纯镍N6平面热压缩变形行为及加工图

利用Gleeble-3800热模拟试验机对纯镍N6在变形温度800~1100℃,应变速率5~40 s-1,应变量70%条件下进行了高温塑性变形压缩试验,分析纯镍N6高温高应变速率热变形行为,得到了材料在不同变形参数条件下的组织变化规律及流变应力变化曲线,利用动态材料模型绘制出了纯镍N6在不同应变条件下的热加工图。通过对组织及热加工图的分析研究,得出变形温度为1000~1100℃,应变速率为5~7 s-1或20~40 s-1以及变形温度为800~900℃,应变速率为5~10 s-1为纯镍N6材料高温高应变速率热变形的两个合理变形参数区间,在参数区间内N6组织均匀;而流变失稳区变形参数条件下得到的组织比较紊乱,晶粒大小不一。纯镍N6热变形后的晶粒尺寸随变形温度升高及应变速率减小而增大。     

纯余能原理在杆系大变形中的应用

将高玉臣提出的弹性大变形的纯余能原理(即只含有未知的内力分量)用于杆件系统的内力计算.在杆系变形后的位置建立平衡方程,根据节点的平衡条件,将杆系中的某几个未知力用其余未知力表示,此时应用余能原理无需考虑各杆在相邻边界上的力平衡条件,将有条件驻值转化为无条件驻值问题.在算例中假设各杆变形量与内力呈线性关系,即只考虑几何大变形,将算例所得结果与理论值对比可知二者非常接近,故将纯余能原理用于杆系大变形的计算是切实可行的.     

关于大型转子钢高温变形抗力的实验与分析

采用高温拉伸实验方法,在变形温度为800～1250℃、变形速率为0.1s~(-1)、变形程度(ε=(△l)/(l_0))最大为0.4的条件下,实验研究了大型转子钢25Cr_2Ni_4MoV的变形抗力。通过对实验数据的非线性回归分析,提出了供有限元分析计算用的解析公式。     

基于化学成分的铝合金热变形抗力模型

现有的铝合金变形抗力模型只针对具体牌号合金,之间没有联系,一旦成分变化就不再适用了。为了克服这个问题,本文对21种热成形典型铝合金以Hansel–Spittel模型为基础,对其模型系数A,m1,m2,m3,m4进行基于化学成分的线性拟合,建立了Hansel–Spittel模型系数的化学成分模型,进而获得基于化学成分和高温变形参数的热变形抗力模型,经检验所得模型具有较好的精度。     

宝钢195钢的变形抗力研究

本文利用Gleeble-1500D热模拟试验机对宝钢2050热连轧厂提供的195钢所制的φ10×12mm的圆柱形试样的塑性变形抗力进行压缩试验研究,实测了变形温度范围为750～1000℃、变形速率为1s^-1和25s^-1、变形量0.7以下宝钢195钢的变形抗力,建立了变形抗力数学模型,其预测精度优于著名的志田茂变形抗力数学模型。     

金属热变形时动态组织变化的模拟

在考虑变形历史对组织变化以及组织变化对变形影响的基础上，建立了金属变形组织变化模拟模块，模拟结果和实验相符合。     

X100管线钢的高温变形力学行为

采用Gleeble-3500热模拟试验机对X100管线钢进行单道次压缩试验,研究其变形抗力与应变量、应变速率和变形温度的关系,利用回归分析确立合适的变形抗力数学模型,并将模型预测值与试验值进行比较。结果表明,变形温度对X100管线钢变形抗力影响显著;高温低应变速率更有利于X100管线钢回复和再结晶的发生;应变速率过高会引起非稳态变形,不利于X100管线钢轧制过程的控制;利用回归分析确定的变形抗力模型能够准确预测X100管线钢的变形抗力,相关系数为0.986。     

微合金非调质40Mn2V钢管的变形抗力研究

采用Gleeble-1500 热模拟实验机对微合金非调质40Mn2V钢管的变形抗力进行了研究.结果表明,变形温度越高,变形速率越低,钢管变形抗力越小.变形抗力对数值lnσ随着温度升高和变形速率对数值lnε·的增大,分别呈线性减小和线性增大,且变形抗力与变形程度呈非线性关系.采用Matlab软件拟合出了微合金非调质40Mn2V钢管的变形抗力公式,其拟合度R为0.966 3.     

铝合金变形抗力的实验研究

采用恒应变速率凸轮式形变压缩试验机试验了四种铝合金材料的变形抗力 ,分析了应变率和应变速率对变形抗力的影响 ,结果表明随应变的增加 ,变形抗力以近似幂函数关系增加 ,在此基础上建立了简单、适用的变形抗力计算模型     

不同热轧参数对无取向硅钢变形抗力的影响

通过使用热模拟试验机,在不同变形速率、不同变形温度及不同化学成分组成下,获取了无取向硅钢的热变形抗力数据。试验结果表明:更高的变形速率会增高变形抗力;而当应变量达到一定程度,在较高变形速率时,无取向硅钢的变形抗力反而变低。在α相区及γ相区,随着试验温度的增加,无取向硅钢的热变形抗力随之降低;在两相区内,随试验温度的提高,变形抗力有所增加;应通过降低终轧温度,使终轧避免在两相区内进行。更高的Si及P含量会提高无取向硅钢的变形抗力,而当温度达到1 200℃时,P提高变形抗力的能力却趋于消失;而高的Als含量会降低无取向硅钢的变形抗力。     

