毕业设计-文献翻译

在高压力下的压铸铝合金的断裂DirkMohra,*,RolandTreitlerba美国麻州麻省理工学院机械工程学系一个影响和耐撞性实验室b德国慕尼黑宝马公司有关研究性杂志获得于2005年1月10日，2006年9月12日通过修正2007年1月23日被接受，2007年2月25日可网络在线得到。摘要本文依据已经得到的图像，论述怎样预测工业压铸合金Al–10Si–Mg–Mn在压力下的裂纹萌生。将全新设计的扁平试样装在一个定制的两向测试装置上，该试样加载各种剪切应力和正应力的组合，根据组合实验中接近的数值，可研究应变从约0.0至0.6的裂纹萌生。在一个已经校准图像断裂判据基础上预测开始发生断裂时的三向轴向应变及最大主应变。金相分析结果表明，导致硅颗粒断裂三向轴向应变在0.25以上，而随着铝基中不稳定粒子使其矩阵分层，开始形成宏观裂纹，裂纹周围的三向轴向应力为0左右。关键词：铝合金；高压压铸；断裂判据；三向轴向应力；失效机理1.前言在过去十年期间压铸合金和加工工艺的取得实质性的发展（如[15,21]）。高压压铸铝或镁合金制成的组件在各种汽车应用中有着很多优势。特别是，在铸造过程中的成本和复杂的几何形状的薄壁部件的可能导致现代轻型车中应用这类材料。例子包括碰撞有关汽车车身的部件,如碰撞仿真或压力铸造仪表板、可以体现得出其很高的功能。在整个虚拟汽车开发过程中，它最重要的意义是使用可靠的模型来预测个别材料的机械力学性能。在压力铸造的情况下，这涉及到模型的弹塑性的反应以及裂纹的预测。后者的特别吸引人的地方是误用在碰撞仿真中失效的独立部件，可能会改变车辆整体性能。在铝或钢制成的机构中，经常是根据当前的材料缩孔率来预测断裂。这种方法需要初始孔洞体积分数、空洞形核（例如，[13]）以及作为金属孔洞长大是受不可逆的变形模型知识（如[18,23,8,24]）。此外，为了预测断裂发生，必须确定临界孔洞体积分数，可以从直接测量或从校准模型参数（如[12,16,22]）。D.Mohr,R.Treitler/工程力学例75(2008)97–116作为对多孔可塑性的替代是根据裂缝预测，断裂机理图像经常被用来预测金属断裂的发生（如[6,4,9]）。这些准则预测裂纹的萌生基于宏观应力-应变场的基础。由于静水压力强烈影响大多数韧性金属的孔洞长大和形核率，图像断裂准则预测把三向应力作为有效的塑性应变状态应力。这项工作用来处理断裂的压力压铸件Al–10Si–Mg–Mn合金。鉴于在汽车工程中的大规模计算，我们把我们的注意力限制一个图像的断裂准则的发展上，可配合使用的计算效率J2的塑性算法。其出发点是一系列两向轴向应力的实验。一个专门定制的测试设备来研究新开发的扁平试样在三向轴向应变从0.0到0.6的裂纹萌生。随后，进行数值模拟，以确定在一个相对的最高主应力-应变平面限制形式的图像断裂准则。此外，进行金相分析，以深入的了解在低和高三向轴向应力下的一些裂纹的萌生机制。2．材料我们分析一个凝固的高压压铸铝（Al）、硅（Si）、镁（Mg）、锰（Mn）组成的合金。它的化学成分精确重量的百分比由表1给出。作者把Al–10Si–Mg–Mn的化学成分准确的重量百分比列于表1。这种合金的薄壁组成部分已经应用真空辅助压力铸造工艺制造出来。所有铸件都经过T7热处理，提高了对Al–10Si–Mg–Mn合金的塑韧性。用于机械强度测试的试样已经从2.8至3.0毫米厚的压铸部件中被提取（每个铸造件有两个标本）。此外，样本提取的位置已被选定在靠近浇口系统。因此，试样内的孔洞率是相当低的。利用电脑断层扫描（lCT40），我们可以确定初始的孔洞率平均在0.25%左右。2.1微观结构热处理的Al-10Si-Mg-Mn合金微观结构是由树突状铝和围绕其周围的共晶硅颗粒组成。在图中光明与黑暗的地区。图1a的分别对应铝基体和硅颗粒。几个显微组织利用数字图像进行了分析。该硅粒子形状长宽比范围从0.5到0.8。树突状晶粒和共晶微粒的平均直径大约分别为10微米和2微米。此外，在显微镜定量分析中显示，硅粒子面积密度约10%。D.Mohr,R.Treitler/工程力学例75(2008)97–116表1化学成分为Al-10Si-Mg-Mn高压压铸铝合金图1(a)高压压铸Al-10Si-Mg-Mn铝合金热处理树突组织。硅球形共晶(暗灰色)嵌入在铝基(浅灰色)；平均粒子:直径1～3微米；颗粒形状的长宽比:0.5～0.8。(b)氧化皮(图片左部的一部分)在粗糙的断口(右侧)。由于他们的特征的形状,他们很可能会充当微裂纹。