a365合金的文獻(xiàn)翻譯解析

共晶硅顆粒和微空隙的幾何陣列對(duì)澆鑄鋁合金拉伸性能的影響摘要:T拉伸希模型的預(yù)測值時(shí)與實(shí)驗(yàn)結(jié)果相比,表現(xiàn)出細(xì)微的差別。但是，鑄態(tài)合金的拉伸性能的理論預(yù)測,可以通過考慮用于基于所述裂紋的傳播路徑的共晶硅顆粒以在內(nèi)部應(yīng)變和關(guān)于塑性約束因子變化的外部空白領(lǐng)域之間,產(chǎn)生各種應(yīng)變曲面積分?jǐn)?shù)的微空洞和共晶硅顆粒兩種成分約束因子的額外長率的貢獻(xiàn)比原始本構(gòu)模型的更顯Al-Si系合金的斷裂機(jī)制基本上是基于內(nèi)部空隙的成核和生長和韌帶穿透空隙著材料內(nèi)部的承重能力的變化，促進(jìn)了空隙生長和聚結(jié)過程。就空隙生長和聚結(jié)機(jī)制而言，幾何陣列和微空隙的粒度分布和描述塑性變形的應(yīng)變有關(guān)的因素可以認(rèn)為是微觀和宏觀斷裂的決定性因素。對(duì)于一個(gè)具有微孔材料的拉伸變形行為的理論預(yù)的預(yù)測準(zhǔn)確度密切依賴于對(duì)承載能力，裂紋擴(kuò)展模式和應(yīng)力條件的科學(xué)說明[14]，17]，[18]，[22]，[23]，[24]，[25]，[26]，[27]，[28]，[29]和[30]。在這些模型中，高希模型的原始形式提出，具有微空隙材料的拉伸伸長率取決[18]和[26]。這意味著，在微孔變化時(shí)的拉伸性能的缺陷敏感性也與應(yīng)變相關(guān)的因因此，本研究的目的是通過比較預(yù)測值與實(shí)驗(yàn)結(jié)果對(duì)鑄態(tài)和使用先前提出的修以及共晶硅顆粒對(duì)拉伸性能的影響比較這些應(yīng)變相關(guān)因子來調(diào)查塑性約束因子在裂2修改了空隙聚結(jié)機(jī)制的本構(gòu)模型在某些輕合金如鋁和鎂合金，在許多以前基于實(shí)驗(yàn)和理論方法的研究對(duì)在微孔?εh=(1?f)1?me??i?m?εi[(?εi?m)n(εin?m?1)?(?εi?m)(εin?m)+εin?m]?[e?εh?me?m]變相關(guān)因素如應(yīng)變硬化指數(shù)和應(yīng)變速率敏感性以及微孔術(shù)語[26]。不過，鑒于在原始高希模型微孔內(nèi)是作為整個(gè)微孔洞區(qū)的只有標(biāo)稱值，這有一個(gè)限制，拉伸伸長率的預(yù)測值不能精確反應(yīng)出關(guān)于微空洞間的尺寸和間距的變化的微觀空隙分布。此外，高希的拉伸伸長的預(yù)測方法通過對(duì)空白區(qū)域內(nèi)部應(yīng)變和外部可達(dá)到的最大應(yīng)變得到的極限應(yīng)變。這種方法是難以支持科學(xué)意義，和在無效區(qū)域內(nèi)部和外部的應(yīng)變之間應(yīng)變曲線穩(wěn)定和不穩(wěn)定的變形的物理定義。此外，考慮到本[26]。另一方面，在修正的本構(gòu)模型的承載能力項(xiàng)應(yīng)該包括描述內(nèi)部不連續(xù)面幾何數(shù)組的塑性約束因子如微空隙和斷裂面共晶硅顆粒，用韌帶之間橫向空隙增長的數(shù)值表達(dá)式，也就是瑞斯特雷西方程式，還有修正本構(gòu)模型的數(shù)值計(jì)算可以用如下的式hff?ε=(1?