超高速碰撞下体心立方纯铁的变形孪晶

采用非火药驱动二级轻气炮技术将2017Al合金弹丸以3km/s速度撞击纯铁靶板,通过光学显微镜、扫描电镜和透射电镜研究了纯铁材料的微观组织演化.根据微观组织的不同特征可将纯铁靶板分为细晶区、高密度孪晶区和低密度孪晶区.在低密度孪晶区的主要变形方式为{112}面的孪晶,而高密度孪晶区主要变形方式为{112}面的孪晶和{110}、{112}及{123}面的位错之间的交互作用.超高速碰撞下孪晶形成机制与普通变形条件下没有区别,但是孪晶形貌区别较大,高密度位错聚集在孪晶界附近造成孪晶界面模糊;螺位错在孪晶界上分解导致沿着孪晶界发生弯曲和凹痕甚至孪晶的断裂.     

纯铁的切削性能研究

本文对纯铁的切削性能进行了试验研究。试验发现,刀具前角是影响纯铁切屑变形和切削力的主要因素,且影响非常显著。此外,纯铁的切削力曲线中有驼峰出现,这与前人试验结果不同。     

多晶纯铝晶内局部变形组织分析

用显微硬度方法在晶粒尺度范围内对多晶纯铝进行了晶内塑性变形,研究了退火前后压痕周边变形组织形貌.实验发现,仅在退火后的压痕周边出现了不同形态的滑移带,在滑移带的区域发现有大量位错露头并在某些局部范围内呈有序排列状态的现象,同时观察到滑移带直接穿越晶内偏聚区界的现象.文中分析了没有在晶内压痕周边区域内发现再结晶现象的原因,讨论了退火温度及时间、压下量及晶粒取向等因素对滑移带形成的影响.研究表明,与整体变形方式不同,晶内变形方法可以更方便地研究多晶材料塑性变形及再结晶时的一些组织特点.     

纯镍与GH3625合金热压缩行为研究及本构解析

利用Gleeble-3500热模拟试验机对铸态纯镍及GH3625合金在变形温度900~1 200 ℃、应变速率0.1~10 s^－1、应变量60%条件下,进行了热压缩实验.研究分析了纯镍以及GH3625合金的热塑性变形规律,并构建了本构方程,绘制了2种材料不同变形参数下的热加工图,分析了热加工图稳定与失稳区所对应的组织特征.研究发现纯镍在热压缩变形时,失稳区组织出现晶粒层级分化现象.通过对热加工图分析研究,确定纯镍最优热变形温度为1 050 ℃,最优应变速率为0.1 s^－1;GH3625合金最优变形温度为1 170 ℃,最优应变速率为0.1 s^－1.     

含晶界孔洞粗晶工业纯铁的循环变形及损伤特征

为了更好地了解体心立方(bcc)结构金属的循环变形机制,在恒总应变幅控制的条件下研究了含晶界孔洞粗晶工业纯铁的疲劳变形特征.结果表明,含晶界孔洞的粗晶工业纯铁在不同总应变幅"εt/2下均发生不同程度的循环硬化现象,无循环饱和阶段出现.疲劳寿命与塑性应变幅的关系基本符合Coffin-Manson法则.循环变形的表面变形特征与外加总应变幅具有一定的相关性:随着总应变幅的增加,滑移变形及其导致的挤出侵入现象更为严重,滑移开裂更趋显著;越来越多的原来位于晶界上的微观孔洞发生扭曲变形、聚合、长大而产生裂纹,甚至导致沿晶开裂.在相对较高的总应变幅下,在表面还观察到了滑移扭折现象以及沿晶裂纹扩展进入晶粒内部的现象.在低应变幅"εt/2=1.0×10-3下循环变形后发现了类驻留滑移带(PSB)楼梯位错结构,随着应变幅的增加,位错胞结构发展成为主要结构特征,其平均尺寸逐渐减小.     

纯钛BT1-0低周疲劳损伤机理的研究

在室温拉-扭载荷下研究了纯钛BT1-0低周疲劳循环变形的宏观特性,结果显示材料的循环变形行为与应变幅值有关,遵循Coffin-Manson关系.通过透射电镜观察了在低周疲劳过程中位错组态,TEM观察表明:材料在比例载荷的损伤变形为滑移位错;在非比例载荷形成了孪晶结构,孪晶形态和尺寸与相位角相关.分析了该材料在低周疲劳损伤的微观行为.     

橡胶隔震支座竖向性能试验研究

为了全面评价隔震橡胶支座的竖向性能，特别是在压缩剪切变形状态下的竖向性能．对铅芯橡胶支座和天然橡胶支座的竖向性能进行了试验研究，分析了这两种隔震支座在压缩剪切变形状态下偏压竖向刚度以及竖向变形量等特性。结果是随着剪切变形的增加，隔震橡胶支座的竖向刚度逐渐减小；由剪切变形和竖向压力产生的竖向沉降量的比例是不断变化的。因此，在全面评价橡胶隔震支座特性时，单纯压缩竖向刚度不足以全面反应橡胶隔震支座的竖向压缩性能．