كار سختي (Work Hardening)

[Peyman 16150]

توجه : برداشت از مطالب این تاپیک تنها با ذکر منبع آن مجاز می باشد. (http://www.noandishaan.com)

 

 

5ـ1ـ مقدمه

 

پس از آنكه تيلور در سال 1934 ميلادي، تئوري كلي خود در مورد كار سختي ارائه داد، تلاش‌ها براي تشريح مكانيزم های لغزش و اندرکنش نابجايي‌ها در فرآيند كار سختي با شدت بيشتري آغاز گرديد. پس از آن، آزمايشات فراواني براي رسم دقيق منحني تنش ـ كرنش در فلزات مختلف، صورت گرفت و همچنین تاثير پارامترهاي مختلف از جمله دما، نرخ كرنش، اندازه دانه، جهات بلوري (در تك بلورها)، تركيبات آلياژي و غيره بر روي شكل منحني بررسي گرديد. با توسعه و گسترش روش‌هاي مستقيم مشاهده نابجايي‌ها، كه عمدتاً شامل ميكروسكوپ‌هاي الكتروني عبوري (TEM) و حكاكي حفره‌اي (etch pit) مي باشد، امكان بررسي دقيق تر چگونگي توزيع و آرايش نابجايي‌ها در حين تغيير شكل، ميسر گرديد. علاوه بر آن با مشاهده خطوط لغزش، اطلاعات با ارزشي در مورد مكانيزم‌هاي لغزش در طول تغيير شكل بدست آمد.

 

اگر چه در سال‌هاي اخير تئوري‌هاي متعددي در مورد كار سختي تك كريستال ها ارائه شده است ولي اين پديده هنوز نیز به طور كامل شناخته شده نمی باشد. هدف بسياري از تئوري‌هاي كار سختي، تشريح منحني تنش‌ـ كرنش و بيان ارتباط آن با دما، نرخ كرنش و ساير پارامترها مي باشد. اين تئوري‌ها معمولاً شامل مدل كردن نابجايي‌ها مي‌باشد كه با كنترل تنش سيلان صورت مي گيرد. بطوریکه تنش سیلان به چگونگی توزیع نابجایی ها بستگی داشته و چگونگی توزیع نابجایی ها نیز با توجه به مقدار کرنش، متفاوت خواهد بود. بنابراین، اغلب تئوری هایی که برای تشریح پدیده کارسختی بکار می روند، در حقیقت تشریح مکانیزم هایی است که تنش سیلان را کنترل می کنند و آن نیز عمدتا شامل بیان چگونگی تغییر توزیع نابجایی ها در کرنش های مختلف می باشد. تيلور در سال 1934 ميلادي، بیان نمود كه نابجايي‌ها در يك شبكه منظم و بصورت مثبت و منفي آرايش مي‌يابند. در آن زمان، مقدار تنش سيلان براي يك شبكه منظم، محاسبه گردید ولي مكانيزم تشكيل آن و يا علت كاهش پارامتر شبكه در اثر افزايش كرنش، مشخص نشد. در اين بخش، در مورد تغيير شكل تك كريستال‌ها و تئوري‌هاي متعددي كه در سال‌هاي اخير و توسط دانشمندانی چون نابارو (Nabarro)، بازينسكي (Basinski) و هولت (Holt) در سال 1964 ميلادي و بوچك (Boček) در سال 1963 ميلادي و ميچل (Mitchell) در سال 1964 ميلادي، ارائه شده است، بررسي خواهد شد.

 

 

5ـ2ـ طبيعت منحني تنش‌ـ كرنش

 

