دانلود رایگان ترجمه مقاله پیش بینی رشد شکاف خستگی ناپیوسته در پلی اتیلن بر اساس نظریه لایه کرک – الزویر 2016

مقالات انگلیسی و ترجمه های فارسی رایگان با فرمت PDF آماده دانلود رایگان میباشند

همچنین ترجمه مقاله با فرمت ورد نیز قابل خریداری و دانلود میباشد

مقاله انگلیسی رایگان (PDF)

ترجمه فارسی رایگان (PDF)

خرید ترجمه با فرمت ورد

فهرست مقاله:

چکیده

1.مقدمه

2. پیش زمینه ی تئوریک و شبیه سازی ها

1.2. استفاده از تئوری لایه ترک برای HDPE

3. ننایج و بحث

1.3. مقایسه شبیه سازی و نتایج آزمایش

2.3. تغییر پارامتر ها در شرایط بارگذاری خستگی

4. نتیجه گیری

بخشی از ترجمه فارسی مقاله:

مقدمه
اخیرا پلی اتیلن با تراکم بالا (HDPE) به طور گسترده در لوله های توزیع آب و گاز مورد استفاده قرار گرفته اسن. طول مدت ماندگاری مورد انتظار برای لوله های HDPE در شرایط میدانی چندین دهه است (1). به دلیل فرآیند شکست طولانی مدت عناصر ساختاری ترموپلاستیک، آزمایشات تسریع شده در مجموعه های آزمایشگاهی به طور گسترده مورد استفاده قرار گرفته است (2، 3). در اینجا، شرایط محیطی و بارگذاری ممکن است دستکاری شود تا تست های کوتاه مدت از طریق افزایش دما و بار فراتر از مقدار نرمال آنها اجرا شود (4 -7). به طور خاص، بارگذاری دوره ای برای تست سریع خزش مورد استفاده قرار گرفته است (8) . در این آزمایشات بسیار حیاتی است که رابطه ی بین آزمایشات کوتاه مدت و فرآیند های شکست طولانی مدت از قبیل ارتباط بین خستگی و گسیختگی ناشی از تنش شناسایی شدود. بدین منظور درکی جامع از مکانیسم گسیختگی تحت شرایط بار گذاری مختلف ضروری است. مکانیزم گسیختگی ترموپلاستیک های تحت خستگی از قبیل HDPE (1،9) به صورت تابعی از تنش استفاده شده ، نسبت تنش و فرکانس و نیز دما و محیط تغییر می کند. در شرایط بارگذاری نسبتا بالا که به عنوان شکست انعطاف پذیر شناخته می شو، زنجیره و ساختار ملکلولی HDPE دستخوش شکستگی ها و تبلور مجدد می شود. با این حال تحت شرایطط بار کمتر ، شکست نهایی می تواند به صورت شکست تردی بدون دفورمه شدن پلاستیک زیاد که اغلب در شکست لوله های HDPE در محل کار دیده می شود، رخ دهد. برای بدست آوردن نتایج ارزشمند، تغییر شرایط بارگذاری تست های تسریع شده باید مکانیزم های شکست مشابه با شکست های واقعی در عرصه را به همراه داشته باشد.
شکست تردی لوله های HDPE را می توان به طور رایج به سه مرحله در شرایط بارگذاری خستگی و خزش تقسیم کرد. در اولین مرجله، شکاف های ریز در نزدیکی شکاف هایی که از قبل وجود داشته رخ می دهد. زمانی که تخریب از یک سطح بحرانی خاص بالاتر رفت، یک ترک بزرگ شروع به ایجاد و پیشرفت می کند. در مرحله ی دوم، ترک به صورت شکننده از طریق یک فرآیند رشد ترک شبیه ایستا که تحت عنوان رشد آهسته شکاف (SCG) نیز شناخته می شود، به آهستگی پیشرفت می کند. در نهایت، در مرحله سوم، ناپایداری کلی منجر به شکست عظیم همراه با انتشار سریع ترک (rcp) می شود (10). در بسیاری از موارد سکشت در عرصه میدانی، زمان SCG به عنوان بخش اصلی مدت ماندگاری SCG در نظر گرفته می شود. بنابراین، کدلسازی دقیق فرآیند SCG برای پیش بینی مدت ماندگاری HDPE بسیار حیاتی است. از این رو ، بساری از مطالعات برای ارزیابی فرآِند SCG مواد HDPE صورت گرفت است (2،3، 10 -13). ظاهرا، SCG مواد HDPE به صورت پیوسته و ناپیوسته بسته به بار استفاده شده، دما و اندازه ترک ، اجرا شده است. تفاوت در الگو های SCG از طریق تفاوت معنی دار در کینتیک SCG حاصل می شود. نقطه ای که در آن مکانیزم و کینتیک SCG تغییر می کند به عنوان تبدیل نوع دوم شکننده- تردی (DBT2) شناخته میدشود زیرا به تبدیل شکست شکننده (خزش ) به تردی میکروفیبر ها در زون فرآیند (PZ) مربوط می شود (2، 9، 12، 14 ، 15 ).
