超塑性变形（精选7篇）
超塑性变形 篇1
超塑性变形可以从两种截然不同的组织开始, 或以完全再结晶的细小等轴晶粒开始, 或以变形组织开始[1]。当超塑性变形以变形组织为初始态时, 变形初期利用基体发生动态再结晶生成细小的等轴晶, 当完成再结晶后, 则与具有细小等轴晶粒的材料的变形机制一致, 即以晶界滑移为主要变形机制, 同时伴随着位错滑移和扩散蠕变等协调机制[2]。
目前关于细小等轴晶超塑性机理的研究比较成熟, 而对于以变形组织开始的超塑性变形机理研究尚缺乏统一的结论。Brichnell等[3]、Watts等[4]通过观察Al-Cu-Zr合金超塑性变形早期的组织演变, 发现亚晶迅速长大并且晶粒间取向差增加, 认为该过程类似于静态再结晶过程中的亚晶粗化过程, 提出了一种亚晶粗化机制。而Nes[5]认为超塑性变形早期大角度晶界的形成是小角度亚晶界发生迁移的结果。Hales和McNelley[6]对Al-Mg合金的系统研究, 认为其超塑性变形机理表现为亚晶晶界迁移。Gandhi等[7]、Lyttle等[8]认为超塑性变形过程中同时存在亚晶旋转, 亚晶转换和晶界滑移三种变形机制。Gandhi和Raj[7]探究了多种铝合金的超塑性变形行为, 提出了亚晶超塑性模型。Bate等[9,10]、Blackwell等[11]对AA8090铝锂合金的微观组织演变进行了分析, 认为超塑性变形是晶粒转动和晶粒长大的有机结合, 且位错运动也起到重要作用, 并对传统的晶界滑移 (Grain Boundary Sliding, GBS) 理论提出质疑。刘志义等[12]认为在AA8090铝锂合金超塑变形的初始阶段表现为位错滑移, 最后阶段GBS是主要变形机制, 协调机制为动态回复和位错滑移。
本课题组前期实验结果表明, 工业化生产的5A90铝锂合金超塑性板材具有扁平状晶粒组织, 主要为形变组织[13]。在超塑拉伸变形前对合金板材进行高温再结晶处理 (450℃/30min+水淬) , 其晶粒大小和形貌基本保持不变, 但是伸长率得到显著提高[14]。具有这样组织特点的合金超塑性变形行为及机理鲜有报道。因此, 本工作以经450℃/30min再结晶处理水淬后的5A90铝锂合金超塑性板材为实验对象, 研究具有这种变形组织的材料的超塑性变形行为及组织演变, 分析超塑性伸长率大幅提高的变形机理。
1 实验
实验材料为按照本课题组建立的形变热处理工艺制备的2mm厚5A90铝锂合金超塑性板材[1], 合金板材的实测化学成分如表1所示。
拉伸试样沿轧制方向截取加工而成, 样品的尺寸和形状如图1所示[15]。拉伸实验在RWS50拉伸试验机上进行, 采用对开式三段电阻丝炉加热, 恒温区长度为200mm, 温度波动范围为±3℃。拉伸过程中保持夹头速度恒定, 变形温度范围为450~500℃, 初始应变速率控制在1.3×10-3~3×10-4s-1。样品在5min内升至测试温度, 保温15min后开始拉伸。取拉伸后的样品纵截面进行分析, 用于金相观察的试样经机械抛光后用混合酸 (1HF+4HNO3+4HCl+15H2O, 体积分数/%) 腐蚀20~40s, 再用稀硝酸擦拭, 然后用清水清洗, 吹干后在XJP-6A光学显微镜下观察分析;用于EBSD分析的样品经机械抛光后采用10%HClO4+90%C2H5OH进行电解抛光。晶粒尺寸的测量采用线截距法。
2 实验结果
2.1 塑性流动力学特性
对再结晶处理后的5A90铝锂合金细晶板材进行超塑性单轴拉伸时, 选取了450, 475, 500℃三种变形温度, 在每种变形温度下选取了三个初始应变速率, 分别为1.3×10-3, 8×10-4, 3×10-4s-1。
图2 (a) 给出了在变形温度为475℃, 初始应变速率为1.3×10-3, 8×10-4, 3×10-4s-1拉伸时合金的真应力-真应变曲线, 图2 (b) 给出了在初始应变速率为8×10-4s-1, 不同变形温度450, 475, 500℃拉伸时的真应力-真应变曲线, 可以看出, 这些应力-应变曲线的主要共同特征是:在变形的初始阶段加工硬化率很高, 应力迅速达到峰值, 然后维持短暂的近似稳定流动阶段, 最后应力又迅速下降直至断裂。
由表2中可以看出, 合金最大流动应力随变形温度的降低和应变速率的升高而增大, 而超塑性伸长率随应变速率的升高先增大后降低, 随变形温度的变化在不同应变速率条件下并不一致。由以上数据可以确定, 在实验的变形温度和初始应变速率范围内, 经450℃/30min再结晶处理后的5A90铝锂合金板材的适宜超塑性变形条件为475℃, 8×10-4s-1。
2.2 显微组织演变
在变形温度为475℃, 初始应变速率为8×10-4s-1的变形条件下, 将样品拉伸至真应变为0.18, 0.31, 0.59, 0.79, 0.99, 1.28, 1.55, 1.79直至断裂 (真应变为2.28) 时终止实验, 取样进行组织观察, 研究超塑性变形过程中显微组织的演变规律。对于没有拉断的试样, 在样品标距部分的中心位置取样代表该形变量下的组织特征, 对于断裂的试样, 在距离断口约5mm处取样。
*Flow stress (MPa) /true strain/engineering strain (%)
图3所示为5A90铝锂合金工业化制备出的超塑性板材及经再结晶退火后板材纵截面EBSD图片。板材工业化制备的主要工序为固溶、过时效、轧制和再结晶退火。虽然工业化制备的板材在最后进行了450~490℃/30min的再结晶退火, 但由图3 (a) 可以看出, 板材的晶粒主要为长条状的形变组织。对工业化制备出的板材超塑拉伸前进行450℃/30min再结晶处理后的板材晶粒组织如图3 (b) 所示, 可见出现了少量的细小新晶粒, 但仍以长条状的晶粒组织为主。两者相比, 其晶粒大小及形貌基本保持不变, 通过对试样晶粒取向差的分析结果表明 (见表3) , 经再结晶处理后小角度晶界明显增多, 说明试样经450℃/30min再结晶处理后只发生了轻微的静态再结晶。
