分级淬火热处理双相钢在拉伸变形时的应变分配

采用亚微米级分辨率的数字图像相关(DIC)方法,探究了分级淬火得到的马氏体体积分数分别为33.8%和58.3%双相钢在不同拉伸变形量下的应变分配规律。结果表明:两种双相钢在不同变形量下的微观应变分配规律相似,应变分布都很不均匀,且变形量较大时应变分布不均匀性更为显著;在马氏体体积分数较小的双相钢中,应变在铁素体和马氏体间分配的不均匀性更显著;微区内存在应变集中的变形带,变形带主要分布在铁素体上,在块状马氏体间的较窄铁素体区域出现的概率比较大;在马氏体上或相界面处也有少量应变集中的变形带,马氏体体积分数较小时沿相界面扩展的变形带数量较多;马氏体体积分数较大时变形带穿过马氏体的概率更大。     

Fe加入NiAl金属间化合物中对塑性及热轧性能的影响

研究了Ｆｅ加入ＮｉＡｌ金属间化合物中对其塑性及热轧性能的影响。结果表明：ＮｉＡｌ合金中Ｆｅ含量增至１８．４ａｔ％，出现（β＋γ）双相组织，其室温塑性显著提高，压缩极限应变量可达３６．３％。首次发现具有（β＋γ）双相组织的１号合金在压缩变形过程中出现三阶段屈服现象。沿晶界分布的γ相的协调变形及β基体的动态再结晶使双相的１号合金获得良好的高温热轧性能，高温轧制总变形量可达８８．９％。     

温度及应变速率对TWIP钢拉伸性能的影响

通过拉伸试验研究了温度和应变速率对孪生诱发塑性(TWIP)钢拉伸性能的影响。结果表明:随着温度升高,TWIP钢的强度逐渐下降,断后伸长率逐渐增加,应变硬化指数随真应变增加达到并维持在较高的水平,试验钢的均匀变形能力得到提高,宏观塑性增加;随应变速率增大,试验钢的流变应力升高,断后伸长率下降,抗拉强度基本保持不变,应变硬化率曲线上的平台区长度明显变短,这表明孪生受到抑制,较早达到硬化极值;应变硬化指数峰值随应变速率的增大而减小,TWIP钢的均匀变形能力及宏观塑性下降。     

双相钢变形模型的计算机仿真

对双相钢的变形模型进行了计算机仿真。为了采用DDSⅢ动态仿真语言设计仿真程序,在原数学模型中,引入了一个初值为零的伪常微分方程,也可采用取消源程序中与积分有关的部分语句的方法。前一种方法具有普遍意义。仿真结果表明：用马氏体体积分数对双相钢的均匀真应变作图可更好地反映双相钢中各组份相的性能对双相钢均匀真应变的影响。对一些文献中矛盾的结果进行了解释,提出了改善双相钢匀真应变的途径。     

粘着与速度对滑动摩擦变形影响的研究

研究了在不同剪切强度和滑动速度参数下,两粗糙面间滑动过程中对等效塑性应变、y向和x向变形的影响。随着界面剪切强度增加,等效塑性应变的分布由良好对称转变成沿接触界面与滑动反方向扩大。在滑动中,界面剪切强度和滑动速度都影响y向和x向变形。随着滑动速度的减小,粗糙表面的变形越大黏着效应越明显。     

形变方式对H62黄铜模压形变等效应变分布的影响

采用三维有限元法(FEM)模拟H62黄铜交叉模压形变过程和平行模压形变过程,分析了这两种不同模压形变方式对试样模压形变后等效应变分布的影响,并与试验结果进行了比较。结果表明,随着模压周期的增加,与平行模压形变相比,交叉模压形变方式下试样等效应变累积值会更高,等效应变分布也会更均匀;其模拟结果中等效应变的分布规律与试验材料显微硬度的分布规律相对应。     

连续 ECAP 大应变的数值模拟研究

基于刚塑性有限元理论,采用有限元软件DEFORM-3D对5052铝合金连续ECAP(Equal Channel Angular Pressing)大应变成形过程进行了三维数值模拟研究,研究了工件的变形过程以及应变均匀性,温度的分布规律。模拟结果表明,金属变形剧烈部位主要集中模具的拐角区域,该区域的等效应变呈层状分布,而且变化梯度较大并且温度最高。模拟结果对实际生产具有很好的指导作用。     

SAF2906双相不锈钢超塑性研究

通过恒温拉伸机对固溶处理与冷轧加工后的SAF2906双相不锈钢进行恒温拉伸试验,分析其在不同条件下超塑性伸长率的变化。利用扫描电镜与透射电镜对其进行内部组织观察,了解其两相比例的变化情况。试验结果表明,SAF2906双相不锈钢中铁素体相(δ相)与奥氏体相(γ相)的两相体积比随固溶温度的变化而改变,随着固溶温度的升高铁素体比例不断上升,其中当铁素体与奥氏体的两相体积比接近1∶1的情况下,SAF2906双相不锈钢展现出良好的超塑性性能;在机械加工方面可以通过提高冷轧压下量的方法提高SAF2906双相不锈钢的超塑伸长率,试验中试样的伸长率随着冷轧变形量的提高而明显增大,当固溶温度为1 100 ℃,冷轧压下量为85%时,变形温度为960 ℃,应变速率为1×103 s1的条件下,SAF2906双相不锈钢伸长率为1 430%。     

