【摘要】：在很多應(yīng)用場(chǎng)合,靜態(tài)力學(xué)性能已經(jīng)不能滿足沖擊載荷作用下的鎂合金零件設(shè)計(jì)需要。因此,研究鎂合金在動(dòng)態(tài)載荷下的力學(xué)行為具有非常重要的意義。為了揭示幾種鎂合金在高應(yīng)變率下的動(dòng)態(tài)力學(xué)性能、變形機(jī)制和失效行為,本文采用分離式霍普金森壓桿裝置(SHPB)對(duì)軋制態(tài)AZ31B鎂合金板材,應(yīng)變率在700s-1-3000s-1之間,對(duì)擠壓態(tài)AM30鎂合金型材,應(yīng)變率在1000s-1-3000s-1之間,以及對(duì)傳統(tǒng)壓鑄和真空壓鑄(-75kPa、-94kPa)的AT72鎂合金,應(yīng)變率在3000s-1-7000s-1之間的力學(xué)行為進(jìn)行了動(dòng)態(tài)壓縮實(shí)驗(yàn)。本文還采用直接式霍普金森拉桿裝置(SHTB)對(duì)普通壓鑄和真空壓鑄(-75kPa、-94kPa)AT72鎂合金,應(yīng)變率在400s-1-800s-1之間的變形與開(kāi)裂機(jī)制進(jìn)行了動(dòng)態(tài)拉伸實(shí)驗(yàn)。此外,還采用承壓環(huán)限制應(yīng)變的方法對(duì)擠壓態(tài)AM30鎂合金,在高應(yīng)變率下進(jìn)行限制應(yīng)變的動(dòng)態(tài)壓縮實(shí)驗(yàn),應(yīng)變大約控制在2%-18%之間。本文對(duì)經(jīng)動(dòng)態(tài)壓縮實(shí)驗(yàn)或動(dòng)態(tài)拉伸的鑄態(tài)(傳統(tǒng)壓鑄及真空壓鑄)及變形態(tài)(沿RD方向、TD方向和ND方向)鎂合金的組織和力學(xué)性能變化規(guī)律進(jìn)行了系統(tǒng)分析,分別采用光學(xué)顯微鏡進(jìn)行了組織觀察;采用掃描電子顯微鏡進(jìn)行了斷口形貌觀察;采用透射電子顯微鏡對(duì)精細(xì)顯微組織進(jìn)行辨識(shí),基于動(dòng)態(tài)變形組織演變規(guī)律探討了鎂合金動(dòng)態(tài)變形的失穩(wěn)機(jī)制。結(jié)果發(fā)現(xiàn):軋制態(tài)AZ31B板材在軋制的過(guò)程中形成的基面織構(gòu),使之在動(dòng)態(tài)力學(xué)性能測(cè)試中表現(xiàn)為各向異性。沿RD與TD方向加載時(shí),啟動(dòng){2101}拉伸孿晶,表現(xiàn)出屈服現(xiàn)象。隨應(yīng)變率增加曲線上移,表現(xiàn)出應(yīng)變率強(qiáng)化效應(yīng);沿ND方向加載時(shí),{1101}壓縮孿晶很難啟動(dòng),表現(xiàn)為連續(xù)屈服。沿RD、TD和ND方向的動(dòng)態(tài)斷裂強(qiáng)度分別為364MPa、365MPa和308MPa。RD和ND方向試樣斷口形貌顯示出舌狀花樣,TD方向顯示出解理臺(tái)階,動(dòng)態(tài)壓縮的斷裂模式為解理斷裂。動(dòng)態(tài)壓縮變形時(shí),變形局域化造成局部高溫,發(fā)生局部的熔化和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶,裂紋沿著熔化區(qū)域、動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶界和孿晶界擴(kuò)展。與軋制態(tài)AZ31B相比,擠壓態(tài)AM30型材在動(dòng)態(tài)壓縮過(guò)程中,沿ED和TD兩方向動(dòng)態(tài)壓縮斷裂強(qiáng)度分別為390MPa和345MPa,即ED和TD兩個(gè)方向的動(dòng)態(tài)力學(xué)性能相差不大,各向異性相對(duì)較小。在較低應(yīng)變率下,兩個(gè)方向的試樣中都發(fā)現(xiàn)孿晶,但ED方向較多,TD方向較少且孿晶內(nèi)顏色較深。