高应变速率下AZ31B镁合金的压缩变形组织

采用分离式Hopkinson杆在应变速率为496～2 120 s-1范围对挤压态AZ31B镁合金进行了高速冲击压缩实验,并采用金相显微镜对压缩后镁合金的组织演变规律进行研究.结果表明:在不同应变速率下变形时,挤压态AZ31镁合金的应力-应变曲线几乎重合,说明AZ31B镁合金的应力对应变速率不敏感;但其显微组织变化对应变速率非常敏感,当变形速率较低时,其组织几乎全部由孪晶组成;当应变速率增加时,孪晶数量减少;在应变速率相对较低时(496 s-1),镁合金变形主要以孪生方式进行;当应变速率较高时(2 120 s-1),除孪晶变形之外,柱面滑移和锥面滑移也可能启动以协调变形.     

高应变速率下挤压态镁合金AM30的动态压缩性能及破坏机制

采用分离式Hopkinson压杆装置和MTS试验机测试了挤压态镁合金AM30的准静态和动态压缩性能,用SEM分析了压缩断口形貌,讨论了合金动态压缩断裂机制.结果表明:挤压态AM30合金的动态压缩曲线明显高于准静态压缩曲线,表现出正的应变速率效应;断裂强度随应变速率的提高而增大,但断裂应变基本保持在15％左右;动态压缩断口呈韧脆混合的断裂特征,韧窝垂直断裂方向被撕裂成端面不规则的扁平台阶,使断口呈岩石状.     

挤压态AZ31B镁合金动态拉压不对称性分析

为了研究挤压态AZ31B镁合金在高应变速率下的拉压不对称性,对挤压态AZ31B镁合金进行了织构分析.采用分离式Hopkinson压杆和反射式拉杆装置分别沿挤压方向和垂直挤压方向进行了动态压缩和拉伸试验,应变速率范围在500～2650 s-1之间.结果表明,由于在挤压过程中形成了基面织构,沿挤压方向压缩时,拉伸孪晶{1012}<1120>容易启动,屈服强度对应变速率不敏感,且屈服强度较低;沿挤压方向拉伸时,拉伸孪晶不能启动,压缩孪晶{1011}<1120>和非基面滑移是其主要的塑性变形机制,合金屈服强度较高;合金在压缩和拉伸时表现出很强的拉压不对称性,压缩屈服强度与屈服强度的比值约为0.30.垂直于挤压方向拉伸和压缩时,没有表现出拉压不对称性.     

AZ31镁合金板等应变速率挤压研究

本文设计了等应变速率模具,将等应变速率挤压技术应用于AZ31镁合金板材挤压。采用有限元软件对等应变速率挤压和传统挤压分别进行模拟仿真。对比研究了镁合金挤压过程中,分别使用等应变速率模具和传统模具时,金属流动速度场、等效应变场、模具出口温度场、平均应力场等坯料主要场变量的变化规律。研究结果表明：在本文设定的具体工况下,使用等应变速率模具挤压使金属流动速度场、等效应变场、模具出口温度场和应力场分布的均匀性分别提高了13.5%,43.2%,7.6%和13.4%。两种模具的出口处板材的等效应变均是从中心向边缘逐渐增加,温度场均呈现中心部分基本保持稳定,靠近板材边缘部分逐渐降低趋势,且等应变速率模具出口处板材温增小于传统模具。等应变速率模具减小了模具出口附近板材拉应力出现的范围,且在模具出口处等应变速率挤压板材的平均压应力大于传统挤压。     

应变速率对AZ31挤压变形镁合金力学行为的影响

通过静态拉伸试验机和高应变速率冲击拉伸试验装置,对AZ31挤压镁合金分别进行了不同应变率下拉伸力学性能的试验,获得了各应变速率下完整的应力-应变曲线。并通过扫描电镜对其拉伸断口进行分析。结果表明,其屈服应力、拉伸强度随着应变速率的增加而增加,失稳应变则随着应变速率的增加而有所减小;而弹性模量则对应变率不敏感。采用Johnson-Cook材料模型描述AZ31镁合金应变速率相关的应力应变本构模型,其拟合结果和实验结果基本相吻合。扫描电镜断口分析结果表明,动态和静态的断裂方式基本相同,都是以准解理断裂特征为主,局部区域伴有解理断裂。     

