铝合金流动应力数学模型

采用恒应变速率凸轮塑性计，对４种铝合金的流动应力进行了实验研究，分析了变形温度、应变速率及应变率对流动应力的影响。通过对５种不同结构型式的流动应力数学模型的回归分析比较，提出了拟合精度较高的４个铝合金流动应力的数学模型，并给出了数学模型的回归系数值。     

有色金属冷变形流动应力的数学模型

采用恒应变速率塑性计，对铝合金的４个具有代表性品种的实体样本进行压缩实验，测定了冷变形时的流动应力，通过对５种结构形式的流动应力数学模型的分析和比较，分析了各种变形条件对流动应力的影响，获得了结构简单，计算精度高，适合于现场计算机在线控制的数学模型。     

冷轧铝合金流动应力数学模型

采用恒应变速率塑性计，对生产现场采集的４个品种的实体样本进行压缩实验，测定了冷变形时的流动应力；通过对５种结构形式的流动应力数学模型的分析和比较，分析了各种变形条件对流动应力的影响，获得了结构简单，计算精度高，适合于现场计算机在线控制的数学模型。     

铝合金冷态流动应力数学模型

采用自制的平面应变压缩试验装置，对生产现场采集的5种铝合金进行了压缩试验，测定了冷变形条件下的流动应力，分析了各种变形条件对流动应力的影响．通过对8种结构形式流动应力数学模型的回归和分析比较，获得了结构简单、计算精度高、适合于现场计算机在线控制的数学模型．     

紫铜热变形流动应力的实验研究

采用恒变形速率凸轮压缩试验机对紫铜的流动应力进行了实验研究，分析了变形温度、变形速率、变形程度对流动应力的影响，同时对不同的数学模型结构进行了非线性回归，通过分析比较，提出了拟合精度高的流动应力数学模型．     

不同温度和应变速率下TRIP钢的流动应力

对相变诱发塑性钢TRIP780进行了298,333,363 K温度下且应变速率为10-4,10-2,100,102,103 s-1时的单向拉伸试验.分析了TRIP780钢的流动应力对温度和应变速率的敏感性,并讨论了Johnson-Cook(JC)和Khan-Huang-Liang(KHL)流动应力模型对TRIP780钢的适用性.结果表明:TRIP780钢的流动应力呈现对应变速率的正向敏感性和对温度的负向敏感性,且在高应变速率下流动应力对应变速率的敏感性降低;JC模型对TRIP780钢流动应力拟合在小应变水平下比KHL模型更加准确,而KHL模型在大应变水平下有更高的精度.     

高锰TWIP钢热变形行为及应变补偿型本构方程的建立

对高锰TWIP钢进行不同温度(850～1 100℃)和应变速率(0.01,0.1,1,5,10 s~(-1))的绝热压缩试验,研究试验钢高温热变形行为.分析了变形温度和应变速率对流动特性的影响,建立了应变补偿型本构方程,并采用三种标准统计参数对应变补偿型本构方程的精确度进行了评估.结果表明:流动应力对变形温度和应变速率的敏感程度很高,且随着变形温度的提高或应变速率的降低,流动应力呈下降趋势;应变速率对动态再结晶过程有着很复杂的影响;流动应力预测值与试验值具有较高的吻合度,表明建立的应变补偿型本构方程能够精确预测流动应力.     

高锰TWIP钢热变形行为及应变补偿型本构方程的建立

对高锰TWIP钢进行不同温度(850~1100℃)和应变速率(0.01,0.1,1,5,10s^-1)的绝热压缩试验,研究试验钢高温热变形行为. 分析了变形温度和应变速率对流动特性的影响,建立了应变补偿型本构方程,并采用三种标准统计参数对应变补偿型本构方程的精确度进行了评估. 结果表明:流动应力对变形温度和应变速率的敏感程度很高,且随着变形温度的提高或应变速率的降低,流动应力呈下降趋势;应变速率对动态再结晶过程有着很复杂的影响;流动应力预测值与试验值具有较高的吻合度,表明建立的应变补偿型本构方程能够精确预测流动应力.     

工业纯铝热变形流动应力的研究

在GLEEBLE-1500热模拟机上，对工业纯铝进行了热变形试验，获得了流动应力——应力应变曲线。根据最小二乘法原理回归出选用不同数学模型时该材料热变形流动应力的数学公式，并且用数理统计对回归结果进行了评价。本研究提供的流动应力曲线和回归方程为工业纯铝的热加工工程计算和数值模拟奠定了良好的基础。     

金属高温塑性本构方程的研究

有限元数值模拟技术的重大发展使得其在锻造加工研究领域得到了越来越广泛的应用．本构方程是描述材料变形的基本信息和有限元模拟中不可缺少的数学模型，它反映了流动应力与应变、应变速率以及温度之间的依赖关系．为了建立本构方程，必须测量一定温度、应变速率范围内的流动应力值，这通常是由压缩试验来完成的．有限元模拟结果的有效性首先取决于本构方程的精确程度，所以，如何获取精确的本构方程成为锻造成形过程计算机模拟技术中的首要问题．     

33Mn2V钢流变应力计算模型研究

对33Mn2V钢进行了热轧试验,得出峰值应力和峰值应变是随着变形温度的降低和变形速率的增大而增大的。引入流变应力计算模型,通过与试验数据对比,得出流变应力模型完全可以应用于实际的工程计算。因此可以利用此模型对材料高速应变状态下的流变应力进行模拟,建立相关材料的流变应力模型库。     

超塑性压缩变形的理论计算及比较

本文论述了超塑性压缩变形的粘塑性有限元计算方法,对硬铝压缩变形进行模拟计算,得到变形过程中的速度分布、应变率分布,应变分布、应力分布等一系列变形流动信息; 与计算圆柱体超塑性压缩流动应力的上限法、滑移线法和变分法进行比较.计算表明,有限元法和变分法的结果比较接近实验数据.     

