادون قرمز فوریه (FT-TR) نیز برای آنالیز ترکیب فازی با مطالعه ارزش های ملکولی سیمان مورد استفاده قرار گرفت. طیف FT-TR در یک اسپکترومتر علوم حرارتی نیکول IS5 در گستره 400 تا 4000cm-1 ضبط گردید. KBr به عنوان مرجع استفاده شد. نسبت KBr به سیمان 1:50 بود. سیمان و KBr با یکدیگر مخلوط شد و سپس قبل از اندازه گیری از درون یک ساچمه فلزی عبور داده شد.

2.2.8. ویژگی های فیزیکی
زمان تنظیم و یکنواختی نرمال خمیر سیمان با توجه به استاندارد چینی GB/T1346 با استفاده از یک ماشین vicat تعیین گردید. خمیر سیمان از سیمان و اب تهیه شد نسبت آب به سیمان برابر 0.5 بود.

2.2.9. ویژگی های مکانیکی
مقاومت فشاری و خمشی ملات ها بر اساس استاندارد چینی GB/T17671-1999 اندازه گیری شد. ملات ها با ماسه، سیمان و آب استاندارد چینی تهیه شد. نسبت وزن پودر سیمان/ ماسه/ آب 1:3.0:0.5 استفاده شد.

3. بحث و نتیجه گیری
3.1. تاثیر آلکانول آمین های جدید بر نرمی سیمان
بقایای غربالگری (45Mm) برای سیمان با بدون آلکانول آمین های آسیاب شده به مدت 15،20،25،30و35 دقیقه در شکل 2 نشان داده شده است. بقایای غربالگری در همه نمونه ها با گذشت زمان کاهش می یابد. الکانول آمین های جدید (DEIPA,EDIPA,THEED) به ویژه DEIPA و EDIPA بقایای غربال را برای سیمان تحت شرایط یکسان آسیاب کاهش داد. با افزایش آلکانول آمین های DEIPA و EDIPA در همان زمان آسیاب یکسان، بقایای غربالگری کاهش یافت. THEED در مقایسه با EDIPA و DEIPa تاثیر کمتری بر بقایای غربالگری داشت. تفاوت های بقایای غربالگری بین سیمان خام و سیمان دارای DEIP با افزایش زمان آسیاب افزایش یافت EDIPA در درجات بالاتر تاثیر بیشتری بر فرایند سایش داشت. در مقایسه با TEA ، اثرات THEED بر باقی مانده غربالگری در زمان طولانی تر بسیار کمتر از است.
مساحت سطح ویژه نیز برای شناسایی نرمی سیمان استفاده شد. مساحت سطوح ویژه برای سیمان های با و بدون 0.015%آلکانول آمین در شکل 3 نشان داده شده است. مساحت سطح ویژه برای سیمان حاوی DEIPA و EDIPA کمتر بود در حالیکه برای سیمان حاوی THEED در مقایسه با سیمان شاهد در زمان آسیاب مشخص بیشتر بود.
در مرحله ابتدایی آسیاب، ذرات شکسته می شوند و ترک های جدید، مکان های فعال و بازهای الکترواستاتیک جدید روی سطح تحت نیروی مکانیکی ایجاد می شود و منجر به شکاف های جدید و اجتماع ذرات نرم به علت بارهای الکتریکی، نرم می شود. DEIPA و EDIPA تری آلکانول آمین هایی با ساختار مشابه TEA هستند[14] (شکل 1 را ببینید). DEIPA و EDIPA روی سطح شکاف ها جذب می شود و مکان های فعال را می پوشاند و تنش خارجی مورد نیاز رشد شکاف ها را کاهش می دهد و از تجمع ذرات در مرحله ابتدایی آسیاب جلوگیری می کند. از طرف دیگر DEIPA و با کاهش بارهای الکترواستاتیک در مراحل بعدی از تجمع مجدد ذرات ریز جلوگیری می کند. THEED یک آلکانول آمین با مشخصات ساختاری خاص دو آمین است. دو اتم نیتروژن در دو انتهای ملکول، روی سطوح دو ذره جذب می شود. ابعاد فضایی THEED بسیار کمتر از محدوده اندازه پودری است. در نتیجه اثرات آسیاب THEED در مقایسه با DEIPA و EDIPA بسیار کمتر است.

3.2. توزیع اندازه ذرات
منحنی های توزیع اندازه ذره برای سیمان با و بدون 0.051% الکانول آمین آسیاب شده به مدت 25 دقیقه در شکل 4 نشان داده شده است. توزیع اندازه ذره به طور عام برای همه نمونه ها از توزیع نرمال پیروی می کند. منحنی های توزیع اندازه ذره برای سیمان با آلکانول آمین ها پوشانی بسیاری دارد اما با منحنی سیمان خالص هم پوشانی ندادر. حجم ذرات با اندازه 1 تا 5 Mm برای سیمان خالص در مقابسه با سایر نمونه ها بیشتر است. با این وجود بقایای غربال (45Mm) و مساحت سطح ویژه برای سیمان حاوی DEIPA و EDIPA در مقایسه با سیمان خالص کمتر است. این نتیجه را می توان به تجمع ذرات ریز به علت بارهای الکترواستاتیکی نسبت داد.

3.3. سیالیت و آسیاب سیمان
زاویه گذار در ابتدا تشخیص جریان پذیری پودرها به کار می رود. یک پودر با زاویه گذار کوچکتر جریان پذیری بیشتری دارد. شکل 5 زوایای گذار سیمان با بدون آلکانول آمین ها را برای آسیاب به مدت 25 دقیقه نشان می دهند. DEIPA ،EDIPA و TEA و TIDA به طور چشمگیری زوایای گذار پودر را کاهش می دهد . زوایای گذار با افزایش آلکانول آمین، زاویه گذار برای سیمان با DEIPA کمتر از زاویه گذار سایر نمونه ها است.
BFE برای حرکت پودر پیش آماده شده با یک جریان ثابت ضروری است و نیز پارامتر مهمی برای شناسایی تغییرات قابلیت جریان است. یک پودر با BFE کمتر، قابلیت جریان بیشتری برای انتقال پنوماتیک دارد و منجر به فشرده شدن پودر سیمان می گردد. آلکانول آمین های جدید مثل DEIPA و EDIPA موجب کاهش چشمگیر BFE حتی زمانیکه مقدار آن ها 0.015% باشد، می شود در حالیکه THEED اثر کمتری دارد( در جدول 2 نشان داده شده است). BFE سیمان حاوی DEIPA و EDIPA به ترتیب 26% و 16% در مقایسه با سیمان خالص کاهش یافت و این امر نشان میدهد که افزودن EDIPA و DEIPA برای انتقال پنوماتیک و فشرده سازی سیمان مناسب است.

مبتدی (مناسب برای درک مفهوم کلی مطلب)

F1875

تجزیه و تحلیل مشخصه رشد
برای مشخصه رشد پوشش MAO توسط حالت جریان بالا، شکل 4, فرآیند تغییر پویای ضخامت پوشش در دو طرف را نشان می دهد. این را می توان دید که نرخ رشد دو طرف اساساً همزمان بدون تفاوت بزرگ است. نرخ رشد تقریباً نزدیک به 0 قبل از 70 ثانیه است، یعنی، تنها یک لایه بسیار نازک بر روی سطح تشکیل می شود که اندازه گیری دقیق آن مشکل است. در مرحله رشد سریع MAO از 70 تا 200 ثانیه، ضخامت فیلم دو طرف هر دو به طور قابل توجهی افزایش می یابد و نرخ رشد نیز به مقدار کرانی خود 13.43 میکرومتر / دقیقه و 12.87 میکرومتر / دقیقه می رسد. در مقایسه با مرحله قبل، نرخ رشد پس از 200 ثانیه به درجه خاصی کاهش می یابد، به جز ضخامت پوشش همه اضلاع، به طوری که دو طرف پوشش می توانند اساساً با هم رشد کنند. با این حال تخلیه بر یک طرف متمرکز می شود و منجر به ادامه افزایش تا پایان در یک نرخ ثابت 3.30 میکرومتر / دقیقه می شود. در نهایت، ضخامت پوشش متوسط 66 میکرومتر است. از قوانین بالا می توان حدس زد که بودجه انرژی در دسترس فراهم شده توسط جریان بالا برای برآورده سازی الزام تخلیه در رشد فیلم در همان سمت توسط MAO جریان-پایین کافی است. در نتیجه، دو طرف پوشش ساخته شده توسط MAO کم انرژی با هم در اول فرآیند MAO رشد کردند اما به طور غیر همزمان در فرآیند اواخر MAO به طور مداوم در پایان [12] تکامل یافتند.