منحني تنش‌ـ كرنش در فلزات مكعبي با وجوه پر (fcc) و آلياژهاي آن، غالبا شامل سه مرحله مي‌باشد (شكل 5ـ1). مرحله I، تقريباً خطي و نرخ كار سختي (θІ) در آن، كم و مقدار آن براي فلزات هگزاگونال (hcp) تقريباً برابر 4-10 مي‌باشد كه G مدول برشي است. مرحله II نيز خطي و نرخ كار سختي آن تقريباً برابر 1/300 مي‌باشد. اين مقدار در يك فلز يا آلياژ معين، تقريباً همواره ثابت بوده و به پارامترهاي ديگر وابستگي خيلي كمي دارد. مقدار θІ بسته به جهت كريستالي متغير خواهد بود، بطوريكه در مثلث استريوگراف، اگر جهات كريستالي نزديك به گوشه‌ها و يا لبه‌هاي مثلث قرار گيرد، آنگاه مقدار θІ بيشينه خواهد بود. مقدار θIІ تنها به جهت كريستال بستگي دارد، بطوريكه مقدار آن در گوشه‌هاي مثلث استريوگراف نسبت به مركز مثلث، بسيار بزرگتر است. وسعت دامنه مرحله I (لغزش آسان)، به جهات كريستالي، دما و تركيب شيميايي آلياژ بستگي دارد. در مرحله III، نرخ كار سختي با افزايش كرنش، كاهش مي‌يابد و با كاهش دما، مقدار تنش شروع مرحله III، افزايش مي‌يابد. در سال‌هاي اخير، با انجام آزمايشات مختلف بر روي انواع تك كريستال‌هاي فلزات bcc با خلوص بالا و فلزات hcp، مشخص شد كه منحني تنش ـ كرنش اين فلزات نيز با توجه به مقدار دما و نرخ كرنش، شامل سه مرحله كار سختي مي‌باشند. منحني تنش ـ كرنش مس، نيوبيم و منيزيم در دماي اتاق، در شكل 5ـ1 نشان داده شده است.

 

 

 

 

[Peyman 16150]

مات (Mott) در سال 1952 ميلادي بیان نمود كه در فرآيندهاي كارسختي، مكانيزم سخت شدن در مرحله I فلزات fcc با مرحله لغزش آسان در فلزات هگزاگونال (hcp) مشابه مي باشد. نرخ سخت شدن در مرحله I، كم است زيرا تنش برشي بحراني در سيستم‌هاي ثانويه، بيشينه نبوده و در نتيجه لغزش ثانويه بسيار كم مي باشد. سرعت سخت شدن خطي زياد در مرحله II ناشي از فعال شدن سيستم‌هاي لغزش ثانويه می باشد. در حقيقت، مشاهده خطوط لغزش در مرحله II، نشان مي‌دهد كه شروع مرحله II با فعال شدن سيستم‌هاي لغزش ثانويه همراه مي‌باشد. علاوه بر اين، مشاهدات ميكروسكوپ های الكتروني نشان مي‌دهد كه اكثر نابجايي‌هاي موجود در مرحله I، مربوط به سيستم لغزش اوليه مي‌باشد. در مرحله II، چگالي نابجايي‌ها در سيستم‌هاي لغزش ثانويه، قابل مقايسه با سيستم‌هاي اوليه مي‌باشد. مقدار كرنش پلاستيك به ميزان لغزش در سيستم‌هاي ثانويه بستگي دارد. مطالعات پراش X- Ray كه همراه با چرخش كريستال حول محور كشش مي‌باشد، نشان مي‌دهد كه افزايش طول نمونه در اثر لغزش در سيستم اوليه بوده و سهم لغزش ثانويه در آن بسيار كم و در حد چند درصد مي باشد. اخيراً، محاسبات دقيق مربوط به تغييرشكل كريستال‌هاي مس كه تحت فشار و در مرحله II تغيير شكل داده شده‌اند، نشان مي‌دهد كه در حدود 35 تا 50 درصد از كل كرنش پلاستيك در نمونه، مربوط به سيستم‌هاي لغزش ثانويه مي باشد. در واقع، مرحله دوم همراه با لغزش ثانويه است. در برخي از فلزات hcp مانند منيزيم، مرحله لغزش آسان در آنها نسبت به فلزات fcc، محدوده وسيعي از كرنش را در بر مي‌گيرد و علت آن، اين است كه (در دماي اتاق و كمتر از آن) لغزش در صفحات غير قاعده منیزيم نسبت به صفحات قاعده آن، به سختي رخ مي‌دهد.