(A?void?P(α)?void+A?sihff?Siparticle)(a?a0)2eεi)1?me?εi?m?εi[(?εi?m)(ε?m)?((?εi?m)nεn?m?1)?εn?m]/[e?εi?mεn?m],iii(2)P(α)=[α(n))/(a/l)2+1.24/(a/(a+l))0.5],(3)變具有相同的微孔但不同的微觀結(jié)構(gòu)特征的物質(zhì)條件下塑性變形行為的一個(gè)主要因另一方面，卡塞雷斯和韋勒以及其他人報(bào)道了極限拉伸強(qiáng)度(UTS)的本構(gòu)表達(dá)式可被描述為基于所述應(yīng)變率敏感性的恒定值的簡單功率關(guān)系(σ=Kεn?m)形式，，[3]，[28]和[29]：σi=σh(εi?εh)n(n>εh)σi=σh(εi?n)n(n≤εh) 。然而，可以通過對(duì)試驗(yàn)結(jié)果外推法獲得在無缺陷狀態(tài)的最大值，但該方法可能包括σ=σ=(ε?n)n(n≤e)iih3.1材料和樣品制備T和素硅鎂錳銅鐵鈦鍶鋁組成(重余量.2顯微觀察和微孔的測量使用光學(xué)顯微鏡(OM)測定微觀結(jié)構(gòu)特性如共晶硅粒子的面積率和二次枝晶臂間距(SDAS)。所用的蝕刻劑是凱勒溶液(2％HF+3％HCl+5％HNO3+蒸餾水)。使用雙色對(duì)比度圖像分析儀和二次枝晶臂間距(SDAS)測得共晶硅顆粒的面積分?jǐn)?shù)，以及使用截取線方法測量共晶團(tuán)中單個(gè)硅顆粒間的寬度和間距。微空隙的面積分?jǐn)?shù)是通過基于掃描型電子顯微鏡對(duì)整個(gè)試驗(yàn)樣品的斷裂面(SEM)的觀察定量斷口分析測定。微孔表示為微空隙對(duì)斷口整個(gè)區(qū)域的面積比。微空隙的空隙之間的韌帶的長度)被描述為微空隙或單個(gè)微空隙和斷裂試樣一個(gè)自由表面之3.3拉伸試驗(yàn)和應(yīng)變相關(guān)因素的測量4.1鑄態(tài)和T6處理的合金的微觀組織特征圖2鑄態(tài)(a)和T6處理的合金(b)的典型顯微組織。和共晶硅顆粒的分布中的這種差異是由于在固溶處理期共晶硅粒子發(fā)生了球化和粗化過程。然而，與溶液處理時(shí)的微觀結(jié)構(gòu)變化比較[34]和[35]，共晶硅顆粒的體積分?jǐn)?shù)和二次枝晶臂間距在人工時(shí)效處理誘導(dǎo)時(shí)只有輕微的變化。合金鑄合金T的合金共晶硅粒子的體積分?jǐn)?shù)(％)二次枝晶臂間距(微米)縱橫比(微米)在共晶菌落硅粒子之間的間距(微米)4.2在微孔變化依賴?yán)煨阅軋D3展示了在斷口微孔的變化的鑄態(tài)(a)和T6處理的合金(b)對(duì)拉伸性能的整體的依賴。這兩種合金的抗拉強(qiáng)度和拉伸伸長率揭示了在微孔變化有逆冪律關(guān)系的一個(gè)明顯的依賴性，而兩種合金的屈服強(qiáng)度實(shí)際上不受微孔變化影響。當(dāng)微孔率強(qiáng)度明顯比該鑄態(tài)合金高，這是由于Mg2Si強(qiáng)化相在人工時(shí)效處理時(shí)的沉淀[34]圖3.在鑄態(tài)(a)和T6處理的合金(b)中拉伸特性對(duì)微孔結(jié)構(gòu)變化的的依賴性。數(shù)鑄合金T處理的合金局部地呈不規(guī)則圖案分布，而大部分的微空隙具有由于所述液相的凝固過程中進(jìn)料型的樹枝狀形態(tài)。圖4鑄態(tài)(a)和T6處理的合金(b)在低倍率時(shí)的整體斷裂形態(tài)的掃描電鏡視圖。