畢業(yè)設計-文獻翻譯

在高壓力下的壓鑄鋁合金的斷裂DirkMohra,*,RolandTreitlerba美國麻州麻省理工學院機械工程學系一個影響和耐撞性實驗室b德國慕尼黑寶馬公司有關研究性雜志獲得于2005年1月10日，2006年9月12日通過修正2007年1月23日被接受，2007年2月25日可網絡在線得到。摘要本文依據已經得到的圖像，論述怎樣預測工業(yè)壓鑄合金Al–10Si–Mg–Mn在壓力下的裂紋萌生。將全新設計的扁平試樣裝在一個定制的兩向測試裝置上，該試樣加載各種剪切應力和正應力的組合，根據組合實驗中接近的數值，可研究應變從約0.0至0.6的裂紋萌生。在一個已經校準圖像斷裂判據基礎上預測開始發(fā)生斷裂時的三向軸向應變及最大主應變。金相分析結果表明，導致硅顆粒斷裂三向軸向應變在0.25以上，而隨著鋁基中不穩(wěn)定粒子使其矩陣分層，開始形成宏觀裂紋，裂紋周圍的三向軸向應力為0左右。關鍵詞：鋁合金；高壓壓鑄；斷裂判據；三向軸向應力；失效機理1.前言在過去十年期間壓鑄合金和加工工藝的取得實質性的發(fā)展（如[15,21]）。高壓壓鑄鋁或鎂合金制成的組件在各種汽車應用中有著很多優(yōu)勢。特別是，在鑄造過程中的成本和復雜的幾何形狀的薄壁部件的可能導致現代輕型車中應用這類材料。例子包括碰撞有關汽車車身的部件,如碰撞仿真或壓力鑄造儀表板、可以體現得出其很高的功能。在整個虛擬汽車開發(fā)過程中，它最重要的意義是使用可靠的模型來預測個別材料的機械力學性能。在壓力鑄造的情況下，這涉及到模型的彈塑性的反應以及裂紋的預測。后者的特別吸引人的地方是誤用在碰撞仿真中失效的獨立部件，可能會改變車輛整體性能。在鋁或鋼制成的機構中，經常是根據當前的材料縮孔率來預測斷裂。這種方法需要初始孔洞體積分數、空洞形核（例如，[13]）以及作為金屬孔洞長大是受不可逆的變形模型知識（如[18,23,8,24]）。此外，為了預測斷裂發(fā)生，必須確定臨界孔洞體積分數，可以從直接測量或從校準模型參數（如[12,16,22]）。D.Mohr,R.Treitler/工程力學例75(2008)97–116作為對多孔可塑性的替代是根據裂縫預測，斷裂機理圖像經常被用來預測金屬斷裂的發(fā)生（如[6,4,9]）。這些準則預測裂紋的萌生基于宏觀應力-應變場的基礎。由于靜水壓力強烈影響大多數韌性金屬的孔洞長大和形核率，圖像斷裂準則預測把三向應力作為有效的塑性應變狀態(tài)應力。這項工作用來處理斷裂的壓力壓鑄件Al–10Si–Mg–Mn合金。鑒于在汽車工程中的大規(guī)模計算，我們把我們的注意力限制一個圖像的斷裂準則的發(fā)展上，可配合使用的計算效率J2的塑性算法。其出發(fā)點是一系列兩向軸向應力的實驗。一個專門定制的測試設備來研究新開發(fā)的扁平試樣在三向軸向應變從0.0到0.6的裂紋萌生。隨后，進行數值模擬，以確定在一個相對的最高主應力-應變平面限制形式的圖像斷裂準則。此外，進行金相分析，以深入的了解在低和高三向軸向應力下的一些裂紋的萌生機制。2．材料我們分析一個凝固的高壓壓鑄鋁（Al）、硅（Si）、鎂（Mg）、錳（Mn）組成的合金。它的化學成分精確重量的百分比由表1給出。作者把Al–10Si–Mg–Mn的化學成分準確的重量百分比列于表1。這種合金的薄壁組成部分已經應用真空輔助壓力鑄造工藝制造出來。所有鑄件都經過T7熱處理，提高了對Al–10Si–Mg–Mn合金的塑韌性。用于機械強度測試的試樣已經從2.8至3.0毫米厚的壓鑄部件中被提?。總€鑄造件有兩個標本）。此外，樣本提取的位置已被選定在靠近澆口系統(tǒng)。因此，試樣內的孔洞率是相當低的。利用電腦斷層掃描（lCT40），我們可以確定初始的孔洞率平均在0.25%左右。2.1微觀結構熱處理的Al-10Si-Mg-Mn合金微觀結構是由樹突狀鋁和圍繞其周圍的共晶硅顆粒組成。在圖中光明與黑暗的地區(qū)。圖1a的分別對應鋁基體和硅顆粒。