由图2 (a) 中合金板材在475℃, 8×10-4s-1的变形条件下拉伸曲线可知:超塑拉伸初始阶段, 真应力随应变的增加而增大, 当真应变为0.59时, 真应力达到最大值, 而后应力随应变的增大而急剧减小, 当真应变达到1.55以后, 真应力随应变的增大有小范围的波动, 但基本保持稳定。
图4给出了再结晶后5A90铝锂合金板材超塑拉伸不同阶段的金相组织演变, 可以看出, 当真应变小于0.59时, 晶粒仍然保持长条状;当真应变大于0.59时, 细长条状的晶粒开始逐渐消失, 晶粒尺寸沿板材法向明显长大, 但仍为扁平状的晶粒形貌。随着进一步变形, 晶粒进一步等轴化, 当真应变达到1.55时, 晶粒基本变成等轴晶, 且随着变形量的增加, 晶粒尺寸纵横比逐渐减小, 同时出现了尺寸较大的空洞。
采用线截距法计算超塑性拉伸不同阶段时晶粒的平均尺寸, 如表4所示, 其中dn表示沿法向方向的晶粒尺寸, dr表示沿轧向方向的晶粒尺寸。在超塑性变形的初始阶段, 晶粒粗化, 沿法向方向的晶粒尺寸由3.5μm长大到5.4μm;当真应变在0.59~1.55阶段时, 沿法向的晶粒尺寸继续增大, 沿轧向的晶粒尺寸逐渐减小。当真应变大于1.55时, 晶粒继续长大, 但是长大的幅度不明显, 可以视为稳定长大。
图5所示为晶粒纵横比随真应变的增加而变化的曲线, 可以看出, 超塑性变形初始阶段, 晶粒纵横比有所下降, 但真应变在0.59~1.55时, 晶粒尺寸纵横比急剧减小, 晶粒逐渐等轴化;当真应变大于1.55后, 晶粒尺寸纵横比值接近于1, 其值随变形的增加基本没有波动, 即晶粒形貌保持等轴。
3讨论
与未再结晶状态相比[13], 可以发现再结晶处理后合金板材的伸长率得到了明显提高, 原始状态板材在475℃, 8×10-4 s-1的变形条件下的最大伸长率为480%, 而经450℃/30min再结晶处理后合金板材在同样的条件下伸长率可达到880%。从超塑性变形机理的角度考虑, 伸长率的提高可能由两方面因素引起:一是再结晶退火过程中引起晶粒取向差的增大, 增加了可动大角度晶界的数量;二是再结晶后水淬会使合金晶粒内部的空位处于过饱和状态, 空位浓度的增大可促进超塑性变形过程中的物质迁移, 弥补由于晶界滑动引起的空隙, 从而提高超塑伸长率。
表3统计了不同状态下大、小角度晶界所占比例, 其中将晶粒取向差小于10°的晶界视为小角度晶界, 由统计结果可知, 与原始板材相比, 经450℃/30min固溶处理的板材小角晶界增加了约13%, 而大角晶界所占比例相应减小, 小角晶界的增多说明基体并未发生完全静态再结晶, 即再结晶处理虽然可以引起晶粒取向差的变化, 但并不是引起材料伸长率提高的原因。而对材料拉伸过程的分析表明, 在真应变为0.59~1.55的过程中材料发生了动态再结晶, 晶粒取向差明显增大, 大角度晶界增多, 有利于晶界滑移和晶粒旋转, 从而使材料呈现较好的超塑性。
与此同时, 水淬使得材料内部处于过饱和空位状态, 在动态再结晶过程中, 当晶界滑动及晶粒转动时, 也会在晶界处产生大量的空位, 而在超塑拉伸过程中空位可以不断弥合拉伸过程中产生的细小空隙, 抑制空洞的形核, 进而提高其伸长率。当空位的弥合速度不及拉伸所产生的空隙的发展速度时便会形成空洞, 而后空洞长大并不断聚合或连接, 使材料断裂。超塑性材料的断裂行为主要是空洞行为, 空洞的形核及长大得到抑制, 其超塑性会更好, 从而使材料伸长率得到提高。
目前关于超塑性机理的研究认为, 晶界滑移是传统超塑性的主要变形机制[3]。超塑性变形主要是一种包括晶界滑动和晶界迁移在内的晶界行为, 是多种机制作用的结果。由图2所示真应力-真应变曲线可知, 在较小应变的初始阶段 (ε≤0.59) , 真应力随真应变的增加而急剧增大, 且晶粒沿法向增大。对于多数超塑性材料, 在拉伸变形过程中晶粒的长大会导致硬化[16,17], 图6所示为真应力的计算值与实验值的比较图, 可以发现晶粒粗化并不是导致硬化的主因, 一些学者在研究材料的超塑性变形初始阶段时, 认为位错的作用不可忽视[17,18,19]。
当真应变为0.59~1.55时, 真应力急剧减小, 长条状晶粒逐步转化为等轴状, 晶粒尺寸纵横比从3.4减小到1.42。细小等轴晶粒的出现说明基体发生了动态再结晶, 再结晶的发生导致应力急剧下降。同时, 伴随动态再结晶的发生, 晶粒取向差增大, 如表3所示, 大角度晶界明显增多。当真应变大于1.55以后, 真应力并不随变形的增加而剧烈波动, 超塑拉伸进入稳态流变阶段, 金相组织观察表明在这个阶段, 由于力和热的作用, 晶粒有所长大, 但形貌仍然保持等轴, 因此该阶段变形机制以晶界滑移为主。
4 结论
(1) 对工业化制备的5A90铝锂合金板材进行450℃/30min再结晶退火, 在温度为475℃、应变速率为8×10-4s-1的适宜超塑性变形条件下, 最大伸长率为880%。
(2) 组织观察表明, 整个超塑性变形过程中不同阶段对应不同的变形机制。原始板材具有长条状的形变组织, 静态再结晶退火并未引起大角度晶界的明显增多, 而是变形初期的动态再结晶使晶粒取向差增大, 有利于晶界滑移及晶粒转动。伸长率的提高主要是由于再结晶退火过程中增加了过饱和空位的浓度, 能够不断弥合因拉伸产生的细小空隙, 从而抑制空洞的形核和长大。
超塑性变形 篇2
关键词：TC4-DT合金,动态再结晶,超塑性变形