內(nèi)的樹突狀形態(tài)可以觀察到一個(gè)明顯的輪廓，它是由于在枝晶臂之間的液相進(jìn)料效率不足而形成的，同時(shí)在鋁基質(zhì)區(qū)域周圍形成的韌性斷裂模式。表4為測量微空隙間的尺寸和間距的平均值。微空隙平均直徑的標(biāo)稱范圍約為380-490微米，微空隙之間的間距為250-340微米。這兩種合金的標(biāo)稱值之間的差異僅僅是由在實(shí)驗(yàn)程序中的標(biāo)本分組而產(chǎn)生的一個(gè)簡單的偏差，但是T6處理本身并不相關(guān)。M條件微空隙的平均直徑微空隙之間的距 (微米) 米)鑄合金T6處理的合金486鑄合金T6處理的合金486(+172/?161)375(+197/?149)249(+73/?87)4.4拉伸性能的理論預(yù)測合金的預(yù)測值與實(shí)驗(yàn)結(jié)果非常一致，而鑄態(tài)合金的拉伸伸長率在一個(gè)給定的范圍內(nèi)圖6使用原始高希和修改后本構(gòu)構(gòu)模型得到的拉伸伸長率和微孔變化方面的預(yù)測值與實(shí)驗(yàn)值到過原始高希模型和修改后的本構(gòu)模型預(yù)測可達(dá)到的最大應(yīng)變之間有明顯的差異。它也可以驗(yàn)證標(biāo)準(zhǔn)化的UTS對(duì)微孔變化的依賴性，可以直接被定義為在無效區(qū)域內(nèi)部和外部應(yīng)變的比率，如式(5)。圖7根據(jù)UTS(a)和標(biāo)準(zhǔn)化UTS(b)為微孔變化的函數(shù)對(duì)使用原始高希模型和修改后的本構(gòu)模型得到的預(yù)測值與實(shí)驗(yàn)值的比較。5.1微空隙和共晶硅顆粒的分布種修改后的本構(gòu)模型，它包括應(yīng)變集中系數(shù)，就是一種考慮微空洞分布的位置效應(yīng)非常準(zhǔn)確地預(yù)測。這種做法是合理的，粗略預(yù)測高壓壓鑄合金的拉伸性能，沿著網(wǎng)格沉淀陣列完成裂紋擴(kuò)展，其前提是根據(jù)析出物的體積分?jǐn)?shù)的變化和裂紋擴(kuò)展路徑的偏差，應(yīng)變硬化指數(shù)的標(biāo)稱值應(yīng)包括一個(gè)額外的影響。然而，這意味著，即使在析出物有不同體積分?jǐn)?shù)時(shí)，具有相同應(yīng)變硬化指數(shù)和微空隙的位置效應(yīng)參數(shù)的材料斷裂機(jī)理與Al-Si系合金在涉及裂紋萌生，生長裂紋伸性質(zhì)非常有必要。對(duì)于析出物幾何陣列的這一貢獻(xiàn)，在以前的研究中提出過修改后本構(gòu)模型的面積分?jǐn)?shù)項(xiàng)，術(shù)語包括描述諸如裂化共晶硅粒子和微空隙的幾何陣列和內(nèi)部不連續(xù)性的大小的塑性限制因素[26]，而原始高希模型僅僅反映作為整個(gè)微孔的單值時(shí)的微空隙面積分?jǐn)?shù)[18]。塑料約束因子已被確認(rèn)為一種可以有效地描述在外部負(fù)載作用下內(nèi)部不連續(xù)性的分布方面的典型的函數(shù)[23][25]和[26]。圖8顯示了塑料約束因子的變化，在微增多。鑒于該塑料約束因子的增加以及式(2)中微孔固定值在面積分?jǐn)?shù)項(xiàng)的額外減少，通過增加材料內(nèi)承載能力，這種增加最終導(dǎo)致材料在拉伸應(yīng)變和抗拉強(qiáng)度的減少。