幾個顯微組織利用數字圖像進行了分析。該硅粒子形狀長寬比范圍從0.5到0.8。樹突狀晶粒和共晶微粒的平均直徑大約分別為10微米和2微米。此外，在顯微鏡定量分析中顯示，硅粒子面積密度約10%。D.Mohr,R.Treitler/工程力學例75(2008)97–116表1化學成分為Al-10Si-Mg-Mn高壓壓鑄鋁合金圖1(a)高壓壓鑄Al-10Si-Mg-Mn鋁合金熱處理樹突組織。硅球形共晶(暗灰色)嵌入在鋁基(淺灰色)；平均粒子:直徑1～3微米；顆粒形狀的長寬比:0.5～0.8。(b)氧化皮(圖片左部的一部分)在粗糙的斷口(右側)。由于他們的特征的形狀,他們很可能會充當微裂紋。D.Mohr,R.Treitler/工程力學例75(2008)97–1162.2單向軸向應力-應變曲線由法向和切向組合的單向拉伸測試已經確定Al–10Si–Mg–Mn合金單向軸向應力-應變的曲線。為此,平的2毫米厚狗骨形試樣已經使用；試樣截面是8毫米寬,長57毫米(按照DIN50125)。真正的應力-應變從六個向拉伸試驗得到的曲線圖在圖2所示。圖2曲線僅適用于高達11％的應變繪制為縮頸，禁止超過這個點的應變試驗測定。為了校準列維-密塞斯塑性大變形計算模型，我們利用Ludewik的函數來推斷相應的真實應力-應變曲線。（1）真實應變圖2Al-10Si-Mg-Mn的合金經過T7熱處理后的真正的應力-應變曲線。頸縮發(fā)生在工程應變的13%處左右。最小二乘擬合后的實驗數據，我們發(fā)現=33.4MPa時，K=2.566，和N=0.16（圖2）D.Mohr,R.Treitler/工程力學例75(2008)97–1163.實驗過程大量調查得出結論，三向軸向應力強烈影響金屬材料中裂紋聚集。因此，由于新定制設計的扁平狀試樣和檢測設備組合，采用二向測試技術可以測試Al-10Si-Mg-Mn合金在大范圍的三項軸向應力。3.1試樣圖3a和b顯示了試樣的前面和側面。根據一項關于對Al–7Si–Mg壓鑄合金斷裂表現的早期研究試樣的幾何形狀和試樣已被選中[20]。這個試樣有1毫米厚的薄片截面和2.5毫米厚的肩（圖3b）。內部邊界是由試樣在厚肩和薄片之間變化形成的凹形狀，而自由邊界的薄片截面是凸的形狀。圖3(a)試樣的正面視圖;(b)試樣的側面視圖,(c)試樣的中心應力狀態(tài)試樣較大的部件使用數控加工已經得到。熱處理的發(fā)展，經過可以達到全程控制加工，以防止合金的微觀結構熱激活轉變。在測試過程中,需要一個均衡的位移場應用于試樣頂部肩處(圖3a),而試樣底部的肩處的是在空間中被固定的。二向加載角度描述在頂部邊界均勻位移加載的定位。我們用（2）和分別表示沿著切向和法向的位移?？偽灰疲篋.Mohr,R.Treitler/工程力學例75(2008)97–116（3）如圖3c所示,試樣中心應力狀態(tài)可由正應力和切應力組成。根據二向軸向應力加載角度和方向(壓縮/緊張),可以在試樣中心的得到不同的三向軸向應力的應力狀態(tài)。三向軸向應力在試樣中分布是變化的,但由于部件特定的形狀,靠近試樣的中心最容易引發(fā)裂紋[20]。一個剛塑性列維-密塞斯材料,三向軸向壓力,即：平均應力和密塞斯有效應力之比,在試樣的中心可以通過以下關系被估算出[20]：(4)換句話說,當加載角從0度增大到90度,三向軸向應力單調上升從0到0.58拉伸加載（）,反之單調減少了從0到-0.58壓縮加載（）。3.2雙向測試設備法向和切向位移組合被應用于使用定制雙向測試設備測試平面試樣。圖4顯示的是實驗的照片?；顒拥牟糠盅b置(標記的項目5，9a，8a,在圖4a)沿兩條固定垂直的導桿(4);固定部分裝置(它由1,2,3,6,7b,8b,9b組成)是剛性連接的通用測試儀器。因此,裝置唯一所允許的運動是一個沿垂直軸可移動的部分。放置在試樣的活動齒盤與固定鉗之間，一個具有同樣性質的位移場可以應用到試樣頂部邊界。加載位移的方向,比如。從加載條件的角度出發(fā),被定義為由試樣的方向對儀器的垂直,在測試之前通過旋轉測試試樣的支撐物調整裝置(8a,8b)。