 

شروع مرحله III در فلزات fcc، همراه با لغزش متقاطع است. مشاهدات نشان مي‌دهد كه در اين مرحله فرآيند بازيابي ديناميكي (Dynamic Recovery) رخ مي‌دهد كه طي آن نابجايي‌هاي پيچي مختلف العلامه موجود در صفحه لغزش اوليه، طي لغزش متقاطع يكديگر را از بين مي‌برند. اگر چه پديده بازيابي ديناميكي، در فلزات fcc و آلياژ آنها، به روشني مشاهده شده است ولي اين پديده در فلزات bcc و در آغاز مرحله III مشاهده نشده است. مشاهدات حاصل از ميكروسكوپ‌هاي الكتروني نشان مي‌دهد كه در نيوبيم، چگالي نابجايي‌هاي پيچي در مرحله III از مرحله II، كمتر است، يعني بسياري از نابجايي‌هاي پيچي در حين بازيابي ديناميكي و طي لغزش متقاطع از بين رفته است.

 

در اين بخش، بطور خلاصه مي‌توان گفت كه منحني كار سختي در كريستال هاي مختلف شامل سه مرحله مي باشد. تفاوت مرحله II با مرحله I اين است كه در مرحله II، سيستم‌هاي لغزش ثانويه بيشتري فعال مي‌شود و در مرحله III نيز فرآيند بازيابي ديناميكي رخ داده و طی آن نابجايي‌هاي پيچي، لغزش متقاطع نموده و از بین می روند. يك فاكتور مهم ديگري نيز وجود دارد كه در مورد آن بحث خواهد شد. اين فاكتور مربوط به آلياژهايي همراه با ذرات رسوبي سخت و غير قابل نفوذ مي‌باشند، ذراتی مانند سيليس، بريليا و آلومينا كه به روش اكسيداسيون داخلي در آلياژهاي Cu-Si، Cu-Be يا Cu-Al توليد شده است. آلياژهايي كه حجم كمي از ذرات رسوبي (f) دارند نيز سه مرحله منحني تنش‌ـ كرنش را دارند. منحني تنش ـ كرنش دو نوع آلياژ مس نسبت به مس خالص كه در جهت كريستالي يكسان تست شده‌اند، به صورت مقايسه‌اي در شكل 5ـ2 نشان داده شده است.

 

 

 

 

با توجه به شكل 5ـ2، به ازاي مقادير كم f، سرعت سخت شدن در مرحله II آن، بسيار شبيه به سرعت سخت شدن در مرحله II مس خالص مي باشد و تفاوت اصلي در شكل منحني مرحله I مي باشد كه با افزايش ناخالصي، تنش تسليم، افزايش و شكل منحني در مرحله I بصورت پاربوليك (سهمي)، تبديل و نرخ كار سختي اوليه، افزایش می یابد. مشاهده خطوط لغزش توسط ميكروسكوپ الكتروني نشان مي‌دهد كه اكثر خطوط لغزش در مرحله I متعلق به سيستم لغزش اوليه مي‌باشد در حاليكه در مرحله II دانسيته نابجايي‌ها در سیستم های لغزش اوليه و ثانويه با يكديگر قابل مقايسه بوده و آرايش نابجايي‌ها در آن همانند آرايش نابجايي‌ها در مس خالص می باشد. در اين آلياژها، ذرات بعنوان يك مانع قوي در برابر حركت نابجايي ها عمل كرده و اندركنش بين نابجايي‌ها با اين ذرات باعث توليد حلقه‌هاي نابجايي مي‌شود. با تغيير در تعداد و اندازه ذرات، مي‌توان روش‌هاي جامع و كاملتري از تئوري‌هاي كار سختي در مورد فلزات خالص و محلول‌هاي جامد بدست آورد (بخش 6ـ5). همچنين در كريستال‌هاي حاوي ذرات نفوذپذيز (Penetrable Particles)، منحني تنش‌ـ كرنش نسبتاً مشابه با محلول‌هاي جامد خواهد بود.

 

 

 

[Peyman 16150]

5ـ3ـ مشاهدات خطوط لغزش

 

عكس‌هاي مربوط به تك كريستال‌ فلزات fcc و hcp که توسط ميكروسكوپ الكتروني تهیه شده است، نشان مي‌دهند كه طول خطوط لغزش در مرحله I، زياد (به عنوان مثال در مس طول اين خطوط در حدود 600 ميكرومتر است) و گاهاً تا اندازه قطر كريستال نيز طويل مي‌باشند. در مورد كريستال‌هاي مس و مس‌ـ نيكل، طول خطوط لغزش و فاصله بين آنها در مرحله I تقريباً‌ ثابت است ولي ارتفاع خطوط لغزش با افزايش كرنش، افزايش مي‌يابد. در پايان مرحله I، تعداد نابجايي‌ها به ازاي هر خط لغزش به مقدار 20 تا 30 مورد افزايش مي‌يابد و در مرحله II، این مقدار ثابت مي‌ماند. خطوط لغزش نهايي در مرحله I مس، در شكل 5ـ3 نشان داده شده است.