D.Mohr,R.Treitler/工程力学例75(2008)97–1162.2单向轴向应力-应变曲线由法向和切向组合的单向拉伸测试已经确定Al–10Si–Mg–Mn合金单向轴向应力-应变的曲线。为此,平的2毫米厚狗骨形试样已经使用；试样截面是8毫米宽,长57毫米(按照DIN50125)。真正的应力-应变从六个向拉伸试验得到的曲线图在图2所示。图2曲线仅适用于高达11％的应变绘制为缩颈，禁止超过这个点的应变试验测定。为了校准列维-密塞斯塑性大变形计算模型，我们利用Ludewik的函数来推断相应的真实应力-应变曲线。（1）真实应变图2Al-10Si-Mg-Mn的合金经过T7热处理后的真正的应力-应变曲线。颈缩发生在工程应变的13%处左右。最小二乘拟合后的实验数据，我们发现=33.4MPa时，K=2.566，和N=0.16（图2）D.Mohr,R.Treitler/工程力学例75(2008)97–1163.实验过程大量调查得出结论，三向轴向应力强烈影响金属材料中裂纹聚集。因此，由于新定制设计的扁平状试样和检测设备组合，采用二向测试技术可以测试Al-10Si-Mg-Mn合金在大范围的三项轴向应力。3.1试样图3a和b显示了试样的前面和侧面。根据一项关于对Al–7Si–Mg压铸合金断裂表现的早期研究试样的几何形状和试样已被选中[20]。这个试样有1毫米厚的薄片截面和2.5毫米厚的肩（图3b）。内部边界是由试样在厚肩和薄片之间变化形成的凹形状，而自由边界的薄片截面是凸的形状。图3(a)试样的正面视图;(b)试样的侧面视图,(c)试样的中心应力状态试样较大的部件使用数控加工已经得到。热处理的发展，经过可以达到全程控制加工，以防止合金的微观结构热激活转变。在测试过程中,需要一个均衡的位移场应用于试样顶部肩处(图3a),而试样底部的肩处的是在空间中被固定的。二向加载角度描述在顶部边界均匀位移加载的定位。我们用（2）和分别表示沿着切向和法向的位移。总位移：D.Mohr,R.Treitler/工程力学例75(2008)97–116（3）如图3c所示,试样中心应力状态可由正应力和切应力组成。根据二向轴向应力加载角度和方向(压缩/紧张),可以在试样中心的得到不同的三向轴向应力的应力状态。三向轴向应力在试样中分布是变化的,但由于部件特定的形状,靠近试样的中心最容易引发裂纹[20]。一个刚塑性列维-密塞斯材料,三向轴向压力,即：平均应力和密塞斯有效应力之比,在试样的中心可以通过以下关系被估算出[20]：(4)换句话说,当加载角从0度增大到90度,三向轴向应力单调上升从0到0.58拉伸加载（）,反之单调减少了从0到-0.58压缩加载（）。3.2双向测试设备法向和切向位移组合被应用于使用定制双向测试设备测试平面试样。图4显示的是实验的照片。活动的部分装置(标记的项目5，9a，8a,在图4a)沿两条固定垂直的导杆(4);固定部分装置(它由1,2,3,6,7b,8b,9b组成)是刚性连接的通用测试仪器。因此,装置唯一所允许的运动是一个沿垂直轴可移动的部分。放置在试样的活动齿盘与固定钳之间，一个具有同样性质的位移场可以应用到试样顶部边界。加载位移的方向,比如。从加载条件的角度出发,被定义为由试样的方向对仪器的垂直,在测试之前通过旋转测试试样的支撑物调整装置(8a,8b)。测试设备允许在二向应力介于0到90度任何加载角度。为说明,图4b和c显示内在的圆盘建立40度和90度加载度数。通过设置一套夹具，从而禁止试样和试样夹具钳之间的相对运动。每个夹具钳用七个螺钉(型号为M5-12.9)在转矩为9Nm下紧固。测试过程中垂直力是用一个200kN传感器，而垂直位移的记录是连接在可移动的试样支撑物线性电压位移传感器(项目8a)。D.Mohr,R.Treitler/工程力学例75(2008)97–1163.3实验结果16个试样在四种不同加载组合下被测试:(1)张力在=90度,(2)张力在=40度,(3)张力在=20度,和(4)压缩力在=25度。测量的力-位移曲线在图5被显示。90度加载时,展示了一个线性曲线,其次是一个非线性但单调增加的曲线,在水平力前下降(图5a)和在试样的中心裂纹变得可以看到。当位移控制实验是不断超过这一点,渐次降低水平的力。与此同时,内在裂纹以一个稳定地方式伸展直到到达试样的凸面边界。图4(a)二向测试备(UBTD)普遍设置为0度的加载。二向加载的角度调节可以通过旋转内部圆盘(部件#8和#9),(b)内部圆盘设在40度加载，(c)内部圆盘设在90度加载。与此同时,内在裂纹以一个稳定地方式伸展直到到达试样的凸面边界。类似的方式观察40度和20度拉伸试验(图5b和c)。然而,不像90度的紧张，一些曲线具有一个相当平滑的力增加或甚至一个力在稳定水平前突然下降。