6005A与6082铝合金热变形流变行为

利用Gleeble-1500热模拟试验机对6005A和6082铝合金进行高温等温压缩试验,研究了在变形温度为450-550℃和应变速率为0．005-10s^-1条件下两种铝合金的热变形流变行为．6005A铝合金在低应变速率条件下,不同变形温度时的流变曲线均呈现波浪形特征,随着应变速率的增加,硬化和软化接近平衡,表现为稳态流变特征;在高应变速率条件下,硬化过程占据主导地位,回复和硬化过程的竞争使流变曲线呈现波浪形上升的趋势．6082铝合金在低应变速率情况下,不同变形温度时的流变曲线未出现周期性波动;在中等应变速率条件下也表现为稳态流变特征;在高应变速率条件下出现波浪形特征．两种铝合金均为正应变速率敏感材料,其热变形是受热激活控制．最后给出了铝合金热变形条件下流变应力、应变速率和变形温度三者之间的关系式．     

Ti62421s钛合金的热变形行为及加工图

在变形温度为900～1060℃和应变速率为0.001～10s-1条件下,对Ti62421s合金进行变形量为60％的热压缩变形,以研究Ti62421s合金的热压缩流变应力行为.研究温度与应变速率对Ti62421s热变形流变应力的影响,建立Ti62421s合金热变形流变应力的本构方程和加工图.研究结果表明:合金在热压缩过程中,流变应力随着应变的增大而增加,达到峰值应力后逐渐趋于平稳:当在高应变速率(10s-1)下变形时,出现不连续屈服现象:应力峰值随应变速率的增大而增大,随温度的升高而呈减小趋势:合金最佳变形工艺参数为:温度θ=980℃,应变速率(ε)=0.01～0.1s-1.     

航空铝合金应变空间弹塑性本构模型

从应变空间表述的塑性增量本构模型一般形式出发,根据航空铝合金等线性强化材料特性建立应变空间弹塑性本构模型。应变空间本构模型所需参数通过应力空间中对应参数转化得到,材料的屈服准则、流动法则、内变量和塑性模量等准则及参量均以应变空间的形式建立,从而构建适合铝合金等线性强化材料的弹塑性增量模型。通过算例计算,证明该模型与应力空间增量本构模型等效。该模型所需计算变量为可在线获得的应变,使应力分析计算大为简化,可以方便地求解应力空间本构模型难以求解的强化材料变形问题。因此特别适合于航空铝合金厚板预拉伸等金属变形加工工艺的应力分析。     

半连续铸造Al-15Si合金热压缩变形流变应力行为

采用Gleeble-1500D热模拟机进行高温等温压缩试验,研究了半连续铸造Al-15Si铝合金在变形温度为300~500℃,应变速率为0.001~5 s-1条件下的流变应力行为.结果表明,在试验温度范围内,此合金的流变应力随变形温度的升高,应变速率的降低而降低,说明该合金属于正应变速率敏感性材料;可采用Zener-Hollomon参数双曲正弦形式来描述Al-15Si合金高温塑性变形时的流变应力行为;σ解析表达式中材料常数A,α,n值分别为2.07×1012s-1,0.026 MPa-1,4.61,Al-15Si合金的平均热变形激活能Q为180.96 kJ/mol.     

利用BP神经网络预测材料温锻流动应力

采用 BP神经网络算法对 0 8F钢和 40 Cr在温锻温度范围内流动应力的实验数据进行处理 ,建立起预测材料温锻流动应力的 BP网络模型 .同传统回归方法相比 ,该方法不需事先判断变形温度 t、应变速率 ε·-、应变 ε与流动应力 σ的复杂关系 ,而是通过对大量离散样本进行多次训练 ,找出蕴含在 t、ε·-、ε与σ之间的本质联系 .结果表明 ,训练好的神经网络模型能够比较准确地描述温锻成形时 t、ε·-、ε与 σ的关系 ,从而预测出材料在一定变形条件下的 σ     

Hot compression deformation behavior of AISI 321 austenitic stainless steel

The hot compression behavior of AISI 321 austenitic stainless steel was studied at the temperatures of 950–1100℃ and the strain rates of 0.01–1 s?1 using a Baehr DIL-805 deformation dilatometer. The hot deformation equations and the relationship between hot deformation parameters were obtained. It is found that strain rate and deformation temperature significantly influence the flow stress behavior of the steel. The work hardening rate and the peak value of flow stress increase with the decrease of deformation temperature and the increase of strain rate. In addition, the activation energy of deformation (Q) is calculated as 433.343 kJ/mol. The microstructural evolution during deformation indicates that, at the temperature of 950℃ and the strain rate of 0.01 s?1, small circle-like precipitates form along grain boundaries; but at the temperatures above 950℃, the dissolution of such precipitates occurs. Energy-dispersive X-ray analyses indicate that the precipitates are complex carbides of Cr, Fe, Mn, Ni, and Ti.