国际航空结构材料的设计概念正由单纯静强度设计向现代的损伤容限设计准则转变[1], 要求钛合金在具有一定强度水平条件下, 同时具有高的断裂韧性和低的裂纹扩展速率[2,3], 这对钛合金提出了更高的要求, 从而影响了钛合金的热加工工艺方向[4,5]。作为一种新型的损伤容限型钛合金, TC4-DT合金因其优异的综合力学性能主要应用于飞机承力构件上。研究TC4-DT合金的超塑性变形过程中的动态再结晶行为以及本构关系, 可以准确描述TC4-DT合金的流变行为, 为该合金超塑成形工艺过程设计和数值模拟分析提供基础数据。
本工作采用恒应变速率拉伸方法对TC4-DT合金的动态再结晶进行研究, 这是因为金属材料热变形时所发生的组织演变决定其成形后的性能, 其中, 一种重要的组织演变机制是动态再结晶。随着计算机技术的发展, 可通过有限元模拟技术模拟材料在热变形过程中的微观组织演变, 以达到预测与控制材料组织的目的[6]。采用有限元软件模拟材料热变形组织演变的必要条件之一是建立动态再结晶动力学模型, 从而为科学地制定TC4-DT合金热加工工艺提供理论依据。材料本构关系不仅可以通过经典数学模型来建立[7,8], 也可以通过回归软件来直接建立, 如著名的Origin, SPSS, Matlab及国产的1stopt软件, 但无论是通过经典数学模型还是直接利用回归软件建立本构关系, 都存在精度问题, 而要对变形过程做到精确控制, 就必须要求所建立的本构模型具有足够的精度, 而精度问题在构建本构方程时不是一次就能保证的, 往往需要通过若干次的修正来保证, 因此本工作在建立本构方程的基础上对其进行了修正。
1 实验材料与方法
实验用材料为TC4-DT钛合金, 对其进行能谱测试, 精确测定其成分 (原子分数) 为:Ti 90.09%, Al 5.56%, V 4.34%。合金原始晶粒尺寸约为15μm, 组织为初生α相和转变β相且分布较为均匀[9,10]。
本实验使用CMT4104电子万能拉伸试验机进行超塑性拉伸实验。将TC4-DT合金棒材加工成如图1所示的拉伸试样, 变形区域应无裂纹、划痕等可能影响实验结果的缺陷。
恒应变速率超塑性拉伸实验:在870℃下, 应变速率为3.3×10-4 s-1。
应变速率循环超塑性拉伸实验:在850~890℃下, 应变速率循环范围为3.3×10-5~3.3×10-3s-1。
2 动态再结晶动力学模型
恒应变速率法的应力-应变曲线如图2所示, 表现为三个阶段:初始阶段为加工硬化阶段;当应变超过临界应变时, 材料开始出现动态再结晶, 硬化率下降;当动态再结晶造成的软化与应变硬化达到动态平衡时, 进入稳定再结晶阶段, 流变应力趋于恒定[11,12]。
本工作采用经典的Avrami方程来描述TC4-DT合金的动态再结晶动力学模型[13], 动态再结晶的体积分数Xd与应变ε之间的关系可以表示为:
式中:εc为发生再结晶的临界应变;εp为发生再结晶的峰值应变;βd, kd均为与材料有关的系数。
根据应力-应变曲线来确定Xd:
式中:σde为动态回复过程中的瞬态应力;σsde为动态回复过程中的稳态应力;σdx为动态再结晶过程中的瞬态应力;σsdx为动态再结晶过程中的稳态应力。
采用峰值应力近似地代替σde和σsde, 则式 (3) 可表示为:
由式 (1) 推导可得:
通过绘制ln[-ln 1 (-Xd) ]与ln[ε (-εc) /εp]的曲线, 并利用Origin软件进行拟合, 便可求得kd与lnβd的值, 如图3所示。
由图3拟合出的公式为:Y=A+BX, 其中:A=-2.60208, B=1.42114, 该公式的精度R=0.98137。计算得:kd=1.42114, βd=exp (-2.60208) =0.07412。
所以该动态再结晶动力学方程为:
3 本构模型的建立与修正
3.1 Arrhenius型方程的建立与检验
反映材料动态特性的本构关系可能因为材料的不同而存在较大的差异, 即使是同一种材料, 也可能因为不同的目的不同的需求而建立不同形式的本构关系。常用Arrhenius型方程一般有三种形式:
根据Arrhenius型方程中流动应力的表现形式, 式 (7) ~ (9) 分别称为指数方程、幂函数方程与双曲正弦方程。其中:Q为变形激活能 (J/mol) ;R为气体常数 (J/ (mol·K) ) ;T为绝对温度 (K) ;A1, A2, A3和α为常数;β, n1, n为与应变速率敏感性因子有关的参数。
由式 (7) ~ (9) 两边取自然对数, 然后整理可得统一形式:
式中:f (σ) 可分别表示σ, ln (σ) 和ln[sinh (ασ) ]。通过对实验数据的计算[14,15]可最后求得不同温度下的β与n1及计算所得的α值如表1所示。
由表1数据可得α的平均值为0.019570MPa-1。
应用双曲正弦型Arrhenius方程对TC4-DT合金进行适用性分析时, 均采用α的平均值进行计算。由Arrhenius双曲正弦型方程可推导出变形激活能的表达式为:
通过计算可求得各温度下的n, k值及lnA值如表2所示。由表2计算激活能Q=Rnk=171.9kJ/mol。
由式 (9) 可得:
代入表2相关的值可得TC4-DT合金在两相区超塑性拉伸的本构方程为:
由于Arrhenius型方程的三种形式又可表示为, 则可表示为:
通过计算, 在用于构建本构方程的实验数据点中, 误差小于15%的实验数据点占总数据点的74%, 误差小于10%的实验数据点占总数据点的51%。图4为所构建本构方程的误差精度效果图, 图4中两条直线组成的楔形带为满足相对误差小于和等于15%的误差带, 中间一条直线上的点是实验值与计算值相等的点。从图4可以看出, 相当一部分点落在15%的误差带外。
以上分析表明, 所构建本构方程的精度不足, 需对现有的本构方程加以修正。
3.2 本构模型的修正与检验