測試設備允許在二向應力介于0到90度任何加載角度。為說明,圖4b和c顯示內在的圓盤建立40度和90度加載度數。通過設置一套夾具，從而禁止試樣和試樣夾具鉗之間的相對運動。每個夾具鉗用七個螺釘(型號為M5-12.9)在轉矩為9Nm下緊固。測試過程中垂直力是用一個200kN傳感器，而垂直位移的記錄是連接在可移動的試樣支撐物線性電壓位移傳感器(項目8a)。D.Mohr,R.Treitler/工程力學例75(2008)97–1163.3實驗結果16個試樣在四種不同加載組合下被測試:(1)張力在=90度,(2)張力在=40度,(3)張力在=20度,和(4)壓縮力在=25度。測量的力-位移曲線在圖5被顯示。90度加載時,展示了一個線性曲線,其次是一個非線性但單調增加的曲線,在水平力前下降(圖5a)和在試樣的中心裂紋變得可以看到。當位移控制實驗是不斷超過這一點,漸次降低水平的力。與此同時,內在裂紋以一個穩(wěn)定地方式伸展直到到達試樣的凸面邊界。圖4(a)二向測試備(UBTD)普遍設置為0度的加載。二向加載的角度調節(jié)可以通過旋轉內部圓盤(部件#8和#9),(b)內部圓盤設在40度加載，(c)內部圓盤設在90度加載。與此同時,內在裂紋以一個穩(wěn)定地方式伸展直到到達試樣的凸面邊界。類似的方式觀察40度和20度拉伸試驗(圖5b和c)。然而,不像90度的緊張，一些曲線具有一個相當平滑的力增加或甚至一個力在穩(wěn)定水平前突然下降。為試樣經在25度壓加載時一個單調增加負荷觀察直到負荷水平下降,由于小裂縫計量器具在中央部分(圖5d)。對于試樣在25度壓力加載，觀察到的一個單調增加的加載D.Mohr,R.Treitler/工程力學例75(2008)97–116直到載荷水平下降是由于中央區(qū)域由于小裂紋(圖5d)。頸縮在任何實驗是無法觀察到的。在一些實驗中,直到1毫米長的小裂縫在薄的區(qū)域會形成相交的凸和凹界線(圖6)。開始斷裂前在測量的中央區(qū)域這些裂紋會產生的足夠明顯。例如,一個被測的試樣在20度的張力下表現出的小裂紋,而沿著裂縫的中心區(qū)域力會下降。這些小裂紋的形成,被認為是一種局部的事情,這并不影響整個試樣的承載能力。不論加載角度和方向如何變化,力-位移曲線會表現出相當大的伸展性。首先,力從試樣到試樣發(fā)生改變。例如,在90度角度的條件下加載，載荷在300N范圍內，在最高和最低力之間測量的力-位移曲線上存在著不同。很明顯在小的加載角度下曲線伸展會稍微降低(例如在5c看到的20度的張力)。其次,測量的位移在裂紋開始萌生的地方有著明顯的不同。根據我們的宏觀觀察,我們假設垂直力F達到最大值時試樣開始斷裂。換句話說,我們會估算裂紋萌生的位移，，使用條件（5）在表2中對每個實驗結果進行了總結。在90度緊張下的四個試樣中，位移在裂紋萌生處從0.54毫米到0.83毫米有所不同。相比較之下,40度角的張力在1到1.22毫米范圍內，20度張力從1.06到2.00毫米,25度壓縮力下從-2.59到-2.94毫米a力[N]位移[mm]D.Mohr,R.Treitler/工程力學例75(2008)97–116b力[N]位移[mm]c力[N]位移[mm]d壓縮力[N]位移[mm]圖5對比實驗測和預測與數值模擬方法得到的定力-位移曲線，(a)90度時張緊力,(b)40度時張緊力(c)20度時張緊力,(d)的25度時壓縮力。D.Mohr,R.Treitler/工程力學例75(2008)97–116圖6在凸和凹交界處附近短裂紋的例子。裂縫的位置環(huán)繞插入在表現取于決UBTD在20度拉伸加載面取向。值得注意的是在裂紋萌生處沒有相關性力和位移。例如,在40度角范圍以下的張力測試的試樣，試樣在力達到最大發(fā)生失效。雖然其它3個試樣存在較低的力,對裂紋萌生曲線上沒有次序。一個試樣先失效(),另外兩個在較大位移下失效()。表2也顯示測量的力-位移曲線在初始彈性線的斜率K。