然而，在修改后的本構(gòu)變模型中，在拉伸伸長率和拉伸強(qiáng)度上的應(yīng)變硬化指數(shù)的影響可以被分類為兩個(gè)貢獻(xiàn)。首先是式(2)中的對(duì)整體拉伸應(yīng)變的原始貢獻(xiàn)，第二個(gè)是對(duì)在式(3)中提出的塑性約束因數(shù)的額外貢獻(xiàn)。圖8塑性約束因子對(duì)微空隙尺寸和幾何陣列變化的依賴性。變(a)與在微空隙塑性約束因子變化上的拉伸應(yīng)變(b)之間的應(yīng)變剖面。當(dāng)微空隙塑性約束因子增加的時(shí)，在應(yīng)變剖面上的極端應(yīng)變(a)和拉伸應(yīng)變(b)的整個(gè)斜率也在同時(shí)增加。另外，它表明，在微孔變化上的整體拉伸應(yīng)變敏銳地依賴于微空隙的塑料約束因子的變化，而不考慮在塑料約束微空隙的因子，在無缺陷的狀態(tài)可達(dá)到的最大應(yīng)變可以保持為一個(gè)恒定值。圖9考慮在微空隙塑性約束因子的變化以共晶硅粒塑性約束因子為固定值時(shí)在應(yīng)變剖面(a)和拉伸應(yīng)變(b)極端應(yīng)變的偏差。塑性約束因子變化時(shí)的應(yīng)變剖面(a)和拉伸應(yīng)變(b)。對(duì)于微空隙的塑料約束因子為一個(gè)固定值時(shí)，根據(jù)共晶顆粒塑性約束因子的變化，修改后的本構(gòu)模型可以預(yù)測出各種剖面。此外，它可以指出，拉伸應(yīng)變的整體水平與共晶顆粒的塑性約束因數(shù)相比較，關(guān)于微孔變異拉伸應(yīng)變的依賴性相對(duì)不敏感的拉伸應(yīng)變與在微空隙的塑料約束因子的變化的整個(gè)斜率相比，拉伸應(yīng)變幾乎完全不依賴微孔變化。也就是說，在微空隙塑性約束因子為一固定值時(shí)，拉伸應(yīng)變優(yōu)先取決于共晶顆粒的塑性約束因子；此外，在無缺陷的狀態(tài)達(dá)到的整體應(yīng)變水平以及最大應(yīng)變主要取決于共晶的顆圖10考慮在共晶顆粒塑性約束因子的變化以微空隙的塑性約束因子為固定值時(shí)在應(yīng)變剖面(a)和拉伸應(yīng)變(b)的極端應(yīng)變的偏差。5.2應(yīng)變相關(guān)因子的貢獻(xiàn)依據(jù)修改后的本構(gòu)模型得到應(yīng)變剖面對(duì)應(yīng)變硬化指數(shù)的變化時(shí)的依賴性顯著增加。剖面的整體輪廓。相同狀況下，應(yīng)變硬化指數(shù)的增加，會(huì)導(dǎo)致在無缺陷條件下取得的極端應(yīng)變的顯著增加。如上所述，這樣的結(jié)果是由于應(yīng)變硬化指數(shù)對(duì)塑性制約因素的額外貢獻(xiàn)如式(3)中所示。此外，這一結(jié)果表明，應(yīng)變硬化指數(shù)即使在微空乎可以表示為微空隙和共晶顆粒的塑性約束因素的降低。圖11對(duì)于微空隙和共晶顆粒的塑性約束因子為給定值時(shí)在應(yīng)變剖面中應(yīng)變硬化指數(shù)對(duì)極限應(yīng)變偏差的影響：(a/l)=0.1(a)和(a/l)=1.0(b)。的減少，應(yīng)變硬化指數(shù)可以完全補(bǔ)償拉伸應(yīng)變的退化，其通過微空隙和共晶顆粒分布方面的比例(a/l)的增大而減少。圖12在微空隙和共晶硅顆粒的塑性約束因素為給定值時(shí)應(yīng)變硬化指數(shù)的變化以及在微孔變化al0.1(a)與(a/l)=1.0(b)。