以上述本构方程求得的σcalc及温度T为自变量, 以σexp为因变量, 可借助国产1stopt软件进行二元非线性回归, 获得的数据拟合结果如图5所示。
图5 (a) 为利用1stopt软件进行二元非线性回归拟合后的X-Y散点图, 各点与对角线的垂直距离表示修正后的误差, 即σcor与σexp的偏差, 落在对角线上的点表示σcor与σexp相等的点。图5 (b) 为利用1stopt软件进行二元非线性回归拟合后的双线图, 其中, 蓝色曲线表示σexp曲线, 红色曲线表示σcor曲线, 红色曲线与蓝色曲线的偏差即表示σcor与σexp的偏差。
拟合出的方程如式 (16) 所示, 精度R2=0.9990。
所得的回归系数见表3。
通过计算, 在用于构建本构方程的实验数据点中, 误差小于15%的实验数据点占总数据点的99.8%, 误差小于10%的实验数据点占总数据点的95.5%。图6为修正本构方程后的误差精度效果图, 图中两条直线组成的楔形带为满足相对误差小于和等于15%的误差带, 中间一条直线上的点是实验值与计算值相等的点。从图6可以看出, 几乎所有点落在15%的误差带内。以上检验表明, 所构建的本构方程的精度较高。
图7为不同温度下所构建的本构方程求出的流动应力计算值与实验值的比较图。可以看出根据所构建的本构方程计算所得的流动应力值与实验数据吻合程度较好。
以上的误差分析表明, 构建的TC4-DT合金的本构方程有较高的精度, 且具有普遍适用性, 可用于实际热加工过程的变形抗力计算, 也可作为有限元模拟的本构方程。
4 结论
(1) 在超塑性变形过程中存在动态回复与动态再结晶现象, 采用Avrami方程描述了动态再结晶动力学行为, 在870℃, 应变速率为3.3×10-4s-1时合金的再结晶体积分数为:
金属塑性变形的本构模型研究 篇3
关键词：结构钢,位错动力学,温度,流变应力,本构模型
金属材料的塑性变形依赖于宏观力学性能与微观结构的关系。从材料科学的角度来看,当扩散和蠕变不是引起塑性变形的主因时,塑性变形基本是位错运动和增殖的过程,其中位错运动是最主要的物理机制。
金属塑性变形的流变应力(即屈服强度)由位错运动过程中遇到的各种障碍性质所决定,这些障碍可分为长程非热应力、短程热激活应力与粘拽阻力3类[1,2,3,4,5,6,7]。本研究通过分析位错在金属晶体内运动的动力学过程,建立了一种描述流变应力与温度、应变、应变速率之间相互关系的理论模型。研究了HSLA-65结构钢在不同温度、应变率下的塑性变形行为,结果表明,所给出的本构模型在很宽的温度和应变率范围内都能较好地预测其塑性流变应力。
1 建立模型
1.1 短程热激活应力与粘拽阻力
短程热激活应力由位错、固溶原子、第二相粒子等产生,位错可以借助热激活所提供的能量并在外力的共同作用下进行克服。热激活过程是时间相关过程,体现了应变速率强化效应。粘拽阻力为位错在滑移过程中受到的晶格阻尼作用,包括声子和电子的影响,是一种与滑移速率相关的阻力,同时也与温度相关。
材料动态行为的重要特点是速率效应,本质上是可动位错运动速率与可动位错密度的宏观表现。可动位错开动主要受短程作用力控制,若位错所受外力大于该短程障碍,则位错可以直接越过障碍前进,否则就需要借助热激活所提供的能量,这样位错就必须在障碍前等待热激活成功。而可动位错开动以后,在相邻两短程障碍间滑移时所受阻力为晶格阻尼应力,其大小一般用阻尼系数来表征。假设位错在障碍前的等待时间为tw,在相邻两障碍间的滑移时间为tf,则可动位错的平均运动速率可表示为:
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式中:等待时间tw为成功跃过障碍频率ν的倒数,ν满足式(2)[8,9]:
ν=ν0exp(-ΔG/kT) (2)
因此:
tw=t0exp(ΔG/kT) (3)
设位错在相邻障碍间运动时拖曳系数为D。位错的滑移速度是由作用于位错上的力和拖曳力所决定。如忽略非常短的加速时间,则两力应平衡,因此位错在相邻障碍间的运动时间为:
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将式(2)-(4)代入式(1)得:
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在滑移过程中,位错克服短程障碍势垒所需要的能量决定了流变应力对温度和应变速率的依赖关系。在一般情形下位错遇到的大多数势垒不构成规则排列,热激活能可用Kocks型本构方程[1,8,10]来描述:
undefined(0≤p≤1,1≤q≤2) (6)
宏观应变速率可用Orowan方程[8]表示:
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则可得塑性应变率的本构方程,即隐式本构方程为:
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如果应变率不太高,位错在障碍前的等待时间远长于位错在障碍间滑移的时间,热激活作用是主要机制,拖曳作用则可以忽略。令undefined,得:
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如果应变率很高,位错所受的应力也很大,则位错借助热激活能量克服的障碍势垒就越小,从而使位错在障碍前的热激活等待时间变得很短,与位错在障碍间的滑移时间相比可忽略不计,位错拖曳机制起控制作用,可忽略热激活项,得:
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1.2 长程非热应力