高应变速率下AZ31镁合金的各向异性及拉压不对称性

采用分离式霍普金森拉杆及压杆装置,研究挤压态AZ31镁合金高速变形下的各向异性及拉压不对称性,并从微观变形机制的角度探讨具有强烈初始基面织构的挤压态镁合金各向异性及拉压不对称性产生的原因。结果表明:在高速变形条件下,依据加载方向及应力状态挤压态AZ31镁合金的拉伸行为表现出很强的各向异性,但压缩行为的各向异性不明显;在挤压方向表现出很强的拉压不对称性,而在垂直于挤压方向的拉压不对称性很低。挤压态AZ31镁合金宏观上的各向异性及拉压不对称性是由于不同的微观变形机制所引起的。沿挤压方向拉伸的主要变形机制为柱面滑移,沿垂直于挤压方向拉伸及压缩的主要变形机制为锥面滑移;沿挤压方向压缩时初始变形机制为拉伸孪晶,当变形量为0.08(8%)左右时由于孪晶消耗殆尽,变形变而以滑移的方式进行。     

AZ31B镁合金在高应变速率下的热压缩变形行为和微观组织演变

采用Thermecmastor-Z热模拟试验机在变形温度为200~520℃、应变速率为2~60 s-1条件下对AZ31B镁合金厚板进行热压缩变形试验,压缩变形量为60%。结合变形后的微观组织以及热压缩真应力-真应变曲线,分析应变速率和变形温度等工艺参数对其微观组织演变的影响。结果表明:当变形温度高于320℃时,AZ31B镁合金的真应力-真应变曲线呈现典型的动态再结晶特性。当应变速率一定时,流变应力随温度升高而降低;当变形温度一定时,流变应力在高温低应变速率(低于15 s-1)下随应变速率增大而增大。变形后的微观组织显示,压缩变形过程中发生了明显的动态再结晶,动态再结晶体积分数随应变速率的增加而增大。另外,变形组织的均匀性受变形温度的影响十分显著。在热压缩实验的基础上,在温度为300~330℃时对板材进行单道次大压下量的热轧,获得的板材具有均匀细小的晶粒及优异的力学性能。     

高应变速率对挤压态AZ61镁合金力学行为的影响

采用光学显微镜对挤压态AZ61镁合金的显微组织进行了观察,利用Hopkinson杆杆测试技术对挤压态AZ61镁合金进行了高应变速率冲击拉伸试验,测定了该合金在不同应变速率下的完整动态应力-应变曲线;对该合金在高应变速率下动态应力-应变行为及其应变速率对挤压态AZ61镁合金的屈服行为及其断裂机制的影响进行了分析.结果表明,在整个加载过程中,材料的弹性模量变化很小;在拉伸过程中,该材料表现出明显的屈服点.随着应变速率的增加,材料的抗拉强度相应增大,失稳应变相应减小,但表现出的应变速率强化效应不明显.采用SEM对其断口进行分析,结果表明挤压态AZ61镁合金拉伸断口对应变速率不敏感,表现为以韧性为主伴有少量解理特征的混合断裂.     

应变速率与温度对AZ31B镁合金板材各向异性的影响

由于镁合金复杂的变形机制以及现有制备工艺不够成熟,导致其各向异性明显,力学性能不太稳定,对镁合金成形性能有较大影响,因此,对镁合金板材各向异性的深入研究具有非常重要的意义。对AZ31B镁合金轧制板材进行了单向拉伸试验,主要研究其在不同应变速率和不同温度条件下的各向异性。结果表明:室温下,AZ31B镁合金力学性能随着应变速率的变化呈现出不同程度的各向异性,且45°方向试样的力学性能优于其他两个方向的;随着温度的升高,其力学性能的变化趋势在三个方向上均一致,强度的各向异性行为逐渐减弱,当温度升高到400℃时,强度的各向异性现象基本消失。     

挤压态AZ31B镁合金的超塑性研究

将铸态镁合金AZ31B在300℃以1∶6的挤压比进行挤压,在310-460℃温度范围内,以1×10^-1-1×10^-4s^-1初始应变速率,对挤压后试样作单向拉伸试验,研究AZ31B镁合金的超塑性流变行为。扫描电镜对拉伸后的试样断口进行分析。试验表明,经过热挤压可以改善镁合金的拉伸力学性能,在415℃、应变速率为1×10^-4s^-4时挤压态镁合金具有良好的超塑性,伸长率达到了380%;断口分析表明,AZ31B的超塑变形的主要机制为晶界滑移。     

AZ31B镁合金板材超塑性变形与断裂机理研究

研究了工业态热轧AZ31B镁合金板材的超塑性及其变形机制,在应变温度为723K,应变速率为1×10-3s-1的试验条件下,其最大断裂伸长率达到216%,应变速率敏感性指数达0.36。研究结果表明:晶界滑动(GBS)是工业态热轧AZ31B镁合金超塑性的主要变形机制,变形初期有动态再结晶发生,断裂是由晶界处形成的空洞不断长大、连接而引起的。     