圖所示，在應(yīng)變剖面，應(yīng)變率敏感性比應(yīng)變硬化指數(shù)對(duì)極端應(yīng)變的變化有相對(duì)低的貢獻(xiàn)。此外，它指出，應(yīng)變率敏感性對(duì)應(yīng)變剖面的貢獻(xiàn)連續(xù)和微空隙和共晶顆粒的塑性約束因素持續(xù)下降，與圖13(a)和(b)比較。這種趨勢實(shí)際上反映在拉伸應(yīng)相比較，應(yīng)變率敏感性的貢獻(xiàn)不會(huì)引起拉伸應(yīng)變巨大的差別。該結(jié)果表明該應(yīng)變率敏感性不能克服由微空隙和共晶顆粒的塑性約束因子的減小而導(dǎo)致的拉伸應(yīng)變的下敏感性對(duì)拉伸應(yīng)變的貢獻(xiàn)。這是由于常規(guī)合金的應(yīng)變率敏感性與上面提到的合金一樣低，盡管在方程(1)和(2)的本構(gòu)方程中的應(yīng)變率敏感性對(duì)拉伸應(yīng)變變化的貢圖13在微空隙和共晶硅顆粒的塑性約束因素為給定值時(shí)應(yīng)變硬化指數(shù)對(duì)在應(yīng)變剖面中極端應(yīng)差的影響;(a/l)=0.1(a)與(a/l)=1.0(b)。圖14就微空隙和共晶硅顆粒的塑性約束因素為給定值時(shí)應(yīng)變硬化指數(shù)的變化，拉伸應(yīng)變作為一種微孔變化函數(shù)時(shí)的偏差。5.3裂紋擴(kuò)展路徑的影響AlSi制主要是由于共晶硅顆粒的過早斷裂和微空隙的存在[4]，金的拉伸斷裂實(shí)際上不受平均微觀結(jié)構(gòu)特征影響，而取決于承載能力的額外下降[13]。如圖2所示，在鑄態(tài)條件下的共晶硅顆粒的網(wǎng)絡(luò)形態(tài)的連續(xù)性6處理合再斷裂面上使用定量斷口分析可以準(zhǔn)確地描述諸如縮孔和氣孔等鑄造缺陷的存在，征的平均值可以重新估算共晶硅顆粒對(duì)斷裂行為的影響。群體及其周圍的斷裂路徑大致主要可以分類為穿晶開裂模式I，其與單個(gè)硅顆粒以及鋁基區(qū)的滲透的連續(xù)斷裂相關(guān)聯(lián);穿晶開裂模式II，它基于作為與鋁基區(qū)的滲透的脆性塊的共晶團(tuán)的斷裂;或晶間開裂模式，它是由在共晶團(tuán)中單個(gè)顆粒的連續(xù)斷裂和沿著富鋁基體周圍的邊界的迂回而沒有富鋁基體的滲透組成。如圖所示，由富鋁基質(zhì)的滲透的穿晶斷裂模式對(duì)應(yīng)于在沖擊和疲勞失效[35]和[39]時(shí)的斷裂路徑，然而共晶硅顆粒的晶間開裂模式反映了鑄態(tài)合金靜態(tài)拉伸斷裂的典型斷口形貌[19]，圖15在鑄態(tài)鋁-硅合金中共晶硅顆粒和其群體對(duì)裂紋擴(kuò)展的影響的示意圖。I塑性約束件裂縫的大小成型硅粒子的傷害,a韌帶的長度.l穿裂I值的偏差。共晶團(tuán)的裂紋擴(kuò)展的方向垂直于拉伸載荷的方向，伴隨著單個(gè)硅顆粒的損傷累積，以及共晶硅群作為脆斷塊的宏觀滲透同時(shí)發(fā)生。因此，在鑄態(tài)合金裂紋擴(kuò)展路徑上在圖17(b)中所示的T6處理合金的斷裂路徑表現(xiàn)出與鑄態(tài)合金的斷裂路徑有或多圖17在拉伸斷裂的鑄態(tài)(a)和T6處理試樣(b)中沿共晶硅顆粒的裂紋擴(kuò)展的橫截面視圖。型參考了從裂縫傳播路徑的觀點(diǎn)來看共晶硅顆粒的實(shí)際的幾何陣列。此外，使用包括內(nèi)部不連續(xù)性的塑料約束因子的修改后的本構(gòu)模型可以確認(rèn)在該裂紋擴(kuò)展中Al-S