非热应力是位错运动过程中所受到的由其它位错、沉淀颗粒、固溶原子和晶界等产生的长程应力场作用,与温度无关,只能依靠外力作用来克服,并且在所有温度下都必须克服这种障碍。非热应力可以采用Johnson-Cook本构模型[11,12,13]来描述:
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由于非热应力是通过位错密度与剪切应变率相关的,当位错无演化时,非热应力与应变率无关,但式(12)表明,当位错还没有开始运动时,应变速率对长程应力场也会产生影响,于是将Johnson-Cook模型进行修改来表述非热应力,可得修正的Johnson-Cook方程:
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1.3 流变应力
由式(9)可知,当温度升高后,热激活应力会减小,并在拐点温度Tc时σ*=0,由此可计算出拐点温度Tc:
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当温度在拐点温度以上时,热激活应力为0,流变应力为非热应力与粘拽阻力之和;而当温度低于拐点温度时,有热激活效应,流变应力为非热应力、热激活应力与粘拽阻力3种阻力之和,从而得到最终的物理本构方程:
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2 实验与结果
2.1 材料与试验分析
HSLA-65是一种高强度低合金结构钢,碳含量约为0.08%。依据铁-碳相图,该钢具有体心立方晶体的结构。在不同温度和应变率为0.1s-1以下时采用Instron液压伺服试验机对HSLA-65结构钢进行了单轴压缩测试[7],试样的名义直径和高度均为5mm。
图1是HSLA-65结构钢分别在应变率为0.001s-1和0.1s-1、不同应变下流变应力随温度变化的关系。实验结果表明,在一定温度范围内该钢的流变应力不具有温度敏感性,甚至可能随温度的升高而增大,这种现象可能是由动态应变时效所导致的。由图1可见,在低应变率下这种现象比较明显,并且随应变率的提高发生该现象的温度区转向更高区域。
2.2 模型参数的求解
采用静态压缩试验数据来拟合所建模型的部分参数,求解过程分成以下几个步骤。
(1)采用准静态压缩试验数据将热激活应力从流变应力中分离出来,利用准静态试验的屈服应力(真应变ε=0)与温度的关系图可大致判断出拐点温度Tc约为300K。在拐点温度以下时σ=σa+σ*+σd,在拐点温度以上时σ=σa+σd。设参考应变率为准静态加载时的应变率,则方程中的应变率项可忽略。取T0=0K,令T*=1-(T/Tm)m,在屈服点(ε=0)选取Tc以上的实验数据,利用非线性拟合方法,求出参数A=496.54MPa,m=3.26。
当温度高于Tc时,undefined,选择某一确定温度取不同应变所对应的流变应力,拟合直线ln([(σ-σd)/T*-A]-lnε(如图2所示),求出参数B=257.8MPa,n=0.4。
(2)如果A、B、n、m已知,则可用准静态下的屈服应力减去非热应力与粘拽阻力得到对应的热激活应力,当T=0K时,σ*=σ0,选择合适的短程障碍形状参数p、q,对于bcc多晶材料一般可取p=1/2,q=3/2,于是拟合直线(σ*)1/2-T2/3(如图3所示),可得σ0=1073.35MPa。
(3)取某一应变率,由室温下不同应变与流变应力的数据,对式(17)拟合直线σ-εn(如图4所示),可求出参数C=0.1。
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(4)由室温下不同应变率与流变应力的数据拟合直线[1-(σ*/σ0)1/2]3/2-lnundefined(如图5所示),可求出ΔG0=0.75eV,undefined0=1.66×109s-1。
本构模型中的各材料常数如表1所示,根据式(14)-(16)可得HSLA-65钢最终的本构方程:
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图6为准静态时不同应下模型预测与实验结果的对比。基于位错动力学理论的物理本构模型能较好地预测多晶材料HSLA-65在准静态不同应变下的流变应力。由图6可见,在所研究的温度范围内,当温度低于拐点温度时,流变应力随温度的升高迅速减小;当温度高于拐点温度时,流变应力随温度的升高而缓慢减小,与实验结果比较吻合。
3 结论
超塑性变形 篇4
球墨铸铁具有成本低、应用性能优越的特点, 自球墨铸铁应用概念形成并投入到正式生产活动中后, 球墨铸铁短时间内在各大生产研究领域得到了广泛的应用, 并在实际应用的过程中, 充分发挥了其自身的应用优势, 取得了相对可观的应用效果, 在此基础上为了提高球墨铸铁的综合性能, 就应该对球墨铸铁高温塑性变形行为及应用进行研究。
1 球墨铸铁高温塑性变形行为研究的价值
(1) 从球墨铸铁应用现状的角度进行分析。与其它工程应用材料相比, 球墨铸铁具有极强的耐磨性能, 因此在车辆配件制作中得到了利用, 自2006 年起球墨铸铁在我国社会生产中的应用达到了前所未有的高峰阶段, 其生产与应用数值随着我国社会经济增长的速度逐渐增加, 据不完全数据显示, 直至2014 年全球范围内金属材料的生产量已经突破了7000 万吨, 其中70% 以上为球墨铸铁材料, 并被广泛应用在工业生产活动中, 为了从更加深入的角度表明球墨铸铁的应用价值, 以我国球墨铸铁应用生产情况进行说明, 2014 年我国年均金属材料生产量达到3470 万吨, 其中铸铁材料成产量为2570 万吨, 占总金属材料生产量的74.06%, 通过以上数据描述, 可以看出在现代社会快速发展的大背景下, 铸铁材料的生产与应用已经成为金属材料应用的主力军, 社会发展各生产项目对铸铁材料的需求量也达到了顶峰期, 在这样的情况下, 以提升球墨铸铁应用效果为目标, 对球墨铸铁高温塑性变形行为进行研究具有一定的紧张性和迫切性[1]。