قاعده فرآیند پویا در رشد پوشش MAO نشان می دهد که ضخامت پوشش با تنظیم پارامترهای فرایند به منظور برآورده سازی نیازهای مختلف در مهندسی قابل کنترل است.
3.4. تجزیه و تحلیل رشد پوشش به سمت داخل و رشد به بیرون
دیاگرام شماتیک رشد پوشش MAO در آلیاژ منیزیم در شکل. 5 نشان داده شده است. خطوط تکه تکه, سطح اصلی آلیاژ منیزیم را نشان می دهد، h به معنی ضخامت کل پوشش، a به معنی ضخامت قسمت رشد به بیرون و b به معنای ضخامت قسمت رشد به درون [15] است. H1 به معنی ضخامت کلی نمونه پس از MAO است. H0 به معنی ضخامت نمونه خالی است. H1 H0 هر دو توسط میکرومتر اندازه گیری شدند.

در حال حاضر، نظرات مختلف در مورد نظریه مکانیسم رشد هنوز [8-10،13] وجود دارد. در این مقاله، مشکل رشد به سمت داخل و به بیرون در حالت جریان بالا به طور مناسب بررسی شده است. شکل. 6 نشان می دهد که مقادیر ضخامت رشد به سمت داخل و به بیرون, هر دو در مراحل اول و دوم کم هستند و تنها یک فیلم بسیار نازک در سطح بستر تشکیل می شود. در مرحله رشد سریع MAO (70-200 ثانیه)، ضخامت هر دو رشد به سمت داخل و بیرون به طور قابل توجهی تغییر می کند. و حداکثر مقادیر نرخ رشد به سمت داخل و به بیرون به ترتیب 7.76 میکرومتر / دقیقه و 4.66 میکرومتر / دقیقه هستند. تصور می شود که به علت انرژی عظیم آزاد شده از جرقه تخلیه اکسیداسیون میکرو – قوس تحت جریان و دمای بالا که پس از آن فیلم تشکیل می شود, یون های بستر آلیاژ منیزیم و الکترولیت به سرعت در کانال تخلیه واکنش نشان می دهند. نرخ رشد به سمت داخل و به بیرون پس از 200 ثانیه کاهش می یابد وقتی که این فرایند MAO وارد مرحله خود تعمیر می شود. دو طرف پوشش بعداً به طور عمده رشد به بیرون خواهند داشت، و نرخ رشد به سمت داخل به 0.94 میکرومتر / دقیقه کاهش می یابد. دلیلش اینست که تنها مقدار کمی از الکترولیت می تواند از طریق کانال های تخلیه میکرو حرکت کند و با بستر به سمت داخل واکنش نشان دهد؛ الکترولیت بیشتر به سمت بیرون درگیر واکنش می شود. در نهایت، ضخامت بخش رشد به بیرون, بخش بزرگتری از ضخامت کل را می گیرد.

به منظور شهادت بیشتر برای این نتیجه بالا، یک راه برای ایجاد نیمی از یک نمونه تحت MAO وجود دارد؛ نیمه دیگر با رزین مهر و موم می شود. ریزساختار بیرون و درون پوشش اکسیداسیون میکرو – قوس در شکل 7 ارائه شده است. دیده می شود که ضخامت در رشد به سمت بیرون و درون در 90 و 180 ثانیه به نظر می رسد. با گسترش زمان اکسیداسیون، بخش رشد به بیرون از ضخامت به تدریج طول می کشد یک بخش بزرگتری از ضخامت کل در نقطه ای از 300 است.
3.5. تجزیه و تحلیل فاز پوشش
شکل. 8, به ترتیب نتایج پراش اشعه X پوشش های تولید شده در مراحل مختلف را نشان می دهد.
180 ثانیه: هنگامی که به 180 ثانیه می رسیم، پوشش در مرحله رشد سریع به طور عمده از منیزیم، MgO ، MgZn2 و SiO2 و Mg2SiO4 تشکیل شده است. در میان آنها، منیزیم و MgZn2 از بستر هستند. Mg به یون غلظت Mg2+ در ولتاژ و دمای بالا در مرحله اول فرآیند تبدیل می شود و این یونهای منیزیم تشکیل شده در طول فرآیند MAO با یونهای دیگر مانند OH- و SiO32- در کانال های تخلیه میکرو واکنش نشان می دهند. Mg2SiO4 توسط مهاجرت به بیرون غلظت Mg2+ فلز بستر به تخلیه کانال و مهاجرت به سمت داخل SiO3 2- از الکترولیت به کانال های تخلیه در دمای بالا تشکیل می شود.

480 ثانیه: در مقایسه با مرحله قبل، مرحله جدید در پوشش در مرحله خود-تعمیر در 480 ثانیه به نظر می رسد، مانند MgSiO3 و ZnO. روی در بستر و اکسیژن در الکترولیت در اکسید روی واکنش نشان می دهند. فاز MgSiO3 را می توان در دو واکنش مختلف در طول فرایند MAO تشکیل داد. در نوع اول واکنش، Mg2- یون با به طور مستقیم با توجه به کاهش مقدار O2 واکنش نشان می دهد. پس از آن، واکنش بین MgO و SiO2 در طول فرایند در دمای بالا رخ می دهد و MgSiO3 ایجاد می شود. دو واکنش در (معادله (7،8)) نشان داده شده است.

900 ثانیه: این یک فرآیند MAO کلی در 900 ثانیه است. مشخص شده که فاز های اصلی منیزیم، پریکلاز MgO، فورستریت Mg2SiO4 و MgSiO3 هستند. با توجه به تخلیه شدید جرقه ها و فرسایش شدید در آخرین مرحله، تحت اثر دمای بالا و مایع شدن, مگنزیا MgO و Mg2SiO4 به پریکلاز MgO و فورستریت Mg2SiO4 تبدیل می شوند، که دارای یک اثر قابل توجه بر بهبود عملکرد جامع پوشش است.
4. نتیجه گیری
فرآیند MAO و مکانیسم رشد پوشش اکسیداسیون میکرو – قوس روی آلیاژ منیزیم در حالت جریان ثابت تک به طور سیستماتیک بررسی شده است. نتایج اصلی به صورت زیر نشان داده می شوند
1. با توجه به منحنی ولتاژ-زمانی، فرآیند MAO را می توان به پنج قسمت تقسیم نمود، به نام مرحله اکسیداسیون آندی، مرحله سوراخ شدن فیلم پسیو، رشد سریع مرحله اکسیداسیون میکرو – قوس، مرحله تخلیه قوس الکتریکی بزرگ و مرحله خود تعمیر. در میان آنها، مرحله سوم, یک نقش کلیدی در ضخامت پوشش ایفا می کند و آخرین مرحله, نقش اصلی را در کیفیت فیلم بازی می کند.
2. تجزیه و تحلیل مشخصه رشد نشان می دهد که نرخ رشد دو طرف اساساً همزمان است، و پوشش به سمت بیرون و درون در همان زمان در مراحل اولیه رشد می کند ، اما رشد پوشش به بیرون بعداً غالب می شود.
3. پوشش عمدتاً از منیزیم، پریکلاز MgO، فورستریت Mg2SiO4 و MgSiO3 تشکیل شده است. عملکرد جامع آلیاژ ZK60 پوشش داده شده ممکن است به علت فاز های اصلی MgO و Mg2SiO4 با نقطه ذوب بالا استحکام بالا و مقاومت بهتر در برابر سایش افزایش یابد.

