变形温度对低镍奥氏体不锈钢高温拉伸失稳的影响

对两种低镍奥氏体不锈钢在温度950℃~1200℃进行拉伸试验和拉伸卸载试验,分析塑性材料在高温单轴拉伸过程中的几何失稳特性。结果表明,当载荷达到最大时,试样发生载荷失稳,此后再经历一段变形才发生几何失稳。载荷失稳之前,试样各处变形均匀;载荷失稳到几何失稳阶段,试样局部出现了不均匀变形,但这种局部不均匀并不立即发展为几何失稳。随着变形温度升高,载荷失稳真应变和加工硬化指数n均无明显变化,且大小相近,表明载荷失稳应变受n值控制;而几何失稳应变和应变速率敏感性系数m都随温度升高而增大,表明m值决定了载荷失稳到几何失稳阶段的应变,并且该应变是几何失稳应变的主要因素。     

奥氏体不锈钢高温拉伸过程中的不均匀变形

材料高温变形过程中会发生不均匀变形,甚至产生缺陷。通过高温拉伸卸载实验,分析304奥氏体不锈钢在变形温度为1150℃时不同卸载应变量下试样的表面形态。实验表明,随着应变量的增大,表面粗糙度逐渐增大。从试样宏观上看,当应变量较小时,尽管试样局部有明显的不均匀性,但仍保持着几何上的均匀性;当应变量较大时,演变为竹节形。在此基础上,提出高温拉伸过程的不均匀变形机制,即在拉伸变形初期形成一个变形集中区域,且不断的转移,从而形成试样轮廓上的凹陷,当应变较大时,变形会集中在某个区域内引起断裂。分析认为,奥氏体不锈钢在高温变形条件下,一旦出现应变集中区域,由于较高的应变速率强化性能,使应变集中区域变形抗力增大,阻止了该区域截面积的进一步减小,使应变集中区域发生转移。     

2205双相不锈钢中温塑性变形行为及本构方程

在AG-10TA万能材料试验机上进行2205双相不锈钢拉伸实验,实验温度473K¹073K,拉伸速率0.001s-11073K,拉伸速率0.001s-1⁰.1s-1,测定拉力和变形数据,得到真应力-真应变曲线。结果表明,2205双相不锈钢的变形抗力随应变速率的增大而增大,随变形温度的升高而减小;在中温时有明显的加工硬化现象,硬化指数n约为0.3,高温时材料发生再结晶,曲线平缓无明显加工硬化;在不同温度和应变速率下变形时,材料的延伸率均高于25%,并且随温度的升高而增大,随应变速率的变化不明显;本构方程能较好的反映2205双相不锈钢在中温变形过程中流变应力的变化,拟合精度高。     

拉伸条件对Al—Li—Cu—Mg—Zr合金超塑变形行为的影响

研究了拉伸条件对温轧态Al-Li-Cu-Mg-Zr合金超塑变形行为的影响.结果表明:该合金在变形初期发生了界面取向差逐渐增大,从亚晶组织向再结晶组织变化的形变促使连续再结晶过程;应变速率越高,再结晶速度越快,再结晶晶粒越细;经高应变速率的第一阶段拉伸变形后,形成的细晶组织具有高的应变速率敏感性,同时在低应变速率的第二阶段拉伸变形中发生晶粒长大而具有高的应变硬化效果,两者的综合作用是两段速率拉伸获得高延伸率的根本原因。     

应变速率对X70管线钢动态力学行为的影响

利用低速和高速拉伸试验机分别对X70管线钢进行不同应变速率下的室温拉伸试验,结合SEM、TEM下的原位拉伸和修正后的Swift模型等方法,探讨X70钢拉伸变形行为存在应变速率敏感性的机制。结果表明:在准静态应变速率(10-3~10-1s-1)范围内,试样的强度和塑性均无明显变化;在动态应变速率(100~103s-1)范围内,试样的抗拉强度随应变速率的增加而单调增大,断后伸长率则呈现先增后减的趋势,表现出明显的应变速率敏感性。当应变速率大于100 s-1时,位错运动的阻力显著增大,金属多晶体材料会开动多个滑移系来协调塑性变形;速率为600、800和103s-1的断口侧面均出现了微孔和微裂纹,表明该应变速率范围内试样非均匀塑性变形能力增强。     

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.     