 

 

 

 

ارتفاع خطوط لغزش در كريستال‌هاي Zn20%ـCu، نسبتاً بزرگتر و بر طبق نظريه فوريه (Fourie) و ويلسدورف (Wilsdorf) (در سال 1959 ميلادي)، تعداد متوسط نابجايي‌ها به ازاي هر خط لغزش تقريباً برابر 100 مي‌باشد. اخيراً با انجام مطالعات بيشتر در مراحل اوليه تغيير شكل آلياژهاي مس‌ـ آلومينيوم، نشان داده شده است كه لغزش در طول باندهايي رخ مي‌دهد كه كل نمونه را مي‌پيمايد و اين باندها شامل خطوط لغزشي هستند كه داراي صدها نابجايي مي‌باشند. مشاهدات حاصل از ميكروسكوپ الكتروني عبوري (TEM) در آلياژهاي Cu-Al نشان مي‌دهد كه تعداد نابجايي‌ها به ازاي هر خط لغزش، بسيار زياد می باشد. در فلز روي و كبالت در دماي 90 درجه كلوين، طول خطوط لغزش و فاصله بين آنها ثابت می باشد. در منيزيم در دماي اتاق، با افزايش كرنش، فاصله بين خطوط لغزش كاهش يافته ولي طول خطوط لغزش ثابت مي‌ماند و هر خط لغزش تقريباً داراي 70 نابجايي مي‌باشد. مطالعات گروه اشتوتگارت (Stuttgart) بر روي مس و آلياژهاي Cu-Ni، نشان مي‌دهد كه با افزايش كرنش در مرحله II طول خطوط لغزش طبق رابطه (5ـ1) كاهش مي‌يابد:

 

 

 

 

L2: طول خطوط لغزش نابجايي‌هاي پيچي، Λ: مقدار ثابت و مقدار كرنش در انتهاي مرحله I مي‌باشد. با افزايش كرنش، خطوط لغزش جديدي (بسته به مقدار ) توليد مي‌شوند كه داراي حدود20 تا 30 نابجايي بوده كه حتي در اثر تنش داخلي كم نيز بطور كامل تشكيل مي‌شوند. در فلزات bcc، به دليل لغزش متقاطع نابجايي‌ها، خطوط لغزش بصورت موجي بوده و طول خطوط لغزش نيز در آنها قابل محاسبه نمي‌باشد. علاوه بر آن، خطوط لغزش منفرد، از يكديگر قابل تفكيك نمی باشد. تصويري از خطوط لغزش ‌موجي شكل در نيوبيم، در شكل 5ـ4 نشان داده شده است.

 

 

 

 

لازم به ذکر است كه محاسبات مربوط به خطوط لغزش، براي مطالعه كامل نمونه چندان مفيد نمی باشد، زيرا اين محاسبات تنها مربوط به سطح كريستال بوده و از مشاهده سطح كريستال بدست مي آيد و امكان دارد كه اين نتايج با نتايج موجود در داخل كريستال متفاوت باشد، ولي در تئوري‌هاي كار سختي معمولاً فرض بر اين است كه خطوط لغزش مشاهده شده در سطح كريستال، بطور كافي رفتار آنها در داخل كريستال را نيز نشان مي‌دهد. بنابراين، ترديدهاي موجود در اين مورد طبيعي مي باشد. آزمايشات فوريه بر روي تك كريستال مس، به روشني نشان مي‌دهد كه تغيير شكل در لايه‌هاي سطحي كريستال، با اندركنش‌هاي داخل كريستال، نسبتاً متفاوت است بطوريكه طرح خطوط لغزش بدست آمده از اين آزمايشات، رفتار كلي فلز را نشان نمي‌دهد. در آلياژهاي رسوب سخت شده، نتايج حاصل از توزيع خطوط لغزش در سطح كريستال و داخل آن، كاملاً متفاوت می باشد.