مقاله انگلیسی رایگان (PDF)

ترجمه فارسی رایگان (PDF)

خرید ترجمه با فرمت ورد

بخشی از ترجمه فارسی مقاله:

1-مقدمه
فولاد نیمه ساخته ( MC,AISI 1040) و فولاد نیمه ساخته میکرو آلیاژی ( MA-MA,38MnV56) بسیار در قطعات ساختمان ماشین آلات استفاده شده اند. بالاخص ، فولادهای MC-MA پس از تبدیل به قطعات به علت دستیابی مستقیم به خواص مکانیکی در پایان پروسه ، نیازی به عملیات حرارتی ندارند ، و در نتیجه به راحتی و سادگی می توان به صرفه جویی انرژی و هزینه ها با کاهش تعداد عملیات دست یافت . همچنین ، این فولادها مشخصات بسیار خوب چقرمگی و جوش پذیری را نشان میدهند. این خواص سودمند با کنترل دقیق ترکیبات شیمیایی و اتخاذ پروسه های مناسب کنترل شده حرارتی –مکانیکی بدست آمده است .توسعه ریز ساختار در طی گرمکاری فولاد معمولی کربن به اندازه فولادهای میکرو آلیاژی حاوی مقادیر اندکی از Ti,NbM,AI یا V تنها یا ترکیبی از V بارز نیست .
در سالهای اخیر ، بسیار ی مقالات ثابت کردند که فولادهای میکرو آلیاژی حاوی 0.30-0.50wt% c میتوانند با موفقیت جایگزین فولادهای مرسوم سرما داده و فولادهای آبداده شوند. نیروی محرک ماوراء توسعه فولادهای میکرو آلیاژی نیاز به کاهش هزینه های تولید بوده است . فولادهای بسیار مقاوم با توالی و زنجیره های از عملیات حرارتی به مقاومت و چقرمگی مطلوب مثل سرمادهی و آبدهی پس از تغییر زیاد دما دست می یابند. در عوض ، فولادهای MC-MA قادر به دستیابی به خواص زیاد مکانیکی مبتنی بر سرمایش کنترل شده پس از دگر شکلی گرما هستند که فولادها حصول به این مرحله را مرهون عملیات ساده گرما –مکانیکی هستند. در نتیجه ، خواص مورد نظر بدون تفکیک عملیات سرمادهی و آبدهی مورد نیاز فولادهای مرسوم کربن حاصل می شود. کاهش هزینه های پروسه تولید و افزایش خواص و عملکرد با فولادهای میکرو آلیاژی دست یافتنی است و در نتیجه منجر به افزایش مصرف و کاربرد آنها می شود.
افزودن عناصر آلیاژی روش مهم سودمندی هزینه را به منظور دستیابی به ترکیب خوبی از چقرمگی عالی و مقاومت از طریق کنترل اندازه ها و سختی رسوب ارایه می دهد. افزایش مقاومت فولادهای میکرو آلیاژی با افزایش کسر و جزء حجم پرلیت یا با پالایش و آماده سازی دانه و مقاومت رسوب گذاری ماتریس فریت حاصل می شود که با افزودن میکرو آلیاژی ها ( مثل Ti,Nb یا A1 کنترل اندازه ذره و V مقاومت رسوب ) کنترل میشود . دگر شکلی گرما پارامترمهمی در پالایش دانه های ریز میکرو آلیاژی است . دگر شکلی های خشن و زبر در منطقه تبلو ر مجدد اونسینت ،دانه های درشت اونسینت را با پروسه تبلور مجد د و دگر شکلی تکراری پالایش می کند. البته دگر شکلی در منقطه غیر متبلور مجدد مکان های هسته زایی فریت را به وسیله کلوچه سازی ساختار دانه های اونسینت و ساخت نوارهای دگر شکلی افزایش می دهد. بدین طریق ، ساختار دانه های ریز فریت پس از انتقال و تبدیل تولید می شوند. زمانی این پیشرفت ها حفظ میشوند که از مقدار سرما بیشتری استفاده شود .پتک کاری از بین پروسه های دگرشکل گرمایی تبدیل به تکنیک رقابتی پردازش و آمایش فولادها شده است .
مقدار سرما حاصل شده پس از مرحله دگر شکل تکمیل شده بر خواص مکانیکی با ایجاد و پدید آیی انواع اجزا ء تشکیل دهنده زیر ساختار که خواص مکانیکی را تغییر معناداری می دهد ، اثر زیادی دارد . مقادیر بالاتر سرما به علت مهار و کنترل پراکنش اتمی منجر به کاهش اندازه دانه فریت و مقاومت بیشتر ، سختی ، و چگالی نابجائی و فاز های ریز می شود. در مقابل مقادیر پایین تر سرما منجر به انتقال دانه ها به فاز های کم نابجایی تر ، نرم و زبر مثل فریت چند ضعلی می شود.
اندازه و درصد فریت و پرلیت در زیر ساختار نقش مهمی را در خواص نهایی مکانیکی ایفا میکند . هر یک از متغیرهای زیر ساختار بسیار متاثر از ترکیب فولادهای ریز آلیاژی ، پارامترهای آهنگری و پتک کاری مورد استفاده و مقدار سرما پس از پتک کاری میشود. تغییرات مقدار حجمی تغییر شکل ، دما های کار و مقادیر پس سرمایش میتواند انواع زیر ساختار ها را پدید آورد . هدف تحقیق حاضر بررسی اثر مقدار سرما پس از کنترل آهنگری و پتک کاری گرم بر خواص مکانیکی فولادهای MC-MA و MC است . این مقاله نیز خواستار دستیابی به اثر غلظت های وانادیم بر میکرو ساختار ها و خواص مکانیکی فولاد MC-MA آهنگری شده و خنک شده در دما های مختلف سرمایشی است.

بخشی از مقاله انگلیسی:

1. Introduction

Medium carbon steel (MC, AISI 1040) and medium carbon microalloyed steel (MC–MA, 38MnVS6) are being widely used for machinery structural parts [1]. In particular, MC–MA steels do not require heat treatment after they are shaped into parts, as the mechanical properties are obtained directly at the end of the process, so an important saving of costs and energy can be reached by reducing the number of operations. Also, these steels present very good characteristics of toughness and weldability. These beneficial properties have been achieved by a careful control of chemical composition and by adopting suitably controlled thermo-mechanical processes [2]. During hot working of plain carbon steels, the microstructure development is not as pronounced, as can be observed in the case of microalloyed steels that contain small amounts of Ti, Nb, Al or V singly or in combination [3]. In recent years, many papers demonstrated that microalloyed steels, containing 0.30–0.50 wt.% of C, could satisfactorily replace conventional quenched and tempered steels. The driving force behind the development of microalloyed steels has been the need to reduce manufacturing costs. High strength steels achieve the desired strength and toughness by a sequence of thermal treatments, i.e., quenching and tempering after high temperature deformation. MC–MA steels, instead, are able to achieve high mechanical properties thanks to a simplified thermo-mechanical treatment, based on controlled cooling after hot deformation. Consequently, the desired properties can be obtained without the separate quenching and tempering treatments required by conventional carbon steels. The reduction of the cost for the production process and the improvements in properties and performance obtainable with microalloyed steels therefore led to an increase in their use [4,5]. The addition of alloying elements offers an important cost-effective approach to obtain a good combination of excellent toughness and strength through grain size control and precipitation hardening [6,7]. In microalloyed steels, strength increases are primarily achieved through increase of the pearlite volume fraction or by grain refinement and precipitation strengthening of the ferrite matrix as controlled with microalloy additions (e.g., Ti, Nb, or Al for grain size control and V for precipitation strengthening) [8]. However, hot deformation is an important parameter in grain refinement as well as microalloying elements. Rough deformation in austenite recrystallization region refines coarse austenite grains by repeated deformation and recrystallization. However, deformation in non-recrystallization region increases ferrite nucleation sites through pancaking of austenite grains and creation of deformation bands [9,10]. In this way, fine ferrite grains structure will be produced after transformation. These achievements are maintained when higher cooling rates are applied. Among hot deformation processes, forging has become a competitive technique for processing such steels [11,12]. The cooling rate after finishing deformation stage has a signifi- cant effect on the mechanical properties through engendering a variety of microstructure constituents that alter significantly the mechanical properties [13]. Higher cooling rates lead to a decrease of ferrite grain size and formation of high strength, hardness, dislocation density, and fine phases because it suppresses the atomic diffusion [14]. In contrast for lower cooling rates where, slow cooling rates lead to transformation into soft, coarse, and less dislocated phases like polygonal ferrite [12,15]. The size and percentage distribution of ferrite and pearlite within the microstructure play an important role on the final mechanical properties. Each of the microstructure variables is highly influenced by the composition of the microalloyed steels, the forging parameters utilized, and the post-forging cooling rate. Variation in the cumulative amount of deformation, working temperatures and post cooling rates can engender a variety of microstructure [6]. The present work is aimed to study the effect of cooling rate after controlled hot forging on the mechanical properties of MC and MC–MA steels. This paper also envisages to find out the influence of vanadium concentrations on the microstructures and mechanical properties of MC–MA steel forged and then cooled at different cooling rate.