材料参数对拉伸失稳影响的力学解析

超塑性变形的失稳比塑性变形失稳复杂得多,国内外学者在失稳的力学研究方面已发表了许多有价值的论文,对超塑性研究的进展贡献很大．由于不同学者的研究思路和研究方法不同,所得的结论也各异,因此有必要进行理论规范．本文从变形的状态方程出发,对无几何缺陷试样在恒温条件下仅由材料本身所产生的拉伸失稳进行力学理论解析,旨在研究材料力学参数对失稳的影响．所得结果不仅与一些典型论文的失稳判据完全一致,而且从理论上论证了超塑性拉伸变形在载荷失稳时不发生几何失稳,而是要经历一段均匀变形后才出现几何失稳．     

C5191磷青铜的动态拉伸性能和变形机制（英文）

为了探讨C5191磷青铜在高应变速率条件下的动态响应,解决高速冲压工艺问题,利用电子万能材料试验机和分离式Hopkinson拉杆装置对C5191磷青铜分别进行应变速率为0.001和500、1000、1500 s~(-1)的准静态和动态拉伸试验,结合SEM和TEM等手段,研究了C5191磷青铜的动态拉伸性能及其变形机制。结果表明:C5191磷青铜高应变速率动态拉伸与准静态条件相比较,其屈服强度和抗拉强度分别提升了32.77%和11.07%;应变硬化指数由0.075增加到0.251;材料强度的应变速率敏感指数由0.005变化到0.022,呈现出明显的应变速率敏感性;高应变速率动态拉伸过程中,位错运动速度加快,导致位错"近程阻力"加大,使C5191磷青铜的变形抗力随着应变速率的增加而增大。可动位错数量的显著增多,多系滑移的开启,以及绝热温升软化效应在一定程度上提高了C5191磷青铜高应变速率动态拉伸时的塑性。     

TA2拉压力学性能不对称性及应变速率敏感性

本文研究了不同应变速率下工业纯钛TA2室温拉伸和压缩力学行为,结果发现TA2具有明显的拉压屈服不对称性和拉压应变硬化不对称性;随着应变速率的增加,拉压不对称性有明显增加。采用电子背散射衍射（EBSD）技术分析了拉伸和压缩时TA2微观变形机制及微观组织演化规律,结果表明,TA2压缩时以孪晶变形机制为主,拉伸时以位错滑移为主;TA2微观变形行为的载荷敏感性导致了宏观力学性能的不对称性。     

汽车用6005A-T6铝合金动态性能研究

通过对6005A-T6铝合金进行准静态拉伸试验和动态拉伸试验,研究了应变速率对6005A-T6铝合金准静态和动态力学性能及断裂行为的影响。6005A-T6铝合金的强度随着应变速率提高而增大,应变速率200/s拉伸的抗拉强度、屈服强度分别较准静态拉伸提升30MPa、25MPa,其中以准静态到应变速率10/s的过程中,材料的抗拉强度、屈服强度上升最为明显;6005A-T6铝合金塑性随着应变速率的增大而逐渐增大,当应变速率达到200/s时塑性反而下降。在高速拉伸变形状态下,位错密度的增加和滑移带的增多是导致高速状态下强度及延伸率提高的主要原因;当应变速率达到200/s时由于拉伸速率过快,晶粒来不及进行大量变形是断后延伸率反而降低的主要原因。     

AZ31镁合金超塑性拉伸载荷失稳的临界应变量

在温度为380～460℃、应变速率为10-3～10-44s-1的条件下,测定了AZ31镁合金超塑性拉伸载荷失稳的临界应变量.结果表明,随着温度升高或应变速率降低,载荷失稳的临界应变量增加,并在载荷-应变曲线上出现稳定最大载荷区.     

LY12CZ铝合金超塑性应变速率变化规律探讨

在挂锤式拉伸试验机上对LY12CZ铝合金超塑性应变速率变化规律进行了跟踪观察。发现试验在恒载荷下以最初应变速率变形的时间只有40～60min。随后,应变速率会自动增大,试样断裂时的应变速率比较初始应变速率约高1倍。     

应变速率循环法构建TC21钛合金超塑性本构方程

采用应变速率循环法在超塑拉伸机上对TC21钛合金进行5组高温超塑性拉伸实验,变形温度范围860℃~940℃,应变速率循环范围10-5s-1~10-3s-1。通过对拉伸实验数据分析,计算出TC21钛合金动态再结晶激活能Q,利用Arrhenius模型构建TC21钛合金高温条件下的超塑性本构方程,并通过1stOpt软件进行非线性回归拟合进行修正,得到了更为精准的超塑性本构方程。实验结果表明,当变形温度不变时,流动应力随着应变速率的增大而增大,且高应变速率时,流动应力对应变速率的敏感性要大于低应变速率时,可判定TC21钛合金属于正应变速率敏感材料。TC21钛合金在860℃附近时的超塑性较好,综合延伸率可达366.6%。     

小冲杆试验法评价大块非晶合金的超塑性性能

采用小冲杆试验法(SPT)研究了大块非晶合金(Zr41.2Ti13.8Cu12.5Ni10Be22.5)在不同温度和不同压头速度下的变形行为,通过SPT载荷-位移曲线结合理论分析,确定大块非晶(BMG)材料超塑性本构关系.结果表明,BMG材料的SPT载荷-位移曲线对压头速度和实验温度的敏感性较高,而SPT载荷-位移曲线的形状与材料的应变速率敏感系数、粘度、压头速度等因素有关.在应变速率敏感系数和压头速度固定的条件下,SPT最大破裂载荷与粘度成正比;最大破裂位移仅随应变速率敏感系数的增大而增大,而与压头速度和粘度的大小无关.获得了Zr41.25Ti13.75Ni10Cu12.5Be22.5 BMG应变速率敏感系数和表观粘度,确定了该合金的超塑性本构关系.     

