【摘 要】
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镁及其合金因具有密度低、比强度高、电磁屏蔽性能好、导热性能好以及易于回收等优点,在汽车、电子、航空航天等领域得到了广泛的应用。然而,由于镁合金在室温条件下能够启动的滑移系数量非常有限,导致其塑性变形能力较差。且对于变形镁合金而言,在挤压或轧制过程中形成的强基面织构,也使其在力学性能上呈现出明显的各向异性和拉-压不对称性,这些特点严重制约着变形镁合金的进一步应用与发展。目前,大量关于变形镁合金变形行
【基金项目】
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辽宁省兴辽英才计划和高水平创新创业团队项目
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镁及其合金因具有密度低、比强度高、电磁屏蔽性能好、导热性能好以及易于回收等优点,在汽车、电子、航空航天等领域得到了广泛的应用。然而,由于镁合金在室温条件下能够启动的滑移系数量非常有限,导致其塑性变形能力较差。且对于变形镁合金而言,在挤压或轧制过程中形成的强基面织构,也使其在力学性能上呈现出明显的各向异性和拉-压不对称性,这些特点严重制约着变形镁合金的进一步应用与发展。目前,大量关于变形镁合金变形行为各向异性的研究仍集中在中低应变速率载荷下的塑性变形,而高速变形的实验数据仍不充分。因此,深入研究高应变速率下不同加载方向变形镁合金的塑性变形行为和微观组织特征,对全面理解变形镁合金的各向异性,探索变形机制选择与各向异性之间的关系,并实现镁合金的性能改进具有重要的理论指导意义。本文利用分离式Hopkinson压杆（SHPB）实验装置沿不同方向对轧制态AZ31镁合金试样进行了室温条件下应变速率范围在700~1600 s-1的冲击实验,分析了冲击后轧制态AZ31镁合金变形行为的各向异性。本文同时研究了沿RD方向预变形和沿RD+TD方向复合预变形对该合金高速冲击后各向异性的影响,还分析了高速冲击过程中的退孪生行为。采用应变控制环的方法研究了高速冲击条件下孪晶的演变规律,并采用电子衍射背散射（EBSD）技术对冲击后的组织演变规律进行了观察。此外,应用专用前处理软件Hypermesh和显式动力学软件Ls-dyna对SHPB实验进行了数值模拟。结果表明,轧制态AZ31镁合金的高速变形行为具有明显的各向异性。当试样沿轧制方向（RD）和轧板横向（TD）冲击时,主导塑性变形的机制为{101 2}拉伸孪生。而当试样沿轧板法向（ND）冲击时,主导塑性变形的变形机制是具有更高临界分切应力（CRSS）的锥面＜c+a＞滑移和{101 1}压缩孪生。相比于沿RD和TD的高速冲击,试样沿ND呈现出更高的屈服强度、更明显的正应变速率强化效应和更高的应变速率敏感性。相比于原始板材,沿RD预变形4%的试样（4%PRD）沿RD冲击时强度提升的主要原因是织构强化,沿TD高速冲击时强度提升的主要原因是孪晶界对晶粒的细化作用。对于沿RD和TD复合预变形试样（4%PRD+2%PTD）,由于初始基面织构被进一步削弱,不同变体类型的{101 2}拉伸孪晶和{101 2}-{101 2}二次孪晶被激活,沿RD和TD呈现出更高的强度和更低的塑性。当冲击方向为ND时,4%PRD试样和4%PRD+2%PTD试样的变形机制均为退孪生,真应力—真应变曲线均呈现为下凹形,强度均有所下降。但由于多向预压缩引入了更加复杂交叉的孪晶界,这也使得4%PRD+2%PTD试样比4%PRD试样沿ND表现出更高的强度。在SHPB实验装置中安装不同厚度的应变控制环,得到了沿RD真应变为2%~11%的高速变形试样。EBSD结果表明,拉伸孪生主导试样早期的塑性变形,{101 2}拉伸孪晶面积分数随真应变的增加而增大。大量同一母晶粒内激活的{101 2}拉伸孪晶隶属于同一孪晶变体类型或同一变体对,且具有最高的Schmid因子,即拉伸孪晶的激活遵循Schmid法则。少数Non-Schmid拉伸孪晶的启动受相邻晶粒内孪晶的应变协调作用被激活。当真应变大于10%之后,位错滑移成为主导塑性变形的主要变形机制。对不同冲击应变速率下预压缩AZ31镁合金试样的退孪生行为的观察结果表明:随着沿ND应变速率的增大,预压缩试样的退孪生程度、平均晶粒尺寸以及{0001}基面织构强度逐渐增大。与此同时,孪晶织构强度逐渐降低,预压缩试样内部残余孪晶的面积分数以及平均孪晶宽度也逐渐减小。当冲击应变速率达到1600 s-1时,预压缩过程中引入的拉伸孪晶界完全消失,微观组织特征与未预压缩的原始轧制板材几乎完全相同。由于沿ND的塑性变形由激活应力小于孪晶形核应力的退孪生机制主导,试样相比于原始试样表现出更好的塑性和更高的应变速率敏感性。
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