 

 

 

[Peyman 16150]

5ـ4ـ توزيع نابجاييها

 

تصاویر حاصل از فلزات و آلياژهاي متعدد، توسط ميكروسكوپ الكتروني عبوري (TEM)، نشان مي‌دهد كه ساختارهاي موجود در برخي از آلياژهاي مس مشابه حالت آن در فلز خالص بوده و اين نتايج در آلياژ Cu-Al همانند محلول‌هاي جامد مي‌باشد. تصاویر حاصل از مس نشان مي‌دهد كه باندهاي دوقطبي لبه‌اي اوليه، در مرحله I تشكيل شده (شكل 5ـ5) و در شروع مرحله II اين دوقطبي‌ها با نابجايي هاي ثانويه، برخورد و بصورت پيوسته موانع نابجايي‌ها را تشكيل مي‌دهند (شكل 5ـ6).

 

 

 

 

ساختار مشخصه مرحله II، شامل فرشي (حصيري) از نابجايي‌های كم ‌و بيش موازی با صفحه لغزش اوليه (شكل 5ـ7) و ديوار كوتاهی از نابجايي‌هاي تقریبا عمود بر صفحات لغزش (شکل 5ـ8) می باشد. چگالي نابجايي‌هاي ثانويه در مرحله I، كم و قابل مقايسه با چگالي نابجايي‌هاي اوليه در مرحله II مي‌باشد بطوريكه اين دو چگالي تقريباً با هم برابر می باشند. ثانويه‌ها در نواحي كه دانسيته اوليه در آن زياد است، اتفاق مي‌افتد. فرش نابجايي‌ها، شامل هر دو نابجايي اوليه و ثانويه بوده و اندركنش بين آنها باعث توليد نابجايي‌هاي لومر ـ كاترل مي‌گردند. تباين نوري (contrast) سياه و سفيد موجود در فرش نابجايي‌ها، در اثر چرخش فرش‌هاي مجاور هم در خلاف جهت يكديگر حاصل مي‌شود بطوريكه اين تباين، ناشي از نابجايي‌هاي مختلف العلامه موجود در آنها مي‌باشد. اين فرش‌ها مشابه مرزدانه‌هاي با زاويه كم ناقص مي باشد. ساختارهاي مرحله I و II در نيوبيم نسبتاً مشابه هم مي‌باشند. ساختار فرشي نيوبيم، در شكل 5ـ9 نشان داده شده است.

 

 

 

 

 

......

 

 

 

[Peyman 16150]

در آلياژهاي Cu-Al، نابجايي‌ها در صفحات لغزش، قفل و محدود بوده و با افزايش مقدار Al، اين محدوديت نيز بيشتر مي‌گردد. در مرحله I، نابجايي‌هاي دوقطبي (Dislocation Multipoles) تشكيل مي‌گردند كه اين نابجايي‌ها، مختلف العلامه بوده و بر روي صفحات لغزشي موازي مجاور هم، با يكديگر جفت شده‌اند. در شكل 5ـ10 يك مثال از آن در آلياژ Al10%ـCu نشان داده شده است. در مرحله II، خطوط لغزش اوليه و ثانويه را مي‌توان به روشني توسط عكس‌هاي عبوري، متمايز و مشخص نمود (شكل 5ـ11). لغزش ثانويه در باندهايي اتفاق مي‌افتد كه در هر باند، لغزش روي يكي از صفحات ثانويه جزئي رخ مي دهد. محاسبه چگالي نابجايي‌ها نشان مي‌دهد كه در مرحله I، اكثر نابجايي‌ها از نوع اوليه بوده و در مرحله II چگالي نابجايي‌هاي ثانويه تقريباً 1/3 چگالي نابجايي‌هاي اوليه در آن می باشد.