为试样经在25度压加载时一个单调增加负荷观察直到负荷水平下降,由于小裂缝计量器具在中央部分(图5d)。对于试样在25度压力加载，观察到的一个单调增加的加载D.Mohr,R.Treitler/工程力学例75(2008)97–116直到载荷水平下降是由于中央区域由于小裂纹(图5d)。颈缩在任何实验是无法观察到的。在一些实验中,直到1毫米长的小裂缝在薄的区域会形成相交的凸和凹界线(图6)。开始断裂前在测量的中央区域这些裂纹会产生的足够明显。例如,一个被测的试样在20度的张力下表现出的小裂纹,而沿着裂缝的中心区域力会下降。这些小裂纹的形成,被认为是一种局部的事情,这并不影响整个试样的承载能力。不论加载角度和方向如何变化,力-位移曲线会表现出相当大的伸展性。首先,力从试样到试样发生改变。例如,在90度角度的条件下加载，载荷在300N范围内，在最高和最低力之间测量的力-位移曲线上存在着不同。很明显在小的加载角度下曲线伸展会稍微降低(例如在5c看到的20度的张力)。其次,测量的位移在裂纹开始萌生的地方有着明显的不同。根据我们的宏观观察,我们假设垂直力F达到最大值时试样开始断裂。换句话说,我们会估算裂纹萌生的位移，，使用条件（5）在表2中对每个实验结果进行了总结。在90度紧张下的四个试样中，位移在裂纹萌生处从0.54毫米到0.83毫米有所不同。相比较之下,40度角的张力在1到1.22毫米范围内，20度张力从1.06到2.00毫米,25度压缩力下从-2.59到-2.94毫米a力[N]位移[mm]D.Mohr,R.Treitler/工程力学例75(2008)97–116b力[N]位移[mm]c力[N]位移[mm]d压缩力[N]位移[mm]图5对比实验测和预测与数值模拟方法得到的定力-位移曲线，(a)90度时张紧力,(b)40度时张紧力(c)20度时张紧力,(d)的25度时压缩力。D.Mohr,R.Treitler/工程力学例75(2008)97–116图6在凸和凹交界处附近短裂纹的例子。裂缝的位置环绕插入在表现取于决UBTD在20度拉伸加载面取向。值得注意的是在裂纹萌生处没有相关性力和位移。例如,在40度角范围以下的张力测试的试样，试样在力达到最大发生失效。虽然其它3个试样存在较低的力,对裂纹萌生曲线上没有次序。一个试样先失效(),另外两个在较大位移下失效()。表2也显示测量的力-位移曲线在初始弹性线的斜率K。我们再次观察到明显的分散。然而,不像裂纹萌生处的力和位移,在最初的实验的设定对斜率小变化非常敏感。D.Mohr,R.Treitler/工程力学例75(2008)97–116表2实验结果总结加载方向加载角度初始刚度开始断裂时位移压缩2559230-2.94压缩2556367-2.66压缩2561175-2.82压缩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特别是,各种不同的夹紧压力(其用7颗螺钉固定)以及最初的试样的装夹位置的细微差别可能影响测量的斜率。由于所谓的铸造缺陷最有可能在测量的位移分散的地方断裂。铸造缺陷主要可分为三种(例如[26]):(1)气孔：氢气在熔化的液态金属里的溶解度随着冷却而降低。因此,气态氢会在融化凝固时析出。此外,一些气孔是由于快速和混乱的形式填料时附带的气穴。（2）收缩性孔：在凝固过程的温度场通常是高度不均匀的，这可能由于热D.Mohr,R.Treitler/工程力学例75(2008)97–116压实强度改变它的体积导致孔洞的形成的。这种影响甚至会因相当大的热膨胀系数进一步放大。(3)氧化皮碎片:当熔体暴露在大气中，氧化皮几乎会瞬间产生。在充填腔体时，氧化皮的碎片会完全依附在铸件的各处。由于他们的形状特征(图1b),他们很可能充当微裂纹。铸造除非是特殊的实验条件下进行,否则铸造缺陷基本上是不可避免的。在多数实际的应用中,压力铸造过程的特征是极快形式的充填,湍流熔体流动、高冷却速度,强大的温度梯度和复杂的部分结构。因此,高密度的铸造缺陷可以被视为一种压力铸造件的固有属性。铸造缺陷明显地影响裂纹萌生的时间和位置。对于不同的的作用力下,我们注意到所在位置的历史温度的变化也会影响固化合金的微观结构。D.Mohr,R.Treitler/工程力学例75(2008)97–116参考文献[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/工程力学例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