DP600高强钢板冲压成形性能数字图像相关实验研究

联合数字图像相关方法和不同宽度试样的杯突实验研究了DP600高强度钢的成形性能。基于试样冲压成形过程中的全场应变分布、冲压至破裂所用时间和极限应变随试样宽度的变化、经过和远离裂纹的截线长度变化等数据结果,分析了DP600钢冲压变形过程中的应变分布、演化规律,及其与试样缩颈和破裂之间的关联。结果表明:加载应变路径影响DP600钢的成形性能;DP600钢在冲压至破坏过程中先后经历了均匀变形、分散性失稳和集中性失稳过程。本研究为DP600高强度钢的冲压加工设计和应用提供了理论依据。     

基于增量理论的板材轴对称成形直接积分解法

对一般轴对称曲面零件成形,在平面应力假设和增量理论等条件下,以初始构形为参考构形,采用参数分析方法,得到了等效应变增量的微分方程。由于该微分方程包含了等效应变增量和等效应变增量的一阶导数项,一般情况下,等效应变增量的一阶导数以隐函数的形式存在,难以采用理论方法进行求解,因此,将等效应变增量的一阶导数表示成其自身、等效应变增量以及参变量的函数,根据泰勒级数展开式和积分的定义给出了逐步积分解法,可用于求解轴对称胀形、翻边、拉深等板材成形问题。以圆筒形件和圆锥形件的拉深成形为例,采用增量理论,将总变形分成若干个增量步,逐步加载,跟踪变形质点,累加应变,求解得到了法兰区和凹模圆角区等的应变分布。对分别采用比例加载条件、增量理论计算得到的结果与实验值进行了比较,结果表明,采用增量理论得到的结果更接近实验值。     

汽车工业用的新钢种-双相钢

一、双相钢的产生由普通低合金高强度钢或低碳钢经双相区热处理得到的由强化相马氏体和塑性相铁素体所构成的复相合金叫双相钢。这种双相组织具有很好的强度和延性匹配,成为获得高强度高成型性板材的有效方法。双相钢的专利于1968年在美国发表。直至1975年才对双相钢的化学成份,显微组织、机械性能和成型性作了一个比较完整的描述,双相钢的巨大潜力才引起人们的强烈兴趣。降低汽车燃料消耗,保证安全行驶而要求汽车工     

双相不锈钢各组相循环变形行为的纳米压痕试验和有限元表征方法研究

对双相不锈钢的奥氏体相和铁素体相,分别开展了不同加载模式(接触载荷和压入位移)和不同加载波形下的单向、循环纳米压痕试验,对比分析了两相的基本力学性能和压痕循环变形行为的演化规律。基于压痕试验结果和修正ABDEL-KARIM-OHNO非线性随动硬化准则的弹塑性本构模型,提出一套双相不锈钢奥氏体相和铁素体相的塑性和循环塑性行为的本构模型参数表征方法。通过对微结构代表性体积单元整体拉伸和循环变形行为进行模拟,并与宏观试验结果对比,验证了参数表征方法的合理性。研究结果表明,铁素体相的强度、硬度和抗棘轮变形的能力均高于奥氏体相,两相之间通过晶界产生一定的交互作用;在接触载荷控制的循环加载条件下,奥氏体相与铁素体相均产生明显的压痕棘轮现象,且载荷水平越高压痕棘轮变形程度越大;所发展的本构模型参数表征方法可为研究多相材料各组相、小体积材料的循环变形行为提供借鉴和参考。     

45Cr钢的疲劳性能与强度塑性韧性关系的初步探讨

利用客观强度,微观塑性和断裂韧性所表示的疲劳裂纹等效应力应变图,导出了da/dN,△K (th),σ (cn)和N 0等疲劳性能表征参量和强度塑性韧性的半定量关系。并结合45Cr钢进行了讨论。结果表明：在一定的条件,所谓强度塑性的最佳配合,就是宏观强度和微观塑性的乘积最大。用一次加载（如拉伸、弯曲等试验）所得到的强度塑性韧性等来判断金属疲劳性能的好坏,一直是材料的设计,制造及失效分析等的重要课题,文献[1-3]引用了大量数据来论证它们之间的关系。但总的讲,这种关系是比较复杂的,如疲劳裂纹扩展门坎值△K (th)疲劳裂纹孕育期N 0,有时随强度的升高而升高,有时随强度的升高而降低,有时在一个范围内出现峰值[1]等。为了弄清这些关系,需要把宏观规律和微观断裂机制结合起来,因宏观性能特别是塑性,是材料形变在整体上的反映,它与局部的变形规律有很大不同。为此,我们提出用宏观强度,微观塑性和断裂韧性三个参量来描述疲劳性能的变化规律。以便使强度塑性韧性的合理配合向半定量的关系迈出一步。     

