work hardening

zahra mohammadi

عضو جدید
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.


5ـ2ـ طبيعت منحني تنش‌ـ كرنش

منحني تنش‌ـ كرنش در فلزات مكعبي با وجوه پر (fcc) و آلياژهاي آن، غالبا شامل سه مرحله مي‌باشد . 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.




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. 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. همچنين در كريستال‌هاي حاوي ذرات نفوذپذيز (Penetrable Particles)، منحني تنش‌ـ كرنش نسبتاً مشابه با محلول‌هاي جامد خواهد بود.


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.
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 كاهش مي‌يابد.

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.

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.

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 و در شروع مرحله II اين دوقطبي‌ها با نابجايي هاي ثانويه، برخورد و بصورت پيوسته موانع نابجايي‌ها را تشكيل مي‌دهند.

ساختار مشخصه مرحله II، شامل فرشي (حصيري) از نابجايي‌های كم ‌و بيش موازی با صفحه لغزش اوليه و ديوار كوتاهی از نابجايي‌هاي تقریبا عمود بر صفحات لغزش 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.



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 مرحله II، خطوط لغزش اوليه و ثانويه را مي‌توان به روشني توسط عكس‌هاي عبوري، متمايز و مشخص نمود. 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. حلقه‌هاي پريزماتيك ضعيفي (همراه با بردار برگرز اوليه) توسط لغزش متقاطع در رسوب‌ها، تشكيل و خارج شده‌اند. اين حلقه‌ها با قسمت پيچي نابجايي‌ها اندركنش داده و به صورت مارپيچ (helice) تبديل مي شوند.



در آلياژهاي رسوب سخت شده مانند Cu-Zn نيز حلقه‌هاي اوروان و پريزمانيك يافت شده است. حلقه‌هاي اوروان و حلقه‌هاي ضعيف پريزماتيك در كرنش بيشتر (10درصد) و دماي 293 درجه كلوين، 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.
 
بالا