(2) 从球墨铸铁自身特点的角度进行分析。球墨铸铁实质上属于金属材料范畴, 在高温条件下容易发生体积转移, 具有极强的可塑性, 所以在实际应用的过程中, 球墨铸铁的适用性非常强, 在同等条件下能够达到预想之外的应用效果。与此同时在高端科技辅助研究下, 球墨铸铁会在最大程度上保持其原有的元素特点, 提升制作工件的硬度和精度, 有效的避免了制作工件质量不标准的问题, 进而从根本上改变了传统的工件制作环境, 提高了工件制作的效率, 达到了资源有效利用的基本要求, 减少了不必要资源物质的投入量充分体现了其研究价值[2]。
2 球墨铸铁高温塑性变形行为研究的内容
2.1 塑性变形行为特点
上文叙述提到球墨铸铁具有良好的应用性, 在实际工作过程中, 为了满足基本的制作效果, 达到工件制作的基本要求, 可以以实际的需求形状特点为依据, 在特定温度或者外力条件下, 对球墨铸铁进行塑性操作。从实际应用效果的角度进行分析, 受球墨铸铁自身特性的影响, 球墨铸铁在工业生产中体现了极强的应用优势, 在这样的情况下, 要想进一步提升球墨铸铁的应用性, 就应该对球墨铸铁高温塑性变形行为进行深入的研究, 制定模拟实验计划, 从全面的角度出发, 了解球墨铸铁高温塑性变形行为的特点。球墨铸铁塑性操作主要以基本要求为前提, 在实际工作的过程中, 除球墨铸铁外形形状与尺寸的变化外, 不会产生其它多余的物质, 也不会产生切割或其它操作碎屑, 能够保证球墨铸铁完全的应用率, 避免了金属制造材料浪费现象的发生, 除此之外金属材料制作工件, 多被应用在专业技术领域, 所以工件加工技艺相对纯熟, 能够利用球墨铸铁材料可塑性强的特点, 实现连续性加工制作, 从而满足金属工件的应用需求量[3]。
2.2 塑性变形行为多样化
通过大量的调查与分析后发现, 以金属为基本制作材料生产的工件成品, 其精准度和质量都能达到标准以上的要求, 但是随着研究内容的不断深入, 相关学者发现球墨铸铁塑性变形特点多变, 受环境条件的影响, 球墨铸铁的变形特点与变形行为内容也不同, 充分体现了金属材料塑性变形多样化的特点。以球墨铸铁热变形动态再结晶研究为例, 该实验的主要目的是, 在标准试验温度下利用物理动能理论知识, 确定球墨铸铁的拉伸极限数据, 确定球墨铸铁的动力参数, 以便于为球墨铸铁在工程生产中的后续应用发展提供科学有效的数据支持。通过该实验的应用研究, 利用热压应变方程, 与参数应变方程学者总结了球墨铸铁塑性变形活动与基本动力参数之间的关系, 极易两者之间的变形规律, 并以此为基础对球墨铸铁的微观结构进行了调整, 提高了球墨铸铁整体应用性能的同时, 扩大了球墨铸铁的应用范围[4]。
2.3 塑性行为相变研究
材料的组成结构是决定材料应用性能的关键因素, 在这样的基本理论知识支撑下, 为了在最大限度上提升球墨铸铁的应用性能, 对球墨铸铁的塑性行为相变规律进行研究是十分有必要的。目前针对球墨铸铁展开的行为相变研究, 工作程序较为复杂, 对于实验操作手法的精准度要求较高, 在实际进行实验研究的过程中, 主要利用金相测定法来抓取球墨铸铁相变现象发生的临界点, 与此同时根据球墨铸铁塑性变化标准温度, 设定不同的实验环境, 并对球墨铸铁的变形情况进行同步观察, 了解环境温度变化为球墨铸铁塑性变化带来的影响程度, 最后通过对实验数据的整合与分析, 确定球墨铸铁相变的温度范围, 以及铁素体在不同温度下的数量变化, 掌握其铁素体的变化增长规律[5]。
3 结论
通过上文的叙述我们可以了解到, 球墨铸铁作为当下社会生产应用最频繁的工程材料, 在工程制造发展过程中发挥了重要的作用, 在这样的应用生产背景下, 要想提高球墨铸铁的应用能力, 扩展球墨铸铁的应用范围, 就应该肯定对球墨铸铁塑性变形特点进行研究的必要性, 了解球墨铸铁塑性变形的特点, 总结球墨铸铁塑性变形行为多样化与塑性行为变相研究内容, 进而实现充分发挥实验研究价值的目标。
摘要：本文简单介绍了球墨铸铁高温塑性变形行为研究的价值, 强调了球墨铸铁高温塑性变形行为应用的必要性, 同时针对球墨铸铁高温塑性变形行为研究的内容进行了深入的探讨和分析。
关键词：球墨铸铁,塑性变形,行为研究,应用探讨
参考文献
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[2]王持红.热处理工艺参数对等温淬火球墨铸铁切削加工性能影响的研究[D].苏州大学, 2010.
超塑性变形 篇5
本文在考虑尺寸效应的基础上, 对大断面隧道围岩塑性变形进行研究, 发现围岩塑性区变形量与围岩断面尺寸存在线性比例关系, 推导出围岩塑性变形比例系数的计算公式。分析围岩初始应力及岩石力学参数对围岩塑性变形尺寸效应的影响规律, 确定围岩变形关键影响因素。
1围岩塑性变形比例系数
岩体经开挖后, 其自身原有的应力平衡遭到破坏, 应力经重新分布后, 硐壁应力往往由于初始应力作用或岩体强度下降的原因, 超出岩体屈服强度, 此时, 隧道硐壁岩体将产生塑性区。
采用芬纳塑性变形压力计算公式研究分析大断面隧道围岩塑性变形的尺寸效应, 作出如下基本假设[7]:
1) 隧道围岩为均质、各向同性的连续介质。
2) 满足侧压力系数λ=1时, 圆形隧道二次应力弹塑性分布的条件。
3) 在弹、塑性区边界上, 围岩的粘结力为零, 即:r=Rp, c=0。
4) 隧道在支护作用下, 假定支护对围岩的作用力为Pi, 当隧道无支护时, 塑性区获得了充分发展;计算简图如图1所示。
由弹塑性二次应力计算时, 建立满足静力平衡条件的微分方程:
围岩塑性区内的应力满足该方程:
联立式 (1) , 式 (2) , 得到微分方程:
解该微分方程得:
C1可以由弹、塑性区边界条件r=ra, σr=pi求得:
当无支护作用时, Pi=0, 式 (9) 变形为:
为了计算塑性区内的径向位移up, 假设塑性区内岩体在小变形的条件下其体积应变为零, 建立满足变形协调条件的微分方程:
积分得:
C2可以由弹、塑性区边界上r=R0的变形协调条件确定, 求得:
其中, E, μ分别为围岩的弹性模量和泊松比。
E, μ与岩石的体积模量K, 切变模量G的关系:
将式 (14) , 式 (15) 代入式 (13) :
则围岩塑性变形为:
将塑性区外半径Rp计算式 (10) 及式 (8) 代入计算式 (17) , 即可得到隧道围岩塑性区变形量的计算公式:
则围岩塑性变形量up与隧道半径R0的关系为:
根据以上理论分析可知, 在无支护作用的条件下, 隧道围岩的塑性变形存在明显的尺寸效应, 塑性变形量up与隧道半径R0呈线性比例关系。围岩塑性变形比例系数Ku的大小与围岩的粘聚力c、内摩擦角φ、切变模量G以及围岩的初始应力P0等因素有关。
2围岩塑性变形尺寸效应分析
通过上述理论分析, 得到了隧道围岩塑性变形比例系数Ku, 其大小是围岩塑性变形尺寸效应的直接反映, Ku越大, 尺寸效应越明显, 反之越微弱。而Ku与围岩粘聚力c、内摩擦角φ、切变模量G以及围岩的初始应力P0密切相关。
如图2所示, 对同一类岩石而言, 当围岩内摩擦角与粘聚力恒定时 (c=3.0 MPa, φ=25°) , 围岩塑性变形系数Ku的值随围岩初始应力P0的增大而骤增, 即初始应力P0对围岩塑性变形尺寸效应作用十分明显, 因此P0是影响围岩结构塑性变形的关键因素。当围岩初始应力值达到40 MPa时, Ku值将近0.6, 此时隧道断面尺寸大小对围岩塑性变形量的影响将会非常显著, 实际工程中, 应加强围岩稳定性控制工作。
如图3所示, 对于不同岩类, 围岩塑性变形系数Ku的值随围岩粘聚力c增大而降低, 围岩塑性变形量也随之减小。当围岩的内摩擦角φ值较小时 (φ<25°) , Ku变化幅度较大, 粘聚力c对围岩塑性变形尺寸效应的影响较为明显, 当围岩内摩擦角φ值较大时 (φ>30°) , Ku变化幅度相对较小, 粘聚力c对围岩塑性变形尺寸效应影响较弱。但当粘聚力c大到一定值时 (c=3.0 MPa) , Ku逐渐收敛于一个较小的数值, 此时围岩塑性变形的尺寸效应并不明显。
如图4所示, 对于不同岩类, 围岩塑性变形系数Ku的值随围岩内摩擦角φ增大而减小, 围岩塑性变形量也随之降低。但Ku值的下降幅度并不明显, 特别是当围岩粘聚力c较大时 (c>2.5 MPa) , φ与Ku的关系曲线近乎于平直线, 说明此时围岩内摩擦角φ的大小对围岩塑性变形尺寸效应的影响并不明显。
以上通过分析围岩初始应力P0及岩石材料力学参数对围岩塑性变形尺寸效应的影响规律, 可知围岩初始应力P0和粘聚力c是影响围岩塑性变形的关键因素, 内摩擦角φ是重要因素。
3结语
本文基于尺寸效应, 对大断面隧道围岩塑性变形进行研究, 发现围岩塑性区变形量与围岩断面尺寸存在线性比例关系。通过理论推导, 得出围岩塑性变形比例系数Ku的计算公式, Ku与岩石的内摩擦角φ、粘聚力c、切变模量G和岩体初始应力P0有关, 其大小是围岩塑性变形尺寸效应的直接反映。在同一岩类中, 围岩初始应力P0越大对Ku作用越显著, 即围岩塑性变形的尺寸效应越明显;而对于不同岩类, 当P0一定时, 岩石内摩擦角φ和粘聚力c越小, 围岩塑性变形尺寸效应越明显。因此, 可知围岩初始应力P0和粘聚力c, 内摩擦角φ是影响围岩塑性变形和结构稳定性的关键因素。
摘要：基于尺寸效应, 对围岩塑性变形尺寸效应进行了研究, 通过理论分析, 确定了大断面隧道围岩塑性变形尺寸效应的关键影响因素, 以更好的了解大断面隧道的结构稳定性。
关键词：大断面隧道,变形计算,尺寸效应
参考文献
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超塑性变形 篇6
为满足汽车生产轻量化、节能、减排和保证行驶安全的发展要求,高强度钢板在汽车车身及零件中的使用比例不断提高,但高强度钢在生产应用过程中的回弹量控制一直是影响冲压成形精度的重要因素。通过有限元模拟预测冲压成形的回弹量能够提高板材成形精度。在有限元模拟过程中,通常将弹性模量设为常量。然而研究表明,钢和铝合金等金属材料在发生塑性变形时,弹性模量数值发生变化而非恒定不变,这种现象称为非弹性回复行为[1-3]。臧顺来、郭成[4]在考虑弹性模量变化的基础上推导出非线性弹性卸载本构模型,通过设计L形弯曲试验验证了在有限元模拟中考虑塑性变形对弹性模量的影响能提高回弹预测的精度。
本文以汽车用高强度钢DP780为例,进行单向拉伸试验和加载-卸载-重新加载循环拉伸试验,探索DP780钢表观弹性模量随塑性变形的变化规律。
2 试验方案
2.1 单向拉伸试验
试样取自DP780高强度钢 板 ,板材厚度 为0.9 mm,试样尺寸按GB/T228.1-2010规定(图1)。为避免试样发生应力集中及组织相变,采用线切割方法制备试样并对其表面进行打磨,处理后的拉伸试样如图2所示。拉伸试验在美国MTS810材料伺服试验系统上进行,并将该系统与基于DIC方法的道姆公司ARAMIS光学应变测量系统相连接(图3),通过两个试验系统的结合获取精确的应力-应变数值。拉伸试验在室温条件下以2 mm/min的拉伸速度进行。
2.2 循环加载-卸载-重新加载拉伸试验
循环加载-卸载-重新加载拉伸试验的试验设备和试样尺寸与单向拉伸试验相同,制备与钢板轧制方向成0°的拉伸试样。预定加载至2%、4%、6%、8%和10%拉伸应变处进行卸载再加载试验,试验过程如下。
a.加载至预定加载应变处;
b.停止加载;