我們再次觀察到明顯的分散。然而,不像裂紋萌生處的力和位移,在最初的實驗的設定對斜率小變化非常敏感。D.Mohr,R.Treitler/工程力學例75(2008)97–116表2實驗結果總結加載方向加載角度初始剛度開始斷裂時位移壓縮2559230-2.94壓縮2556367-2.66壓縮2561175-2.82壓縮2559088-2.59拉伸20475421.06拉伸20496332.00拉伸20500231.56拉伸20489161.63拉伸40585451.22拉伸40553761.10拉伸40611981.00拉伸40612281.07拉伸901576720.57拉伸901136090.83拉伸901225150.54拉伸901463440.65特別是,各種不同的夾緊壓力(其用7顆螺釘固定)以及最初的試樣的裝夾位置的細微差別可能影響測量的斜率。由于所謂的鑄造缺陷最有可能在測量的位移分散的地方斷裂。鑄造缺陷主要可分為三種(例如[26]):(1)氣孔：氫氣在熔化的液態(tài)金屬里的溶解度隨著冷卻而降低。因此,氣態(tài)氫會在融化凝固時析出。此外,一些氣孔是由于快速和混亂的形式填料時附帶的氣穴。（2）收縮性孔：在凝固過程的溫度場通常是高度不均勻的，這可能由于熱D.Mohr,R.Treitler/工程力學例75(2008)97–116壓實強度改變它的體積導致孔洞的形成的。這種影響甚至會因相當大的熱膨脹系數進一步放大。(3)氧化皮碎片:當熔體暴露在大氣中，氧化皮幾乎會瞬間產生。在充填腔體時，氧化皮的碎片會完全依附在鑄件的各處。由于他們的形狀特征(圖1b),他們很可能充當微裂紋。鑄造除非是特殊的實驗條件下進行,否則鑄造缺陷基本上是不可避免的。在多數實際的應用中,壓力鑄造過程的特征是極快形式的充填,湍流熔體流動、高冷卻速度,強大的溫度梯度和復雜的部分結構。因此,高密度的鑄造缺陷可以被視為一種壓力鑄造件的固有屬性。鑄造缺陷明顯地影響裂紋萌生的時間和位置。對于不同的的作用力下,我們注意到所在位置的歷史溫度的變化也會影響固化合金的微觀結構。D.Mohr,R.Treitler/工程力學例75(2008)97–116參考文獻[1]Abaqus.ABAQUSreferencemanuals,Version6.4.Providence,[2]AntretterT,FischerFD.Particlecleavageandductilecrackgrowthinatwo-phasecompositeonamicroscale.ComputMaterSci1998;13(1–3):1–7.[3]BaoY.Predictionofductilecrackformationinuncrackedbodies.PhDthesis,MassachusettsInstituteofTechnology,Cambridge,Massachusetts,USA.2003.[4]BaoY,WierzbickiT.Onfracturelocusintheequivalentstrainandstresstriaxialityspace.IntJMechSci2004;46:81–98.[5]BerdinC,OuglovaA,DjafariV,DoglioneR.Secondaryfoundryalloydamageandparticlefracture.MaterSciEngngA2003;357:328–36.[6]BorvikT,HopperstadOS,BerstadT.OntheinfluenceofstresstriaxialityandstrainrateonthebehaviorofastructuralsteelPart2.Numericalstudy.EurJMech2002;22(1):15–32.[7]CaceresCH,DavidsonCJ,GriffithsJR.ThedeformationandfracturebehaviourofanAl–Si–Mgcastingalloy.MaterSciEngngA1995;197:171–9.