تخلیه آنتی اکسیدان در لوله های پلی اتیلن با چگالی بالا در معرض شیرابه مصنوعی و هوا

Antioxidant depletion in high-density polyethylene pipes exposed to synthetic leachate and air

چکیده
1- مقدمه
2 – تخلیه آنتی اکسیدان و اکسیداسیون
3- آزمایشات پیری سریع
3-1- نمونه های لوله
3-2 محیط های مواجهه
3-3 انحرافات لوله
3-4 دماهای بالا رفته
3-5 آزمایشات انجام شده
4- آزمایش OIT
4-1 نمونه های آزمایش OIT
4-2 – تست OIT با فشار بالا
4-3- تغییرات ضخامت میانی OIT
4-4 – تخلیه آنتی اکسیدان برای نمونه لوله های ضخیم
4-5 – مدلسازی Arrhenius برای لوله های ضخیم
4-6 – تخلیه آنتی اکسیدان برای لوله های نازک
4-7 – خواص دیگر
5 – بحث
6 – نتیجه گیری
تقدیرنامه ها
یادداشتی

چکیده
نرخ های تخلیه آنتی اکسیدان برای نمونه های یک پلی اتیلن خاص با چگالی بالا گزارش شده است که زمانی که در هوا و شیرابه مصنوعی مواد زائد جامد شهری غوطه ور شود، توسط اندازه گیری زمان القا اکسیداتیو (OIT) در دماهای 22درجه، 40درجه، 70درجه و 85درجه به دست می آید. از عوامل مورد بررسی، میزان تخلیه آنتی اکسیدان، با تخلیه بسیار سریع تر در درجه حرارت بالاتر، بیشتر تحت تاثیر درجه حرارت پیری قرار می گیرد. تخلیه آنتی اکسیدان زمانی زمان سریعتر بود که در شیرابه مصنوعی غوطه ور بود و نه در هوا، و برای لوله های نازک در مقایسه با یک لوله ضخیم سریع تر بود. چه لوله با کاهش 10٪ در قطر لوله عمودی منحرف شود یا نشود، هیچ تفاوت معنی داری در تخلیه آنتی اکسیدان وجود نداشت. بنابراین پیش بینی های زمان برای تخلیه آنتی اکسیدان ها سپس از برون یابی Arrhenius از داده های گزارش شده صورت گرفت. تخمین زده می شود که تخلیه آنتی اکسیدان ها ممکن است از 600 سال در 10 درجه به کمتر از 20 سال در 50درجه برسد، زمانی که در معرض هوا قرار می گیرد، و ممکن است از 160 سال در 10درجه به 10 سال در 50درجه برسد اگر در معرض شیرابه مصنوعی قرار گیرد. این نتایج برای لوله های خاص، فرمول آنتی اکسیدان و شرایط مورد بررسی قرار گرفته، قابل اجرا می باشند.
1- مقدمه
محل های مدرن دفن زباله های جامد به طور معمول شامل یک سیستم جمع آوری شیرابه مهندسی (به عنوان مثال Rowe و همکاران 2004) برای کمک به مدیریت مایع آلوده تولید شده از زباله های جامد می شود. لوله های جمع آوری شیرابه پلی اتیلن با تراکم بالا (HDPE) از اجزای مهم در این سیستم جمع آوری شیرابه می باشد. آنها یک فرصت برای جمع آوری و حذف شیرابه از محل دفن زباله را فراهم می کند و در نتیجه می توانند برای به حداقل رساندن سر هیدرولیک در پایه محل های دفن زباله و حذف آلاینده ها در سیستم مورد استفاده قرار گیرند. از آنجا که طول عمر آلوده کنده محل های دفن زباله مدرن می تواند از چند دهه تجاوز کند، و یا در برخی موارد به صدها سال می رسد، دوام طولانی مدت لوله های جمع آوری شیرابه موضوعی است که نیاز به بررسی دارد.
سه مکانیسم مهم که به طور منفی می تواند دوام لوله های HDPE را تحت تاثیر قرار دهد، تخریب نوری، تنش ترک خوردگی و تخریب اکسیداتیو (Mruk 1990) می باشد. تنزل نوری موضوع لوله های جمع آوری شیرابه نیست چرا که آنها به خاک سپرده می شوند و به دلیل اینکه رزین های لوله HDPE مدرن قبل از دفن شامل کربن سیاه برای حفاظت از لوله ها از خورشید می شود (Husan و Koerner 1998). استرس ترک خوردگی یک موضوع برای لوله های (به عنوان مثال خطوط گاز) تحت فشار گرفته در داخل است که در آن تنش های کششی در تمام دیواره لوله وجود دارند. این احتمالا یک مشکل برای لوله های جمع آوری شیرابه نیست، چرا که آنها در داخل تحت فشار نیستند، بلکه در عوض تحت بارهای گرانش از دفن قرار می گیرند که منجر به تنش لوله داخلی می شود که ترکیبی از تنش و فشرده سازی از طریق ضخامت لوله می شود. با گذشت زمان این تنش ممکن است آرام شود، زمانی که لوله به شکل تغییر شکل یافته پایدار می رسد (Krushelnitzky 2006). فرض شده است که تنش ترک خوردگی یک موضوع مهم برای لوله های خاک سپرده است، چرا که آنها ممکن است در حالت استرس خمش ارام قرار گیرد، در مقابل تنش های کششی ثابت که در داخل لوله های تحت فشار تجربه می کنند (Mozer 1981، Johnson 1996). Johnson (1996) نوشته اند:

می توان گفت که فشار خمش ثابت که دیواره لوله در معرض آن قرار می گیرد تا زمانی که مواد لوله خواص اصلی خود را حفظ کنند، یعنی تا زمانی که سیستم تثبیت مواد دست نخورده باشد، باعث خرابی نمی شود. این سیستم پایدارسازی باید تا همیشه دست نخورده باقی بماند و بدین ترتیب خرابی مواد هرگز رخ نخواهد داد.

Abstract

Antioxidant depletion rates are reported for samples of one particular high-density polyethylene pipe when immersed in air and a synthetic municipal solid waste leachate, obtained by measuring the oxidative induction time (OIT) at temperatures of 228C, 408C, 708C and 858C with time. Of the factors examined, the rate of antioxidant depletion was affected most by the ageing temperature, with much faster depletion occurring at higher temperatures. Antioxidant depletion was faster when immersed in the synthetic leachate rather than in air, and faster for the thin pipe examined compared with a thick pipe. No significant difference in antioxidant depletion was found whether the pipe was deflected with a 10% reduction in vertical outside pipe diameter or not deflected. Predictions of the time to deplete antioxidants are then made from Arrhenius extrapolations of the reported data. It is estimated that depletion of antioxidants may take from as long as 600 years at 108C to as little as 20 years at 508C when exposed to air, and may reduce to 160 years at 108C or 10 years at 508C if exposed to the synthetic leachate. These results are applicable for the particular pipe, antioxidant formulation and conditions examined.