對(duì)擠壓態(tài)AM30型材采用承壓環(huán)應(yīng)變限制高速動(dòng)態(tài)壓縮實(shí)驗(yàn),揭示了其動(dòng)態(tài)變形過(guò)程中的組織演變過(guò)程:(1)在塑性變形階段,c軸垂直于加載方向的晶粒發(fā)生{2101}拉伸孿生,其中ED方向較多,TD方向較少,此時(shí)試樣金相組織在兩個(gè)方向存在差異;(2)通過(guò)亞晶轉(zhuǎn)動(dòng)原始晶格取向的孿晶中再發(fā)生一次{2101}拉伸孿生,亞晶轉(zhuǎn)動(dòng)的不同時(shí)性使孿晶中形成細(xì)小的等軸晶;(3)等軸晶轉(zhuǎn)動(dòng)到同一方向(即c軸平行于加載方向),發(fā)生退孿生現(xiàn)象;(4)在變形過(guò)程中的變形局域化,形成局部絕熱升溫,局部高溫處啟動(dòng)新的滑移系,滑移得以開(kāi)動(dòng);(5)滑移產(chǎn)生位錯(cuò),受位錯(cuò)纏結(jié)阻礙,變形應(yīng)力繼續(xù)上升,達(dá)到{1101}壓縮孿生啟動(dòng)的臨界分切應(yīng)力,產(chǎn)生壓縮孿晶。(6)孿生改變了晶格取向,啟動(dòng)新的滑移,滑移孿生交替進(jìn)行。孿生機(jī)制為晶格轉(zhuǎn)動(dòng),過(guò)程中會(huì)生成細(xì)小的亞晶,滑移將它們分離形成細(xì)小的等軸晶,在應(yīng)力集中帶形成由細(xì)小等軸晶組成的變形帶;(7)當(dāng)滑移和少量的壓縮孿生無(wú)法繼續(xù)提供變形量時(shí),裂紋開(kāi)始形成,在裂紋細(xì)小尖端的高應(yīng)力集中區(qū)形成大量的壓縮孿晶。(8)當(dāng)滑移受阻和壓縮孿生無(wú)法持續(xù)進(jìn)行時(shí),將導(dǎo)致材料失穩(wěn)斷裂,裂紋沿著脆化的和無(wú)法提供變形量的細(xì)小晶粒變形帶延伸和擴(kuò)展,最終發(fā)生斷裂。與變形鎂合金相比,壓鑄成形鎂合金不會(huì)形成織構(gòu),但鑄造缺陷使材料的動(dòng)態(tài)力學(xué)性能降低,氣孔的長(zhǎng)大和貫穿是壓鑄AT72鎂合金斷裂的主要因素,其閾值成為材料斷裂的閾值。普通壓鑄和真空壓鑄AT72鎂合金(真空度:-75MPa、-94MPa),500s-1時(shí)的三種試樣動(dòng)態(tài)拉伸斷裂強(qiáng)度分別為:76MPa、69MPa和70MPa;700s-1時(shí),分別為:88 MPa、84 MPa和85 MPa。動(dòng)態(tài)拉伸的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線隨應(yīng)變率上升均略有上移,呈現(xiàn)出輕微的應(yīng)變率強(qiáng)化效應(yīng)。動(dòng)態(tài)拉伸的斷裂模式為晶間斷裂,動(dòng)態(tài)壓縮斷裂應(yīng)變率約為4300s-1,三種試樣的斷裂強(qiáng)度分別為:107MPa、107MPa和113MPa,動(dòng)態(tài)壓縮的斷裂模式為準(zhǔn)解理斷裂�？梢�(jiàn),在高應(yīng)變率下,鑄造缺陷的多少不是影響壓鑄AT72鎂合金動(dòng)態(tài)力學(xué)性能的主要因素,缺陷的有無(wú)是關(guān)鍵因素。鎂合金的不同動(dòng)態(tài)力學(xué)性能是由于微觀上不同的變形機(jī)制造成的。沿軋制板材RD、TD方向和沿?cái)D壓型材ED方向壓縮時(shí)變形機(jī)制為拉伸孿生,當(dāng)孿生消耗殆盡完成退孿生后,變形機(jī)制改變?yōu)榛?沿軋制板材ND方向壓縮時(shí),變形機(jī)制主要為滑移;沿變形鎂合金擠壓型材的TD方向,以及壓鑄鎂合金任一方向動(dòng)態(tài)變形時(shí),各個(gè)變形機(jī)制協(xié)同作用;不過(guò),對(duì)于壓鑄鎂合金而言,鑄態(tài)缺陷對(duì)動(dòng)態(tài)力學(xué)性能的影響很大。
【圖文】：

鎂合金板材軋制工藝流程

圖 1.4 金屬鎂的晶體結(jié)構(gòu)[25]Fig. 1.4 The crystal structure of magnesium[25]在鎂的晶格中，( )0001 面是最密排面， 1 1 20 方向是最密排方向。 1 1 20 方向除了可以作為( )0001 面，，同樣也可以作為{ }10 10柱面和{ }10 11錐面的優(yōu)先滑移方向。另外，
【學(xué)位授予單位】：沈陽(yáng)工業(yè)大學(xué)
【學(xué)位級(jí)別】：博士
【學(xué)位授予年份】：2015
【分類號(hào)】：TG146.22

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本文編號(hào)：2537431