高应变率下AZ31B镁合金力学行为各向异性

利用分离式Hopkinson压杆和应变控制技术研究了AZ31B镁合金在压缩受力方向与轧制板面的法向成不同角度时的动态力学特性,同时分析了不同应变量下的塑性变形机制.结果表明:当加载应变率为1200 s-1时,不同取样方向的样品中孪晶数量均随塑性变形应变量的增大而增多;当加载应变率增大到为2800 s-1时,取样方向为O°和45°、流变曲线形状较应变率为1200 s-1时没有明显变化,而取样方向为90°时曲线形状由应变率为1200 s-1时的凹形变为凸形,曲线形状变化的原因是由于应变量增大,热软化效应使得孪晶数量减少,应变硬化程度减弱.     

冲击载荷作用下AZ31镁合金中的变形局域化

为了揭示镁合金在高应变率载荷作用下容易发生变形局域化的机理,采用分离式Hopkinson杆对AZ31镁合金进行冲击压缩和拉伸试验,而后对冲击后的试样进行变形机制分析.分析表明:镁合金的变形局域化区域也和钛合金等材料中的绝热剪切带区域一样由细小晶粒组成,但是这种细小晶粒不是由于动态再结晶所致,而是由大致相同的连接成线的晶体学取向的晶粒在外载荷作用下大量孪生变形造成的.     

AZ31B镁合金线切割

通过对AZ31B镁合金挤压棒料线切割(WEDM)的操作实践,试验结果表明影响镁合金线切割面质量的主要因素是钼丝进给速度、线切割电参数,即随钼丝进给速度的增大,切割表面粗糙度增加.当电压为5V,电流为2.2A时,切割面质量最好.     

挤压态AZ31镁合金拉伸变形织构分析

根据X射线衍射图谱绘制了晶面反极图,研究了拉伸变形对挤压态AZ31镁合金织构的影响.结果表明,挤压态AZ31镁合金具有明显的(0002)基面织构,且存在C轴与挤压方向呈16°～21°角分布的倾斜基面织构.拉伸变形使基面织构弱化,(1010)柱面沿C轴发生了45°角的转动.     

氧化镁膜AZ31B镁合金材料的细胞毒性研究

利用恒电流阳极氧化技术制备氧化镁(MgO)表面膜的AZ318镁合金材料(MgO/AZ31B),观测材料在体外生理环境中的微观形貌,评价材料的细胞毒性作用以及对体外培养的成骨细胞功能的影响.结果表明,MgO膜可有效地延缓AZ31B镁合金降解产物的释放速度,显著降低合金的致突变反应和溶血反应,对成骨细胞的增殖和成骨活性无毒性作用.在骨组织工程领域内MgO/AZ31B材料可望成为新型可降解生物医学材料.     

AZ31镁合金及其TIG焊接接头断裂机理研究

对AZ31镁合金及其焊接接头进行拉伸、冲击和疲劳试验,分析了镁合金的断裂机理及疲劳裂纹扩展方向.母材拉伸试验结果表明,试样几乎没有缩颈,抗拉强度为236.29 MPa;焊接接头的抗拉强度为185.68 MPa,拉伸断裂从焊接接头焊趾部位启裂,抗拉强度为母材的78%.冲击试验在-80～340 ℃进行,结果表明,在较低温度下AZ31镁合金冲击韧性较小,断口为准解理形貌的脆性断裂;随着温度的增加,断裂形式由准解理+韧窝形貌的混合断裂过渡为韧性断裂;在常温下焊缝中心的冲击韧性比母材的高,但热影响区的冲击韧性较差.AZ31B镁合金母材的疲劳强度为66.72 MPa,对接接头的疲劳强度为39.00 MPa;母材疲劳断口由解理台阶组成,为脆性断裂;焊接接头疲劳断口由解理和准解理台阶组成,为脆性断裂.     

AZ31B变形镁合金压力成形

总结了AZ31B变形镁合金挤压、轧制和热冲压拉深的研究工作。AZ31B挤压板材无裂纹、无烧损,其组织呈晶粒细小的等轴晶;用分流挤压铝合金技术可生产挤压比不大于45,厚度不小于1 5mm的非薄壁镁合金管材;交叉轧制的镁合金薄板的A显著提高,Rp0.2和Rm明显下降;单向轧制时,则出现相反的结果。采用机械冲压法成功地热冲压出60mm×60mm×20mm的方形件,无裂纹现象。