مدل های تجربی زیادی برای نرخ SCG وجود دارد که مبتنی بر قانون پاریس هستند (16 ، 18). با این حال، این مدل های اصلاح شده هنوز نمی تواند به طور کامل حالت ناپیوسته SCG مواد HDPE را در نظر بگیرد. این موضوع را می توان از این امر مشاهده کرد که مدل های تجربی انحصارا نیروی محرک ترک یعنی عامل شدت تنش را استفاده کرده اند و ارتباط متقابل بین ترک و PZ را در نظر تنگرفته اند (10). مطالعات مورفولوژیکی و میکروساختاری بر روی ترک ها و PZ در جلوی صفحه ی ترک برای جبران کردن این کمبود ها مورد نیاز است. تئوری لایه ترک (CL) اولین مدلی است که امکان استنتاج PZ به طور مستقل از ترک را فراهم می کند و به طور دقیق رابطه ی متقابل بین ترک اصلی و PZ (یعنی، تخریب در جلوی راس ترک ) را مد نظر قرار میدهد. سیستم شامل ترک اصلی و PZ که راس ترک را در بر میگیرد ، Cl را به همراه دارد (19). در مورد مواد ترموپلاستیک مهندسی، نواحی کرنش محلی (تخریب) در اطراف راس ترک اصلی ممکن است علاوه بر حالت تنش، بسته به معماری ملکولی و مورفولوژی پلیمر نیز تغییر کند (20). پلی اتیلن (PE)، به طور خاص HDPE، نمایان گر نوع ساده ای از PZ گوه ای شکل است ، که از فیبر های کشش سرد و غشا ها تشکیل شده و در آن مرزی نسبتا مشخص بین PZ و مواد اصلی اطراف وجود دارد. بنابراین، در این مورد، یک روش انطباق کاربردی است. این روش ساده سازی پارامتر های CL را ممکن می سازد (13، 21، 22). ویژگی های مورفولوژیک PZ و ترک را می توان برای ایجاد تئوری CL در جهت شبیه سازی رفتار SCG ترموپلاستیک های مختلف از قبیل HDPE به کار برد.
در حین شبیه سازی CL، پارامتر های مختلف منعکس کننده ویژگی های مواد، میکروساختار و شرایط تست استفاده شد از قبیل تنش نهایی عمل کننده بر روی مرزPZ، انرژی اولیه شکست سطح، انتقال انتالپی برای تبدیل مواد و نسبت کشش طبیعی. اگرچه هر کدام از پارامتر های CL یک مفهوم فیزیکی شفاف دارد، ارزیابی آزمایشگاهی هر کدام از پارامتر ها مورد نیاز است. بنابراین استفاده از تئوری CL برای پیش بینی طول مدت مواد ترموپلاستیک در شکست تردی تا حدودی با محدودیت روبرو است. یک راه موثر برای ارتقای کاربرد تئوری CL استفاده از یک آنالیز سیستماتیک از روابط بین رفتار SCG و پارامتر های مختلف CL است. ارزیابی اثر دما که یکی از عوامل تسریع کننده است بر روی انتالپی کشش سرد ، یعنی تبدیل مواد از حالت ایزوتروپی اولیه به یک حالت با کشش دارای جهت گیری بالا ، انجام شد (9). با این حال، مطالعه بر روی پارامتر های CL نیز مورد نیاز است.
در این مطالعه، آنالیز پارامتری برای تخمین طول مدت دوام و حالت SCG شرایط میدانی از طریق ترکیب ترکیب تست های کوتاه مدت و شبیه سازی های عددی SCG و مدت دوام PE انجام شد. رفتار SCG مواد HDPE تحت شرایط بارگذاری خستگی به صورت عددی با استفاده از تئئوری CL شبیه سازی شد. پارامتر های ورودی CL متغیر برای آنالیز پارامتری مد نظر قرار گرفت. نتایج ازمایشگاهی گزارش شده توسط پارسونز و همکاران (2، 12) با نتایج شبیه سازی ما مقایسه شد و وابستگی پارامتر CL به شرایط بارگذاری خستگی از قبیل سطح حداکثر بار، نسبت R، و فرکانس بارگذاری بررسی شد. به این دلیل که تئوری Cl یک سیستم از دو معادله دیفرانسیلی جفت شده که تشریح کننده تغییر ترک و PZ است استفاده می کند، مشاهدات پدیدار شناسی استفاده شده در مطالعه حاضر را می توان به دیگر شرایط که مکانیزم برهمکنش بین ترک و PZ مشابه باشد، تعمیم داد. بنابراین، می توان به طور دقیق رفتار SCG و مدت دوام HDPE را در شرایط خستگی و بار گذاری خزش از طریق استفاده از الگوریتم CL ارائه شده در این مطالعه تخمین زد.