1- Introduction

Modern solid waste landfills typically include an engineered leachate collection system (e.g. Rowe et al. 2004) to help manage the contaminated fluid generated from the solid waste. High-density polyethylene (HDPE) leachate collection pipes are important components in these leachate collection systems. They provide an opportunity to collect and remove leachate from the landfill, and thereby can be used to minimise the hydraulic head at the base of the landfill and remove contaminants from the system. Because the contaminating lifespan of a modern landfill can exceed many decades, or in some cases hundreds of years, the long-term durability of leachate collection pipes is an issue that needs to be examined.

Three major mechanisms that can adversely affect the durability of HDPE pipes are photodegradation, stress cracking, and oxidative degradation (Mruk 1990). Photodegradation is not an issue for leachate collection pipes because they are buried, and because modern HDPE pipe resins include carbon black to protect the pipe from the sun prior to burial (Hsuan and Koerner 1998). Stress cracking is an issue for internally pressurised pipes (e.g. gas lines) where tensile stresses exist through the entire wall of the pipe. It is probably not an issue for leachate collection pipes, because they are not internally pressurised, but are instead subject to gravity loads from burial that result in internal pipe stresses that are a combination of tension and compression through the thickness of the pipe. Over time these stresses may relax once the pipe attains a stable deformed shape (Krushelnitzky 2006). It has been hypothesised that stress cracking is not a major issue for buried pipes, because they may be in a state of relaxing bending stress, as opposed to the constant tensile stresses that internally pressurised pipes experience (Moser 1981; Janson 1996). Janson (1996) wrote:

[I]t can be said that the constant bending strain the pipe wall is exposed to will not cause failure as long as the pipe material retains its original properties, i.e. as long as the material’s stabilization system is intact.

مقاله انگلیسی رایگان (PDF)

ترجمه فارسی رایگان (PDF)

خرید ترجمه با فرمت ورد

بخشی از ترجمه فارسی مقاله:

1 – مقدمه
آلیاژ Cr-Fe-C به علت مقاومت عالی آن در برابر سایش، اکسیداسیون و خوردگی به خوبی شناخته شده و به طور گسترده ای در شرایط خورندگی، مانند فرایند معدنکاری و معدنی، صنایع تولید سیمان و تولید خمیر کاغذ و کاغذ، مورد استفاده قرار گرفته است. بسیاری از تحقیقات قبلی روی ویژگیهای ریزساختار، خواص مکانیکی و وضعیت های پوششی سایشی آلیاژهای Cr-Fe-C متمرکز شده است [8-1]. تحقیقات قبلی نشان داده است که آلیاژهای Cr-Fe-C، شامل ساختارهای هیپواوتکتیک، اوتکتیک نزدیک، هیپر اوتکتیک با فاز محلول جامد Cr-Fe، و کاربیدهای M_23 C_6 و M_7 C_3 می باشند [2]. علاوه بر آن، بهترین عملکرد برای آلیاژهای Cr-Fe-C هنگامی به دست می آید که مقادیر زیادی از کاربید های اولیه M_7 C_3 به طور یکنواخت درکلنی های اوتکتیک [α+M7 C_3] وجود داشته باشد [2،8].
این مورفولوژی فازهای تشکیل دهنده می تواند انواع گسترده ای از ترتیبات هندسی را به نمایش بگذارد. بسیاری از تحقیقات اخیر، وضعیت های جامد سازی و انتقال مورفولوژی از فازهای تشکیل دهنده در پایه Fe، پایه Cu و آلیاژهای دیگر را گزارش می دهند [18-9]. با این حال، مطالعات اندکی بر رفتارهای جامد سازی و انتقال مورفولوژی از فازهای تشکیل دهنده در آلیاژهای Cr-Fe-C، متمرکز شده است. انتقال مورفولوژی فازهای تشکیل دهنده، به طور مستقیم به پارامترهای فرضی فصل مشترک جامد / مایع، انتروپی های پیوند، ترکیبات شیمیایی و شکست حجمی مراحل تشکیل بستگی دارد [21-19]. انتروپی ذوب، یک معیار مناسب برای پیش بینی وضعیت کریستالی شدن در مراحل ساخت می باشد. مقادیر ( ثابت گاز، R انتروپی ذوب، α=∆Sf/R,∆Sf) αکه کمتر از 2 است، به مفهوم گرایش به سمت رشد کریستال تراش داده نشده است، در حالی که مقادیر بیشتر α به سمت رشد کریستال های با شکل تراش داده هستند.
معمولاً، پراش الکترون برگشتی برای توصیف جهت گیری کریستالوگرافی، بافت و ناهماهنگی مرز دانه از ترکیبات چند فازی در چندین ماده مختلف مورد استفاده قرار گرفته است [27-22]. مشخصه مرز دانه، که بوسیله پراش الکترون برگشتی مورد آزمایش قرار می گیرد، برای درک مکانیسم رشد فاز تشکیل دهنده مفید می باشد. اما تعداد کمی از بررسی های قبلی در مورد پراش الکترون برگشتی، به تجزیه و تحلیل مرز دانه برای برآورد مکانیسم رشد فاز تشکیل دهنده اختصاص داده شده است. بنابراین هدف از این تحقیق، بررسی وضعیت های جامد سازی و ویژگی های مورفولوژی فازهای تشکیل دهنده در آلیاژهای Cr-Fe-C شامل مقادیر مختلف کربن می باشد. وضعیت های جامدسازی و گذرهای مورفولوژی مراحل تشکیل شده، به طور منظم توسط میکروسکوپ نوری، میکروسکوپ الکترونی اسکن انتشار میدانی، میکروسکوپ الکترونی انتقال، پراش الکترون های برگشتی، طیف انتشاری طول موج، و کالری سنج اسکن دیفرانسیل، توصیف می شوند.

2 – روش های تجربی
آلیاژهای Cr-Fe-C بوسیله روش جوشکاری قوس گاز تنگستن تهیه شدند، تا پرکننده های آلیاژ خالص مختلف Cr و (4:1 = Cr:C) بر روی فولاد با کربن متوسط C45S رسوب کند. ابعاد فولاد با کربن متوسط فولاد C45S برابر با mm19 × mm85 × mm105 بود. پرکننده های آلیاژ Cr خالص روشن و (4:1 = Cr:C) برای بدست آوردن یک پودر مخلوط شده یکنواخت، در یک مخلوط کننده مکانیکی، مخلوط شدند. سپس این پرکننده های آلیاژ، تحت فشار بالا به میزان kgcm^(-2)39/105 قرار گرفتند تا پرکننده های آلیاژ متراکم با ابعاد mm3 × mm25 × mm30 تشکیل شود. جدول 1 اجزای پرکننده این آلیاژ را نشان می دهد. برجستگی بر روی صفحه با جوشکاری قوس نوسان گاز تنگستن، برای رسوب روکش ها مورد استفاده قرار می گیرد. شکل 1 توصیف طرح جوشکاری قوس گاز تنگستن، برای روکش سخت را نشان می دهد. جدول 2، پارامتر جوشکاری را در این مطالعه نشان می دهد.

بخشی از مقاله انگلیسی:

1. Introduction

Cr-Fe-C alloy is well known for its excellent resistance to abrasion, oxidation and corrosion and has been extensively used in aggressive conditions, such as mining and mineral process, cement production and pulp and paper manufacture industries. Many previous investigations have focused on the microstructural characteristics, mechanical properties and abrasive wear behaviors of Cr-Fe-C alloys [1–8]. Previous research has shown that Cr-Fe-C alloys consist of hypoeutectic, near-eutectic and hypereutectic structures with Cr-Fe solid solution phase, M23C6 and M7C3 carbides [2]. Moreover, the best performances for Cr-Fe-C alloys are achieved, when there are large quantities of primary M7C3 carbides uniformly distributed in the [α+M7C3] eutectic colonies [2,8]. The morphologies of constituent phases can exhibit a wide variety of geometrical arrangements. Many recent investigations report solidification behaviors and morphological transitions of the constituent phases in Fe-based, Cu-based and other alloys [9–18]. Nevertheless, few studies have concentrated on solidification behaviors and morphological transitions of the constituent phases in Cr-Fe-C alloys. The morphological transitions of constituent phases directly depend on roughness parameters of the solid/liquid interface, entropies of fusion, chemical compositions and volume fractions of the constituent phases [19–21]. Entropy of melting is a convenient criterion for predicting crystallization behavior of the constituent phases. Values of α (α=ΔSf/R, ΔSf, entropy of fusion; R, gas constant), which are less than 2, imply a tendency toward non-faceted crystal growth, while higher α-values favor production of faceted crystal growth-forms. Electron backscatter diffraction has been commonly used to characterize crystallographic orientation, texture and grain boundary misorientation of the multi-phase compounds in several different materials [22–27]. The characteristic of Grain boundary examined by electron backscatter diffraction is useful to understand growth mechanism of the constituent phase. But few previous electron backscatter diffraction investigations have devoted to the grain boundary analysis to estimate growth mechanism of the constituent phase. Therefore, the aims of the current work are to investigate solidification behaviors and morphological characteristics of the constituent phases in Cr-Fe-C alloys containing various carbon contents. Solidification behaviors and morphological transitions of the constituent phases are systematically characterized by optical microscopy, field-emission scanning electron microscopy, transmission electron microscopy, electron backscatter diffraction, wavelength dispersive spectrum and differential scanning calorimeter.