 

 

 

 

در مرحله I از منحني كارسختي منيزيم (از نوع فلزات هگزاگونال)، نابجايي‌ها غالباً از نوع دوقطبي‌هاي لبه‌اي اوليه مي باشند. مشاهده بخش‌هاي مختلف كريستال‌هاي مس و منيزيم، نشان مي‌دهد كه نابجايي‌هاي پيچي با انجام لغزش متقاطع در داخل حجم كريستال از بين رفته‌اند. احتمالاً وقتي دو نابجايي پيچي مختلف العلامه روي صفحات لغزش نزدیک به هم، به يكديگر می رسند، اندركنش آنها مي‌تواند باعث لغزش متقاطع و از بين رفتن آنها گردد. به عبارت ديگر، در آلياژهاي Al10%ـCu، دوقطبي‌هاي پيچي نيز وجود دارند كه در صفحات لغزشی خود، قفل شده اند و علت آن نيز به کم بودن مقدار انرژي نقص در چيده شدن اين آلياژها مربوط مي‌شود كه به طبع باعث مشكل شدن لغزش متقاطع مي‌گردند و تاثير مشابه آن در محلول های جامد مشاهده می شود که اتم های محلول در آن باعث افزايش تنش اصطكاكي می گردد.

 

در مرحله I آلياژهاي رسوب سختي، ساختاري كاملاً متفاوت مشاهده شده است. تصوير TEM كريستال مس حاوي ذرات آلومينا كه در دماي 77 درجه كلوين و به مقدار 10 درصد تغيير شكل داده شده، در شكل 5ـ12 نشان داده شده است. حلقه‌هاي پريزماتيك ضعيفي (همراه با بردار برگرز اوليه) توسط لغزش متقاطع در رسوب‌ها، تشكيل و خارج شده‌اند كه در بخش 5ـ6 تشريح داده خواهد شد. اين حلقه‌ها، همانطور كه در شكل 5ـ12 نشان داده شده است، با قسمت پيچي نابجايي‌ها اندركنش داده و به صورت مارپيچ (helice) تبديل مي شوند.

 

 

 

 

[Peyman 16150]

در آلياژهاي رسوب سخت شده مانند Cu-Zn نيز حلقه‌هاي اوروان و پريزمانيك يافت شده است. حلقه‌هاي اوروان در آلياژ Cu-30%wt Zn همراه با رسوبات آلومينا كه در دماي 77 درجه كلوين و به مقدار 6 درصد، تغيير شكل داده شده، در شكل 5ـ13 نشان داده شده است. حلقه‌هاي اوروان و حلقه‌هاي ضعيف پريزماتيك در كرنش بيشتر (10درصد) و دماي 293 درجه كلوين، در شكل 5ـ14 نشان داده شده است كه با نابجايي‌هاي پيچي واكنش داده و به صورت مارپيچ، تبديل شده‌اند.

 

 

 

 

سيگر در سالهاي 1963و 1965 ميلادي، اين نقد را بر استفاده از ميكروسكوپ‌هاي الكتروني براي مطالعه آرايش نابجايي‌ها وارد كرد كه باز آرايش (آرايش مجدد) آنها در طول آماده‌سازي نمونه مي‌تواند رخ دهد كه بدون شك برخي از اين بازآرايش‌ها رخ مي‌دهد. اسمن (Essman) براي كاهش امكان بازآرايش، نمونه را بعد از تغيير شكل و قبل از اينكه آن را به صورت ورق تبديل كند، با ذرات نوترون، بمباران نمود. اين كار باعث شد تا تفاوت بارزي در چگونگي توزيع نابجايي‌ها در بين نمونه‌هاي بمباران شده و بمباران نشده، آشكار شود. بطوريكه نمونه‌هاي بمباران شده، حاوي نابجايي‌هاي آزاد بودند و نابجايي‌هاي طويل در اثر تنش اعمالي به ميزان نصف تنش تسليم، بصورت شعاعي خم شده بودند. همچنين در آلياژهاي رقيق Cu-Al نيز مقداري از نابجايي‌هاي خم شده يافت شده است كه در آنها، تنش اصطكاكي براي قفل كردن نابجايي‌ها به اندازه كافي وجود دارد.