بخشی از مقاله انگلیسی:

1. Introduction

Recently, high density polyethylene (HDPE) is widely used in water and natural gas distribution pipes. The expected lifespan of HDPE pipes is several decades in field conditions [1]. Owing to the long-term failure process of thermoplastic structural elements, accelerated experiments have been widely used in the laboratory setting [2,3]. Here, environmental and loading conditions may be manipulated to execute short-term testing through increasing temperature and load beyond their normally encountered values [4–7]. Specifically, cyclic loading is widely employed for accelerated testing of creep [8]. In these experiments, it is critical to identify the relationship between short-term experiments and long-term field failure processes, such as the connection between fatigue and creep failure. For this purpose, a comprehensive understanding of fracture mechanisms under various loading conditions is essential. The fracture mechanism of thermoplastics under fatigue including HDPE [1,9] varies as a function of applied stress, stress ratio, and frequency, as well as temperature and environment. The chain and molecular structures of HDPE undergo substantial breakage and recrystallization in the case of relatively high load conditions, which is known as ductile failure. Under lower load conditions, however, final failure may occur in the form of brittle fracture without large amounts of plastic deformation, which is often observed in field failures of HDPE pipes. To obtain meaningful results, the variation in loading conditions of the accelerated testing must reflect the same fracture mechanisms of actual field failures. Brittle fracture of HDPE can be conventionally divided into three stages during creep and fatigue loading conditions. In the first stage, micro-crazes accumulate in the vicinity of pre-existing defects. When the accumulated damage exceeds a specified critical level, a macroscopic crack starts to grow. In the second stage, the crack grows slowly in a brittle manner through a quasi-static crack growth process, also known as slow crack growth (SCG). Finally, in the third stage, global instability leads to catastrophic failure with rapid crack propagation (RCP) [10]. In many filed failure cases, the time for SCG is considered the major contribution of the lifespan of HDPE. Therefore, accurate modeling of the SCG process is critical to predicting the lifespan of HDPE. Hence, many studies have been conducted to investigate the SCG process of HDPE [2,3,10–13]. Evidently, SCG of HDPE proceeds in a continuous or discontinuous manner depending on the applied load, temperature, and crack size. Differences in SCG patterns are accompanied by significantly different SCG kinetics. The point at which the mechanism and kinetics of the SCG distinctly change is referred to as the ductilebrittle transition of the second kind (DBT2), since it corresponds to the transition from ductile (creep) to brittle fracture of the microfibers within the process zone (PZ) [2,9,12,14,15]. There are several empirical models of SCG rate based on the conventional Paris law [16–18]. However, these modified models still do not competently capture the discontinuous SCG mode of HDPE. This can be plainly seen from the fact that the empirical models use the crack driving force exclusively, i.e., the stress intensity factor, without consideration for the interaction between the crack and PZ [10]. Morphological and microstructural studies on the crack as well as the PZ in front of the crack tip are necessary to address these shortcomings. The crack layer (CL) theory is the first model that allows the PZ to evolve independently of the crack and explicitly considers the interaction between the main crack and PZ (namely, damages ahead of crack tip). The system including the main crack and PZ, which surrounds the crack tip, comprises the CL [19]. In the case of engineering thermoplastics, localized strain areas (damage) surrounding the main crack tip may vary, depending on the molecular architecture and morphology of the polymer in addition to the stress state [20]. Polyethylene (PE), especially HDPE, displays a simple wedge shape PZ, consisting of cold drawn fibers and membranes, with a relatively sharp boundary between the PZ and the surrounding original material. Therefore, in this case a superposition method is applicable. It enables simplification of the CL parameters [13,21,22]. That is, the morphological characteristics of the PZ and crack can be utilized to construct CL theory for simulating SCG behavior of various thermoplastics, including HDPE. During the CL simulation, several parameters reflecting the material properties, microstructure, and test conditions were employed, e.g., the closing stress acting on PZ boundary, the initial surface fracture energy, the enthalpy transition for material transformation, and the natural drawing ratio, amongst others. Although each CL parameter has a clear physical meaning, the experimental evaluation of such parameters are commonly required. So, the application of CL theory for prediction of thermoplastic lifespan in brittle fracture is somewhat limited. One effective way of improving the applicability of CL theory is to conduct a systematic analysis of the correlations between SCG behavior and various CL parameters. An investigation on the effect of temperature, which is one of the accelerating factors, on the enthalpy of cold drawing, i.e. material transformation from its original isotropic state to a highly oriented drawn status, was performed [9]. However, studies on the other CL parameters are also necessary. In this study, a parametric analysis was performed to estimate the lifespan and SCG mode of field conditions through a combination of short-term tests and numerical simulations of SCG and PE lifespan. SCG behavior of HDPE under fatigue loading conditions was numerically simulated by applying CL theory. A variation of CL input parameters was considered for the parametric analysis. The experimental results reported by Parsons et al. [2,12] were compared with our simulation results, and the CL parameter dependency on fatigue loading conditions, such as maximum load level, R-ratio, and loading frequency, were constructed. Since that the CL theory suggests a system of two coupled differential equations describing the crack and PZ evolution, the phenomenological observations used in the present study can be extended to other conditions, as long as the crack-PZ interaction mechanism is the same. Therefore, one can accurately estimate the SCG behavior and the lifespan of HDPE at fatigue and creep loading conditions through application of the CL algorithm presented in this study.