应变速率对DP780钢激光焊接接头动态变形行为的影响

研究了应变速率对DP780钢激光焊接接头的拉伸性能及变形行为的影响规律和机制.结果表明,与母材相比,DP780钢激光焊接接头的变形行为对应变速率更敏感.随应变速率的增加,DP780钢激光焊接接头的强度提高,塑性呈现整体下降趋势.在较低应变速率(10~(-1)s~(-1))条件下,随应变速率增加,焊接接头的强度有所提高,但变化幅度不大,塑性降低较明显;当应变速率超过10~1s~(-1)后,强度的提高幅度增大,而塑性在应变速率10~1—10~2 s~(-1)范围内有所恢复后再降低.DP780钢激光焊接接头拉伸变形过程中宏观力学行为的应变速率敏感性主要取决于DP780钢母材在不同应变速率下变形行为及机制的改变.随应变速率的增加,DP780钢激光焊接接头断裂位置距焊缝中心线的距离显著降低,断裂位置由母材区转移至热影响区的软化区.动态载荷下,DP780钢激光焊接接头不同区域组织塑性变形行为应变速率依存性存在差异,是焊接接头断裂位置表现出明显应变率效应的本质原因.     

C5191磷青铜高应变速率条件下的拉伸性能和变形机制

为了探讨C5191磷青铜在高应变速率条件下的动态响应,解决高速冲压工艺问题,本文利用电子万能试验机和分离式Hopkinson拉杆装置对C5191磷青铜分别进行应变速率为0.001S-1和500S-1、1000S-1、1500S-1的准静态和动态拉伸试验,结合SEM和TEM等手段,研究了C5191磷青铜的动态拉伸性能及其变形机制。结果表明：C5191磷青铜高应变速率动态拉伸与准静态条件相比较,其屈服强度和抗拉强度分别提升了32.77%和11.07%;应变硬化指数由0.075增加到0.251;材料强度应变速率敏感指数由0.005变化到0.022,呈现出明显的应变速率敏感性;高应变速率动态拉伸过程中,位错运动速度加快,导致位错“近程阻力”加大,使C5191磷青铜的变形抗力随着应变速率的增加而增大。可动位错数量的显著增多,多系滑移的开启,以及绝热温升软化效应一定程度上提高了C5191磷青铜高应变速率动态拉伸时的塑性。     

AZ91D变形镁合金的动态应变时效现象

在应变速率为1.11×10-4～1.67×10-3s-1、温度为248～523K的条件下,对固溶态AZ91D变形镁合金进行拉伸试验。结果表明:在一定的拉伸应变速率和温度区间拉伸时,AZ91D镁合金在形变过程中发生动态应变时效(DSA)现象,其典型特征表现为其拉伸曲线出现锯齿波,所对应的锯齿波类型分别呈A型及A+B混合型;应变速率敏感性系数为负值;且出现加工硬化速率峰值;出现锯齿屈服的临界应变量随变形温度升高而减小,而随应变速率增加而增大;当形变温度大于323K时,加工硬化速率随着温度升高反而急剧增大,在368K时达到峰值。     

LY12CZ铝合金超塑性应变速率变化规律探讨

在挂锤式拉伸试验机上对LY12CZ铝合金超塑性应变速率变化规律进行了跟踪观察，发现试验在恒载荷下以最初应变速率变形的时间只有40－60min，随后，应变速率会自动增大，试样断裂时的应变速率比较初始应变速率约高1倍。     

薄壁纯钛管室温力学性能的研究

通过单向拉伸试验研究了四种规格薄壁纯钛管在三种拉伸速率下的室温基本力学性能。结果表明:随着管壁晶粒尺寸的减小,材料的抗拉强度、硬化指数增大;随拉伸速率的增大,抗拉强度逐渐增大,伸长率、硬化指数逐渐减小;薄壁纯钛管的应变速率敏感性指数总体较小,且随着应变的增大而逐渐减小。     

应变速率对TC21钛合金超塑性拉伸微观组织的影响

研究了应变速率对TC21钛合金超塑性拉伸过程中应变速率敏感性指数m值及显微组织的影响.结果表明,m值在温度为900℃,初始应变速率为10^-4～10^-2s^-1时均大于0.3,在初始应变速率为3.3×10^-4s^-1时,m值达到了最大,平均值为0.376.在较快初始应变速率条件下拉伸时,在温度和较大变形程度的作用下,试样变形区发生了动态再结晶,形成了很多细小、等轴的晶粒,在最佳初始应变速率及更慢速条件下拉伸时,由于高温长时间大变形的作用,试样变形区发生了明显的聚集再结晶长大,相当一部分晶粒合并长大成片状.