 

نابجايي‌هاي آرايش يافته‌اي كه با اين روش مشاهده مي‌گردد، مربوط به حالت تخليه نشده (unloade) مي باشد. يانگ (Young) و شريل (Sherrill) در سال 1967 ميلادي، با استفاده از تكنيك بورمن (Borrmann) در عكسبرداري با X-Ray، نشان دادند كه در مس، چه در حالت تخليه شده و چه در حالت تخليه نشده، آرايش يافتن نابجايي‌ها، درست در زير تنش تسليم نسبتاً مشكل مي‌باشد. به خصوص كه با تنش اعمال شده، نابجايي‌ها پيچ مي‌خورند، در حالي كه در حالت تخليه نشده، مقدار پيچش بسيار اندك مي باشد. آزمايشات مشابهي توسط كرامپ (Crump) و يانگ (درسال 1968 ميلادي) انجام شد، ولي با استفاده از ميكروسكوپ‌هاي الكتروني نشان داده شد كه مقاديري از بازآرايش، هم در بعد از تسليم و هم در تنش‌هاي نسبتاً كم مرحله I نيز رخ داده است ولي در تنش‌هايي در حدود 0.5 کیلوگرم بر میلی متر مربع مقدار بازآرايش بسيار ناچيز بود. موغرابي (Mughrabi) در سال 1968 و 1971 ميلادي، آزمايشات مشابهي را بر روي مس كه در دماي 78 درجه كلوين و در مرحله I و II، تغيير شكل داده شده بود، انجام داده و مشاهده كرد كه نابجايي‌ها در مرحله I به سمت بيرون، خم و در مرحله II نيز مجتمع (pile up) شده بودند كه مقدار انحناء در آنها به مقدار تنش اعمالي بستگي داشت. وي مشخص كرد كه در مرحله II و در حالت تخليه نشده (unloaded)، مقدار قابل توجهي از نابجايي‌ها، آرايش مجدد يافته و همچنين در اثر تنش اعمالي، مقدار زيادي از آنها، مجتمع (pile up) شده بودند.

 

مطالعات حكاكي حفره اي در تك كريستال‌هاي مس و نقره، نشان می دهد که نابجايي‌ها در طول باندهاي لغزش اوليه، در مرحله I و آغاز مرحله II، بوجود آمده اند. امتداد برخي از نابجايي‌هاي اوليه، بخصوص در نزديكي باندهاي تغيير فرم، در جهت عمود بر صفحات لغزش اوليه (لغزش پلي گونيزاسيون، glide polygonisation) مي باشد. اين مشاهدات نشان مي دهد كه در مرحله I، چگالي نابجايي‌هاي اوليه نسبت به جنگل نابجايي‌ها بسيار بزرگتر است ولي با عبور از مرحله I حركت به سمت مرحله II، چگالي نابجايي‌هاي اوليه با چگالي نابجايي‌ها در مرحله II، قابل مقايسه است. تغييرات چگالي نابجايي‌هاي اوليه و ثانويه نسبت به كرنش، در شكل 5ـ15 نشان داده شده است.

 

 

 

 

 

 

 

[88561010 10]

ممنون اقا پيمان

آيا نرخ كارسختي همان Tangent Modulus است؟ و اينكه نحوه تغييرات Tangent Modulus فولاد ساختماني(A27) با دما را از كجا مي توان پيدا كرد

با تشكر

[Peyman 16150]

ممنون اقا پيمان

آيا نرخ كارسختي همان Tangent Modulus است؟ و اينكه نحوه تغييرات Tangent Modulus فولاد ساختماني(A27) با دما را از كجا مي توان پيدا كرد

با تشكر

 

ماژول مماسی یا تانژانتی عکس العمل افزایش جزیی تنش به مقدار معین است. مقدارش هم مماس بر منحنی تنش - کرنش در اون نقطه معین است.

 

مطالب بیشتر رو می توانید در ویکی پدیا و یا در لینک زیر پیدا کنید.

 

برای مشاهده این محتوا لطفاً ثبت نام کنید یا وارد شوید.

• ورود
• یا
• ثبت نام

برای مشاهده این محتوا لطفاً ثبت نام کنید یا وارد شوید.

• ورود
• یا
• ثبت نام

 

 

 

 

 

[ali2006metal 11]

سلام آقا پیمان خسته نباشی

من نمی تونم عکس هایی که می زاری رو ببننم واسه همین موضوع پیغام خصوصی هم گذاشتم اما صفحه هنوز هم مشکل داره

[just work 12354]

سلام

 

نرخ کارسختی چیه ؟

[Ehsan 112346]

آقا یک سئوال :

 

من میخوام منحنی تنش-کرنش استیل 304 رو به دست بیارم.