2. Experimental Procedures

Cr-Fe-C alloys were prepared by gas tungsten arc welding technique to deposit various pure Cr and CrC (Cr:C= 4:1) alloy fillers onto the S45C medium-carbon steel. The dimension of S45C medium-carbon steel was 105 mm × 85 mm× 19 mm. Distinct pure Cr and CrC (Cr:C= 4:1) alloy fillers were mixed in a mechanical mixer to obtain a uniformly mixed powder. Then, these alloy fillers were subjected to a high pressure of 105.39 kg cm−2 to form the compact alloy fillers with the dimensions of 30 mm× 25 mm× 3 mm. Table 1 lists the alloy filler components. Bead-on-plate with oscillation gas tungsten arc welding was utilized to deposit the claddings. Fig. 1 shows the schematic illustration of gas tungsten arc welding for hard-facing. Table 2 reveals the welding parameter in this study

اصلاح سطح پارچه پنبه با فیلم های چند لایه Nano-ZnO با استفاده از روش رسوب لایه به لایه

Modifying of Cotton Fabric Surface with Nano-ZnO Multilayer Films by Layer-by-Layer Deposition Method

چکيده
مقدمه
تجربی
مصالح
توصیف کاراکتر
اندازه گیری هاي طیف فوتوالکترون اشعهX -(XPS)
اندازه گیری استحکام کششی
اندازه گیری فعالیت ضد باکتریایی
اندازه گیری نفوذ UV و حفاظت
روش لباسشویی
نتایج و بحث
چندلايه nano-ZnO
نتیجه گیری

چکیده
فیلم هاي نانوکامپوزیت چندلايه مقاله اکسید مبتنی بر نانوذرات ZnO روي پارچه هاي پنبه بافته شده داراي يون مثبت از طریق روش خود مونتاژ لایه به لایه مولکولی ساخته مي شوند. برای بار سطحی کاتیونی، پارچه های پنبه ای با کلرید 2،3-epoxypropyltrimethylammonium (EP3MAC) به روش دسته-پد تحت پرداخت قرار مي گيرند.. XPS و SEM براي بررسی فیلم هاي چندلايه رسوب nano-ZnO بر روی پارچه های پنبه ای استفاده مي شوند. فیلم هاي nano-ZnO رسوب يافته روی پارچه های پنبه ای، فعالیت ضد میکروبی بسیار عالی را در برابر باکتری استافیلوکوکوس اورئوس به نمایش گذاشتند. همچنین نتایج نشان داد که پارچه پوشش داده شده با فیلم چندلايه افزایش nano-ZnO حفاظت از پارچه های پنبه ای را در مقابل تابش UV ارتقا مي دهد. تست های فیزیکی (استحکام کششی پود و تار نخ، نفوذپذیری هوا و ارزشهای سفیدی) بر روی پارچه ها، قبل و بعد از درمان با نانوذرات Zno به منظور بررسی اثر فرآیند لایه لایه(LbL) روي خواص پارچه پنبه انجام شد.
مقدمه
مونتاژ لایه به لایه (LbL)، اختراع شده توسط G. Decher، روشي منحصر به فرد برای ساخت فیلم هاي نازک کامپوزیتی است .جذب ترتیبی عکس متهم پلي کاتيون ها پلي آنيون ها بر روی سطوح جامد منجر به ایجاد فیلم های پلي الکتروليت چندلايه مي شود. رسوب ترتیبی چندلايه را می توان با فرو بردن بستر در محلول های کاتیونی و آنیونی به صورت متناوب انجام داد. پس از رسوب هر لایه، بستر در محلول مقدار سپيدي غوطه ور مي شود. هر دو مراحل جذب می تواند به صورت دوره ای براي تشکيل ساختارهای چند لایه در سطح بستر تکرار شود. طیف گسترده ای از مولکول هاي تابعی را می توان در فیلم، از جمله نانوذرات، رنگ ها، پروتئین ها و سایر ذرات فرامولکولي گنجانید[1-5]

نتیجه گیری

مونتاژ نانوذرات ZnO براي تشکيل فيلم چندلايه روي پارچه هاي پنبه اي توسط فرآيند رسوب لايه به لايه آماده شد. تحليل هاي XPS و SEM براي بررسي فيلم هاي چندلايه نانوکامپوزيت روي فيبرهاي پنبه اي به کارگرفته شد. نتايج ميکروگراف SEM نشاندهنده يک تفاوت چشمگير در مورفولوژي فيبرها قبل و بعد از فرآيند رسوب LBL بود. تحليل عنصري نشان داد که رابطه اي خطي بين تعداد لايه هاي رسوب يافته و محتواي Zn وجود دارد. فرآيند رسوب LbL با نانوذرات ZnO اثرات قابل توجهي روي نفوذپذيري هوا، مقدار سفيدي و ويژگي هاي استحکام کششي پارچه هاي پنبه اي ندارد. به طور مشخص نتيجه گيري شد که چندلايه nano-Zno روي پارچه هاي پنبه نشاندهنده فعاليت ضدباکتريايي عالي در برابر استافيکولوس اوئورس است. پارچه هاي پنبه اي که در آن فيلم هاي چندلايه nano-Zno توسط فرآيند Lbl رسوب مي يابند، داراي ويژگي حفاظت از UV نسبت به پارچه پرداخت نشده به علاوه فعاليت ضدباکتريايي کارامد بود. اين کار، يک روش ساده و جديد را براي رسوب فيلم نانوکامپوزيت nano-Zno روي پارچه هاي پنبه اي و کاربرد آنها در پارچه هاي پنبه اي براي دستيابي به عملکرد حفاظت UV و ضدباکتريايي ارائه مي دهد.

Abstract

ZnO nanoparticle–based multilayer nanocomposite films were fabricated on cationized woven cotton fabrics via layer-by-layer molecular self-assembly technique. For cationic surface charge, cotton fabrics were pretreated with 2,3-epoxypropyltrimethylammonium chloride (EP3MAC) by pad-batch method. XPS and SEM were used to examine the deposited nano-ZnO multilayer films on the cotton fabrics. The nano-ZnO films deposited on cotton fabrics exhibited excellent antimicrobial activity against Staphylococcus aureus bacteria. The results also showed that the coated fabrics with nano-ZnO multilayer films enhanced the protection of cotton fabrics from UV radiation. Physical tests (tensile strength of weft and warp yarns, air permeability and whiteness values) were performed on the fabrics before and after the treatment with ZnO nanoparticles to evaluate the effect of layer-by-layer (LbL) process on cotton fabrics properties.

Introduction

Layer-by-layer assembly (LbL), invented by G. Decher, is a unique technique for the fabrication of composite thin films. The sequential adsorption of oppositely charged polycations and polyanions on solid surfaces leads to the buildup of polyelectrolyte multilayer films. The sequential multilayer deposition can be carried out by immersing the substrate into the cationic and anionic solutions, alternately. After deposition of each layer, the substrate is immersed into the washing solution. Both adsorption steps can be repeated cyclically to form multilayer structures on the surface of a substrate. A wide range of functional molecules can be incorporated within the film, including nanoparticles, dyes, proteins and other supramolecular species [1–5].