[8]GursonAL.Continuumtheoryofductilerupturebyvoidnucleationandgrowth:Part1–Yieldcriteriaandflowrulesforporousductilemedia.JEngngMaterTechnol1977:2–15.[9]GreveL,GrosserB,HillebrandA,LukeM,MemhardD.Developmentandapplicationofaphenomenologicalmaterialmodelfordiecastingalloys,PresentationattheCrashMAT2004Workshop,FraunhoferInstituteFreiburg,Germany,2004.[10]HancockJW,MackenzieAC.Mechanismsofductilefailureinhigh-strengthsteelssubjectedtomulti-axialstressstates.JMechPhysSolids1976;24(2–3):147.[11]HennS.Developmentofamaterialmodelofthecrackinitiationinaluminumalloyssubjecttomonotonicloading.PhDThesis(inGerman),Universityof[12]HollandD,KongX,Schlu¨terN,DahlW.Investigationsconcerningquantitativedeterminationoflocaldamageinductilematerials.SteelRes1992;63(8):361–7.[14]JohnsonGR,CookWH.Fracturecharacteristicsof3metalssubjectedtovariousstrains,strainrates,temperaturesandpressures.EngngFractMech1985;21(1):31–48.[15]KochH.Silafont-36–Thenewlowironhighpressurediecastingalloy,In:EvansJW,editor.LightMetals,TMSbook,1995,p.1011–8.[16]KongX,Schlu¨terN,ArndtJ.Effectsoftheconstraintparametertriaxialstressonthefailurebehaviourofsteels.SteelResD.Mohr,R.Treitler/工程力學例75(2008)97–1161993;64(8–9):401–6.[17]LiZ,SteinmannP.RVE-basedstudiesonthecoupledeffectsofvoidsizeandvoidshapeonyieldbehaviourandvoidgrowthatmicronscales.IntJPlasticity2006;22:1195–216.[18]McClintockFA.Acriterionforductilefracturebythegrowthofholes.JApplMech1968;35:363–71.[19]MishnaevskyJrL,LippmannN,SchmauderS,GumbschP.In-situobservationsofdamageevolutionandfractureinAlSi7Mg0.3castalloys.EngngFractMech1999;63:395–411.[20]MohrD,HennS.Calibrationofcrackstress-triax