بعدش با تغییر نرخ بارگذاری، تنش نهایی خیلی فرق میکنه.

 

در دستگاه تست کشش :

 

مثلا با سرعت 1mm/min بارگذاری میکنم تنش نهایی میشه 615

با سرعت 5mm/min بارگذاری میکنم تنش نهایی میشه 700

 

علتش کار سختی هست؟

کدوم نرخ بارگذاری برای گزارش تنش نهایی معتبر هست؟

[سیندخت 18786]

آقا یک سئوال :

 

من میخوام منحنی تنش-کرنش استیل 304 رو به دست بیارم.

بعدش با تغییر نرخ بارگذاری، تنش نهایی خیلی فرق میکنه.

 

در دستگاه تست کشش :

 

مثلا با سرعت 1mm/min بارگذاری میکنم تنش نهایی میشه 615

با سرعت 5mm/min بارگذاری میکنم تنش نهایی میشه 700

 

علتش کار سختی هست؟

کدوم نرخ بارگذاری برای گزارش تنش نهایی معتبر هست؟

 

 

نمیشه گفت کدوم تنش نهایی معتبره. هر دوتاشون معتبره. هرکدوم برای نرخ کرنش خودشون معتبره.

اگر نرخ کرنش رو باز هم افزایش بدین باز هم تنش نهایی و همینطور تنش تسلیم افزایش پیدا میکنه.

علتش هم افزایش استحکام در اثر افزایش نرخ کرنش و رابطه مستقیمی هست که این دوتا با هم دارند.

در فرمول هم تنش با توانی از نرخ کرنش رابطه مستقیم دارند. علتش هم سخت حرکت کردن دیسلوکیشن ها و برخورد زیادشون به هم کند شدن حرکتشون هست 

[Ehsan 112346]

نمیشه گفت کدوم تنش نهایی معتبره. هر دوتاشون معتبره. هرکدوم برای نرخ کرنش خودشون معتبره.

اگر نرخ کرنش رو باز هم افزایش بدین باز هم تنش نهایی و همینطور تنش تسلیم افزایش پیدا میکنه.

علتش هم افزایش استحکام در اثر افزایش نرخ کرنش و رابطه مستقیمی هست که این دوتا با هم دارند.

در فرمول هم تنش با توانی از نرخ کرنش رابطه مستقیم دارند. علتش هم سخت حرکت کردن دیسلوکیشن ها و برخورد زیادشون به هم کند شدن حرکتشون هست

 

نمیدونم استانداردهای ASME , ASTM , .... رو نگاه انداختین یا نه.

ولی توی جداولی که برای مواد مختلف اومدن تنش نهایی و تنش تسلیم رو ارائه دادن، صحبت خاصی از نرخ کرنش نکردن.

 

یعنی یه جورایی گویی همه بر اساس یک استاندارد خاص رفتن جلو و تو اکثر طراحی ها هم همون معیاره.

 

در حالیکه من با مسائلی روبرو هستم که نرخ بارگذاری برام اهمیت داره ولی تو استانداردها فقط یک تنش نهایی رو گزارش کردن.

[سیندخت 18786]

فکر میکنم اعدادی که در استانداردهای ای اس تی ام یا سایر استانداردها گزارش شدن مربوط به تنشهای تسلیم و نهایی استاتیک باشه. یعنی حالتی که نرخ کرنش خیلی خیلی کم بوده و غیر مرتبط به تنش نهایی هست. شبیه نیروهای وارد شده به ساختمان

اما در مورد آزمایش شما تنش نهایی و تسلیم دینامیک داره محاسبه میشه. نرخ کرنش زیادی دارید که به تنش های به دست آمده نهایی و تسلیم مرتبط هست.

 

و در حالت کلی تنش نهایی هم به نرخ کرنش و هم به دما وابسته هست

[reza9298 10]

سلام وخسته نباشید.متاسفانه تصاویر نمایش داده نمیشه.....

[davood asadi1 10]

سلام ممنون میشم اگر به من بگید علت سه مرحله ای شدن تنش وکرنش در پلیمرها چیست؟