Conclusions

ZnO nanoparticles assembly for the multilayer film formation on the cotton fabrics were prepared by layer-bylayer deposition process. XPS and SEM analyses were employed to examine the nanocomposite multilayer films on the cotton fibers. The SEM micrograph results indicated a significant difference in the morphology of the fibers before and after the LbL deposition process. Elemental analysis showed that there is a linear relationship between the deposited numbers of layers and Zn content. LbL deposition process with ZnO nanoparticles does not considerable effects on the air permeability, whiteness value and tensile strength properties of cotton fabrics. It was clearly concluded that the nano-ZnO multilayer deposited on cotton fabrics showed excellent antibacterial activity against to Staphylococcus aureus bacteria. Cotton fabrics on which nano-ZnO multilayer films were deposited by LbL process were proved to have better UV protection property than the untreated fabric in addition to the efficient antibacterial activity. This work provides a novel and simple method for nano-ZnO nanocomposite film deposition on cotton fabrics and their application onto cotton fabrics to gain antibacterial and UV protection functions.

تخلیه آنتی اکسیدان از ژئومبران پلی اتیلن با تراكم بالا تحت شرایط شبیه سازی شده محل دفن زباله

Antioxidant Depletion from a High Density Polyethylene Geomembrane under Simulated Landfill Conditions

چکیده
مقدمه
بررسي آزمايشي
GLLS
لاينر تركيبي شبيه سازي شده
شیرابه مصنوعی
روش هاي آزمون
نتایج و بحث
آزمايش STD-OIT در مقابل آزمايش HP-OIT در سنجش تخلیه آنتی اکسیدان
تغييرات فضايي OIT در آزمايش GLLS
تخليه آنتي اكسيدان در دماهاي بالا برده شده
مقايسه تخليه OIT بين GLLS، غوطه وري شيرابه و ديگر آزمايشات لاينر تركيبي در نوشته ها
مدل سازی Arrhenius از نرخ تخلیه آنتی اکسیدان و پیش بینی زمان تخلیه آنتی اکسیدان
نتایج در مورد خواص تبلور ، MI و کششی
نتايج
تشکر و قدردانی

چکیده
آزمون هاي پیری تسریع شده به منظور بررسی آنتی اکسیدان ها از ژئوممبران پلی اتیلن با تراكم بالا توصیف شده اند. اثرات دما، فشار بالا، و گردش مداوم شیرابه در پیری ژئوممبران ها در سیستم های لاینر کامپوزیت بررسی می شوند. نرخ تخلیه آنتی اکسیدان (به ترتیب 0.05 ، 0.19 و 0.41 1 در 55، 70 ، و 85 ° C) به دست آمده برای لاينر شبیه سازی شده محل دفن زباله در 250 کیلو پاسکال فشار عمودی به طور مداوم کمتر از مقدار به دست آمده از آزمون غوطه وری شیرابه سنتی در همان ژئوممبران است ( 0.12 ، 0.39 ، و 1.1 ماه ، 1 در 55، 70 ، و 85 ° C). این اختلاف منجر به افزایش قابل توجهی در زمان تخليه آنتی اکسیدان در دمای لاينر محل دفن زباله معمولی (35 ° C) با 40 سال پیش بینی شده بر اساس داده ها از آزمون های شبیه ساز لاينر محل دفن زباله، در مقایسه با 15 سال پیش بینی شده برای ژئوممبرین مشابه بر اساس آزمون غوطه وری شیرابه مي شود. در این آزمایشات، تبلور و کشش نشاندهنده كرنش افزايش يافته ژئوممبران در مراحل اولیه از پیری بود و پس از آن در طول دوره آزمایش نسبتا ثابت باقی ماند. هیچ تغییر قابل توجهی در خواص ژئوممبران در دوره آزمایش وجود نداشت.
1- مقدمه
يك سیستم پایه لاينر دفن زباله های مدرن جامد شهری (MSW) معمولي، از بالا به پایین، شامل: لایه شیرابه زهکشی / جمع آوری، لایه محافظ ژئوتکستایل بافته نشده سوزن-پانچ شده (GT) و لاينر کامپوزیت ژئوسنتتیک، به طور معمول شامل ژئوممبران با ضخامت 1.5 یا 2.0 میلی متر و یا لاينر رسی ژئوسنتتیک (GCL) و یا لاينر فشرده خاک رس و یا هر دو مي شود. به علت مقاومت عالی آنها در برابر جریان افقی و مهاجرت پخش كننده آلاینده های غیر آلی، geomembranes پلی اتیلن با تراكم بالا (HDPE) به طور گسترده به عنوان بخشی از لاينر کامپوزیت در محل های دفن زباله مدرن استفاده می شوند. (Rowe et al. 2004; Rowe et al. 2007; Bouazza et al. 2008; Brachman and Gudina 2008a,b; Saidi et al. 2008; Rowe et al. 2009). اگر چه، عملکرد طولانی مدت لاينر ژئوممبران تحت شرایط ميداني مشخص نیست، طول عمر بالقوه آلوده محل های دفن زباله به احتمال زیاد به اندازه قرن ها خواهد بود (Rowe et al. 2004). ژئوممبران بايد به طور دقيق به عنوان يك مانع انتشاري و هيدروليك موثر در سراسر طول عمر بالقوه آلوده كننده محل دفن زباله تشكيل شود. برخي بررسي هاي ميداني (Schmidt et al. 1984; Brady et al. 1994; Rollin et al. 1994; Maisonneuve et al. 1997; Rowe et al. 2003)، شواهدي را فراهم نموده اند كه ژئوممبران HDPE مي تواند پيري يا تنزل را گذشت زمان تجربه نمايد.
ژئو ممبران هاي HDPE مي توانند به علت اکسیداسیون، استخراج، تخریب اشعه ماوراء بنفش، و تخریب حرارتی، دستخوش تخريب قرار گيرند. در این میان، اکسیداسیون پلیمر به عنوان مهم ترین مکانیسم تخریب در نظر گرفته مي شود. (Hsuan and Koerner 1995). با پیشرفت اکسیداسیون، خواص فیزیکی و مکانیکی ژئوممبران کاهش مي يابد كه در نهایت منجر به خرابي ژئوممبران مي شود. به منظور محدود کردن اکسیداسیون پلی اتیلن، تثبیت کننده های مناسب (آنتی اکسیدان ها) به رزین های مورد استفاده برای تولید ژئوممبرین اضافه مي شوند. رایج ترین انواع آنتی اکسیدان هاي اضافه شده بهgeomembranes HDPE همراه با محدوده درجه حرارت موثر آنها توسط Fay‌ و King 1994وand Hsuan and Koerner 1998و توصيف شده اند. Viebke et al(1994) Hsuan and Koerner 1998، تنزل اكسيداتيو را به صورت فرآيندي سه مرحله اي توصيف نموده اند. مرحله I شامل تخلیه آنتی اکسیدان ها مي شود که توسط واکنش های شیمیایی از آنتی اکسیدان ها با اکسیژن، رادیکال های آزاد و یا از دست دادن هیدروپروکساید و / افت یا فیزیکی توسط نفوذ، تبخیر، استخراج، و یا شستشو ايجاد مي شود (Gedde et al. 1994; Hsuan and Koerner 1998; Haider and Karlsson 2002; Sangam and Rowe 2002; Dopico Garcia et al. 2004). در مدت مرحله 1، خواص مهندسی ژئوممبران به میزان قابل توجهی تغییر نمی کند. مرحله II، زمان القاء تا شروع تخریب است و پس از اينكه آنتی اکسیدان ها تخلیه مي شوند شروع می شود. پایان مرحله II مربوط به زمانی است که اکسیداسیون باعث اولین تغییر قابل اندازه گیری در ژئوممبران می شود. در مرحله III، اکسیداسیون باعث تغییرات قابل ملاحظه ای در خواص فیزیکی و مکانیکی مي شود که در نهایت به خرابي ژئوممبران منجر خواهد شد. خرابي در این زمینه به کاهش در ويژگي هاي مهندسی (به عنوان مثال، مقاومت در برابر لاينرس، ترک، تنش شکست کششی، و کرنش شکست کششی) به یک مقدار مشخص اشاره مي كند. مقدار تعریف كننده پایان مرحله III تا حدودی ذهنی است و تعاریف مختلف انتخاب من را بسته به شرایط مهندسي مي كند. دو مقدار بیشتر مورد استفاده شده متناظر با 50 درصد از مقدار اولیه و یا مقدار مشخص شده است (دومی برای محصولاتي منصفانه تر است که مقدار اولیه آنها، مانند مقاومت در برابر تنش-ترک به طور قابل توجهی بیش از حداقل مقدار مشخص شده است). عمر خدمات ژئوممبران HDPE به عنوان مجموع مدت زمان سه مرحله بالا در نظر گرفته مي شود.
به علت زمان طولانی مورد نیاز برای به دست آوردن نتایج از شرایط واقعی، آزمایشگاه، تست پیری برای ارزیابی اجزای عمر ژئوممبران را تسريع نمود. اغلب به طور معمول، آزمایشات غوطه وری برای ارزیابی تخليه آنتی اکسیدان (مرحله I) برای geomembranes HDPE استفاده مي شود. (به عنوان مثال Hsuan and Koerner 1998; Sangam and Rowe 2002; Muller and Jacob 2003; Gulec et al. 2004; Rimal et al. 2004; Jeon et al. 2008; Rowe and Rimal 2008b; Rowe et al. 2008; Rimal and Rowe 2009a,b را ببينيد). آزمايشات غوطه وری توسط پرورش ژئوممبرین در محیط های مورد علاقه، به عنوان مثال، هوا، آب، شیرابه، زهکشی معدن اسید، و یا سوخت جت انجام مي شود. انتظار می رود زمان پیش بینی شده تخليه آنتی اکسیدان از آزمون غوطه وری زمان تخليه واقعی نسبت به اکثر برنامه های کاربردی ميداني دست کم گرفته شود، زيرا هر دو طرف ژئوممبران در معرض شیرابه قرار مي گيرند. زمان تخليه آنتی اکسیدان واقعی به احتمال زیاد در محل های دفن زباله طويل تر خواهد بود، به این دلیل، در مناطقي که در آن هیچ چاله اي در ژئوممبران وجود دارد، تنها یک طرف از ژئوممبران در معرض شیرابه محل دفن زباله قرار خواهد گرفت. با این حال، تنها سه مطالعات پژوهشی در نوشته ها وجود دارد (Hsuan and Koerner 1998; Rowe and Rimal 2008a,b) که براي بررسی پیری ژئوممبران در شرایط شبیه سازی شده لاينر تلاش نموده اند، همانطور كه در زیر مورد بحث قرار گرفته است.