环件热辗扩温度场和应变场分布的研究

基于DEFORM3D平台,建立了环件辗扩三维刚-塑性热力耦合有限元模型,模拟分析了热辗扩过程中温度场和应变场的分布特征及其对成形的影响规律。结果表明：随着辗扩过程的进行,环坯等效应变呈阶梯状上升,温度呈波浪式变化;环坯外圈等效应变最大,中层最小;变形初始外圈温度变化最大,随着辗扩过程的进行,中层温度逐渐上升,内圈始终最小;随着初始辗扩温度的升高,辗扩力明显下降,但变化趋势保持一致。     

塑性变形T8碳素钢中渗碳体相的残余应力

运用X射线残余应力测量法分析了含有球状渗碳体的碳素钢在拉伸塑性变形后铁素体相及渗碳体相的残余应力情况.结果表明:在经过拉伸塑性变形后,铁素体相呈现残余压应力状态,而渗碳体相呈现残余拉应力状态;当施加的塑性应变在边界应变点之前,渗碳体的残余应力随应变值的增加而增大,而在边界应变点之后,残余应力呈下降趋势.观察发现渗碳体颗粒内部的断裂及渗碳体与铁素体结合边界部分的分离是引起渗碳体残余应力下降的原因.为了更好地理解渗碳体相和铁素体相之间的相互作用,在Eshelby/Mori-Tanaka模型的基础上分析了两相各自的塑性应变及两相间的塑性应变失配.     

应变能—内应力干涉模型的多轴高周疲劳研究

塑性应变能使材料微观组织结构发生不可逆变化而引起等效宏观应力,该应力随循环加载而增大。假定该应力的一种分布函数,将疲劳极限以上加载等效为塑性应变,建立了塑性应变与加载应力成线性关系的表达式,由此得到循环加载的塑性应变能。导出其最大应力与外加应力叠加达到材料本征断裂应力时的裂纹成核寿命,并由微裂纹引起上述两部分应力变化,得到继续加载直至宏观裂纹出现的疲劳寿命。所建立的多轴疲劳寿命公式由三个材料参数表达,并通过单轴疲劳试验数据确定。初步研究表明,该模型对所引用的多轴疲劳试验数据有很好的预测能力。     

连续等径通道挤压三维有限元模拟

利用三维有限元模型研究等径通道挤压工艺不同挤压路线的连续挤压过程对变形组织均匀性的影响.通过两次挤压后试样横截面等效塑性应变分布比较发现, 采用工艺路线C连续挤压两次所得的试样横截面的等效塑性应变分布似乎最均匀.但是根据不同挤压路线连续两次挤压后横截面变形分布特点推测,若采用挤压路线BC经过多次挤压后(挤压次数为4的倍数),试样横截面上的变形分布将是最均匀的,即最有利于得到微观结构均匀的超细晶材料,这一推测被四次连续挤压有限元模拟结果所证实.     

应用改进的大变形应变分析方法分析精冲挤压复合工艺

针对英国Hs櫣提出的基于实验的大变形应变分析方法的不足 ,借鉴有限元方法中的一些技巧 ,对其进行了相应的改进 ,并据此编制了等效应变计算程序。用原方法和改进方法分别对精冲挤压复合工艺进行了等效应变分布计算 ,结果表明改进方法优于原方法。进一步对变形试件的子午面进行了显微硬度测量 ,并将所测硬度分布的规律与改进法所获得的等效应变分布规律进行了对比 ,可见二者之间的一致性 ,表明采用改进法来分析变形金属的应变分布规律是行之有效的     

低应力三轴度下孔洞行为的有限元研究

基于有限元计算研究了低应力三轴度下,三维孔洞体胞模型的应力应变分布规律和变化趋势,分析了孔洞和基体体积的变化规律,指出用孔洞体积分数表征材料损伤的理论在低应力三轴度下的应用存在局限性。引入断裂应变作为单元失效判据,通过比较单轴拉伸试验和模拟结果,验证了其在材料失效模拟中的可靠性。最后将断裂应变应用到有限元模拟中获得不同应力三轴度下基体失效时的临界等效塑性应变,以临界等效塑性应变为表征参量研究孔洞变形规律和材料的失效行为。     

高温长期运行Cr-Mo钢断裂性能微试样测试实验研究

开展采用小冲杆微试样试验技术评定材料断裂性能的研究.针对2.25Cr-1Mo钢(脆化态和脱脆态)及1.25Cr-0.5Mo钢,将小冲杆试验测试结果与常规冲击韧度及断裂韧度试验结果相关联,得到小冲杆试样变形过程中消耗的总变形能与常规夏比冲击功间的对应关系经验公式,以及小冲杆试样等效断裂应变与材料延性断裂韧度间的关联式,说明可以直接采用小冲杆试验结果估算材料的冲击及断裂韧度值,为无法取标准试样进行材料抗断裂性能测试场合提供了一种可行的间接测试技术.