c.连续卸载至应力为0;
d.重新加载。
通过MTS810试验系统和ARAMIS系统获得试样的载荷-位移曲线,计算出工程应力-工程应变曲线以及真应力-真应变曲线;采用多项式拟合真应力-真应变曲线,再将曲线外推到使函数值为零的点,求该点的导数值即为该点的弹性模量(此处为求弹性模量值的计算方法)。最终获得塑性变形与表观弹性模量的数学模型。
3 试验结果与分析
3.1 单向拉伸试验
DP780钢的工程应力-工程应变曲线见图4,DP780钢相关的力学性能见表1。
3.2 循环加载-卸载拉伸试验
图5为通过循环加载-卸载-重新加载拉伸试验得到的循环工程应力-工程应变曲线。从图5看出,每次卸载后再加载,循环拉伸曲线出现向上的凸起,而且凸起在应变为0.02~0.06时较大,然后随着应变的增加而减小。表明卸载后再加载时材料硬化能力提高,且硬化能力随着变形增加而改变。从图5还发现5个应变处的卸载曲线相似。
选择塑性应变(εT)为0.058时卸载的真应力真应变曲线如图6所示。由图6看出,卸载曲线不是严格意义上的直线,由此推断DP780钢在卸载过程中发生了非弹性回复(也称非弹性线性卸载)。分析图中虚线AC、AB和曲线AEB这3条线,发现DP780钢试样卸载过程中的实际回复变形包括弹性回复变形和非弹性回复变形。图中AC线段(弹性回复变形)投影部分CD的长度明显小于实际卸载曲线AEB投影段BD的长度;并且投影段BD被分为BC部分和CD部分,其中BC部分是整个卸载过程中的非弹性回复应变。经计算得出,在该应变水平下卸载后的非弹性回复应变占整个回复应变的比例达到14.34%。
每个卸载塑性应变处的弹性模量如表2所示,可知弹性模量在塑性变形过程中并不是恒定不变的。由表2看出,当塑性变形<4.1%时,弹性模量下降速度很快,随着塑性变形的持续进行,弹性模量的变化趋于稳定。在DP780钢薄板冲压成形过程中,弹性模量仅仅会在塑性变形初始阶段的小变形范围内出现较大的变化,但变化后的弹性模量值已经 远小于初 始弹性模 量值(下降约29.86%),因此在有限元仿真回弹时,认定弹性模量为恒定值会大大降低预测精度。
为了提高有限元模拟的回弹仿真精度,对表2的试验数据进行一阶指数衰减函数拟合,其拟合的数学模型为:
式中,EA是不同塑性应变下的弹性模量值;εP为塑性应变。
4 结论
a.DP780钢卸载后再加载时,材料硬化能力提高,且硬化能力随着变形增加而改变。在塑性变形较小时,弹性模量快速下降,之后逐渐趋于稳定,降幅高达29.86%,非弹性回复应变占整个回复应变的比例可达到14.34%,因此使用恒定弹性模量进行有限元模拟时将产生较大误差。
超塑性变形 篇7
渐开线圆柱齿轮传动的失效形式主要有齿面点蚀、轮齿弯曲断裂、齿面塑性变形、齿面磨损和齿面胶合。在重载荷传动中，齿面硬度较低的齿轮在摩擦力的作用下会产生齿面材料的塑性流动，使齿面失去正确的齿形，即塑性变形，如图1所示。塑性变形降低了齿轮的啮合传动精度，同时也缩短了齿轮的使用寿命。所以，在齿轮传动中，应尽量避免发生齿轮塑性变形。
2 齿轮塑性变形的理论分析
如图1所示，两齿轮在啮合传动时，齿面间既存在相对滚动，又存在相对滑动，但齿面上所受的摩擦力的方向各不相同。作用在主动齿轮齿面上的摩擦力方向是以节点为分界点背离节点，故在节点处产生凹沟;而作用在从动齿轮齿面上的摩擦力方向是以节点为分界点指向节点，故在节点处产生凸脊。为能清楚地说明上述现象，引入两齿廓间相对滑动的概念。如图2所示，两渐开线齿廓K1、K2于某时刻在A点接触啮合，经过一段时间后，A1和A2两点接触啮合。令弧长A A1=△S1，弧长A A2=△S2。因为两渐开线齿廓K1、K2啮合时，相互间既滚动也滑动，导致△S1和△S2不等，称它们的差值为两齿廓的绝对滑动量。为能说明两齿廓间的磨损程度，定义相对滑动系数，即绝对滑动量与其全弧长之比的极限值，用λ表示。
λ值越大说明磨损程度越严重。而相啮合的两齿廓间的摩擦力方向可以通过滑动系数的正负判断，进而确定出齿面的塑性变形形状。
主动轮齿廓的滑动弧比从动轮的滑动弧长，滑动的速度也比从动轮的快，结果导致主动轮的齿廓受到从动轮齿廓作用的从节点指向齿顶的摩擦力，如图1所示;主动轮从节点到齿根段的齿廓受到的摩擦力方向从节点指向齿根。根据主动轮和从动轮间的作用力和反作用力的关系得出从动轮的受力方向为：以节点为分界点，齿廓受到的摩擦力方向指向节点如图1所示。
3 结论
通过上述的理论分析可以说明渐开线齿廓发生图1所示的塑性变形的原因。通过进一步分析，还可以得出如下结论：
(1)当啮合点接近极限啮合点(两啮合齿轮的基圆的内公切线与两基圆的切点)时，滑动系数趋向于∞，其磨损相对严重，因此在齿轮传动设计中，尽量避免两齿轮在极限啮合点附近进行啮合传动。
(2)对于单个齿轮来说，齿顶的滑动系数要比齿根的小，这说明齿顶的磨损比齿根的磨损轻。
综上所述，为提高齿轮的抗磨损能力，延长其使用寿命，通常使齿轮啮合的区域远离极限啮合点。因此，在机械传动中，通常采用变位的方法加工变位齿轮来代替标准齿轮，从而达到提高齿轮抗磨损能力的目的。
摘要：渐开线圆柱齿轮在重载荷传动中,参与啮合的齿轮齿面容易发生塑性变形。从理论上分析产生这种塑性变形的原因,并进一步阐述渐开线齿面间的相对滑动对齿面磨损的影响。确定了齿面所受摩擦力的方向,说明从齿顶到齿根不同程度的磨损原因,为变位齿轮的应用提出了理论依据。
关键词：渐开线齿轮,塑性变形,相对滑动
参考文献
[1]王知行.机械设计基础M.哈尔滨:哈尔滨工业大学出版社,2001.
[2]闫秀华.机械设计与制造基础.北京:机械工业出版社,2000.
[3]机械加工工艺师手册.机械工业出版社.
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