Abstract

Accelerated aging tests to evaluate the depletion of antioxidants from a high density polyethylene geomembrane are described. The effects of temperature, high pressure, and continuous leachate circulation on the aging of geomembranes in composite liner systems are examined. The antioxidant depletion rates
0.05, 0.19, and 0.41 month−1 at 55, 70, and 85°C, respectively obtained for the simulated landfill liner at 250 kPa vertical pressure are consistently lower than that obtained from traditional leachate immersion tests on the same geomembrane
0.12, 0.39, and 1.1 month−1 at 55, 70, and 85°C. This difference leads to a substantial increase in antioxidant depletion times at a typical landfill liner temperature
35°C with 40 years predicted based on the data from the landfill liner simulators tests, compared to 15 years predicted for the same geomembrane based on leachate immersion tests. In these tests, the crystallinity and tensile yield strain of the geomembrane increased in the early stages of aging and then remained relatively constant over the testing period. There was no significant change in other geomembrane properties within the testing period.

1- Introduction

A modern municipal solid waste
MSW landfill basal liner system typically consists of, from top to bottom: a granular leachate drainage/collection layer, a needle-punched nonwoven geotextile
GT protection layer, and a geosynthetic composite liner, typically comprising a 1.5- or 2.0-mm-thick geomembrane and either a geosynthetic clay liner
GCL or compacted clay liner or both. Because of their excellent resistance to advective flow and diffusive migration of inorganic contaminants, high density polyethylene
HDPE geomembranes are extensively used as part of a composite liner in modern landfills
Rowe et al. 2004; Rowe et al. 2007; Bouazza et al. 2008; Brachman and Gudina 2008a,b; Saidi et al. 2008; Rowe et al. 2009. Although, the long-term performance of geomembrane liners under field conditions is unknown, the potentially contaminating lifespan of the landfills is likely to be centuries
Rowe et al. 2004. The geomembrane should perform adequately as an effective hydraulic and diffusive barrier throughout the potentially contaminating lifespan of the landfill. Some field investigations
Schmidt et al. 1984; Brady et al. 1994; Rollin et al. 1994; Maisonneuve et al. 1997; Rowe et al. 2003 provide evidence that the HDPE geomembrane may experience aging or degradation with time.

HDPE geomembranes may undergo degradation due to oxidation, extraction, ultraviolet degradation, and thermal degradation. Among these, oxidation of the polymer is considered to be the most significant degradation mechanism
Hsuan and Koerner 1995. With the progression of oxidation, the physical and mechanical properties of the geomembrane decrease leading eventually to the failure of the geomembrane. To limit the oxidation of polyethylene, suitable stabilizers
antioxidants are added to the resin used to manufacture the geomembrane. The most common types of antioxidants added to HDPE geomembranes along with their effective temperature ranges have been described by Fay and King
1994 and Hsuan and Koerner
1998. Viebke et al.
1994 and Hsuan and Koerner
1998 described the oxidative degradation as a three-stage process. Stage I involves the depletion of antioxidants which is caused by the chemical reactions of antioxidants with oxygen, free radicals or hydroperoxide and/or physical loss by diffusion, evaporation, extraction, or washing out
Gedde et al. 1994; Hsuan and Koerner 1998; Haider and Karlsson 2002; Sangam and Rowe 2002; Dopico Garcia et al. 2004. During Stage I, the engineering properties of the geomembrane do not change significantly. Stage II is an induction time to the onset of the degradation and begins after the antioxidants are depleted. The end of Stage II corresponds to the time when oxidation causes the first measurable changes in the geomembrane. In Stage III, oxidation causes significant changes to the physical and mechanical properties which will eventually lead to geomembrane failure. Failure in this context refers to a decrease in an engineering property
e.g., stress-crack resistance, tensile break stress, and tensile break strain to a specified value. The value defining the end of Stage III is somewhat subjective and engineers my select different definitions depending on circumstances. The two most commonly used values correspond to 50% of the initial property or the specified property value
the latter is fairer for products whose initial value of a property, such as stress-crack resistance, significantly exceeds the minimum specified value. The service life of the HDPE geomembrane is taken as the sum of the duration of the above three stages.

Because of the long time required to obtain results from actual field conditions, laboratory accelerated aging tests are conducted to evaluate the components of geomembrane service life. Most commonly, immersion tests have been used to evaluate the antioxidant depletion
Stage I for HDPE geomembranes
e.g., see Hsuan and Koerner 1998; Sangam and Rowe 2002; Muller and Jacob 2003; Gulec et al. 2004; Rimal et al. 2004; Jeon et al. 2008; Rowe and Rimal 2008b; Rowe et al. 2008; Rimal and Rowe 2009a,b. Immersion tests are conducted by incubating the geomembrane in the medium of interest, for example, air, water, leachate, acid mine drainage, or jet fuel. Antioxidant depletion times predicted from immersion tests are expected to underestimate the actual depletion times relative to most field applications since both sides of the geomembrane are exposed to leachate. The actual antioxidant depletion time will likely be longer in a landfill because, in areas where there are no holes in the geomembrane, only one side of the geomembrane will be exposed to the landfill leachate. However, there are only three research studies in the literature
Hsuan and Koerner 1998; Rowe and Rimal 2008a,b that have attempted to investigate the aging of the geomembrane under simulated liner conditions as discussed below.