塑性变形（精选八篇）
塑性变形 篇1
纳米孪晶材料具有高强度、高塑性以及高应变硬化性能的特点。孪晶面不但可以阻碍位错的运动,提高材料强度,还可以吸纳位错,提高材料塑性。同时孪晶界是共格界面,较高的高稳定性使得金属材料能够保持固有的抗腐蚀性和导电性[1]。卢磊[2]利用脉冲电沉积技术制备出纳米孪晶铜,其屈服强度最高能够达到900 MPa,同时延伸率到13%。赵永好[3]利用高压扭转制备的超细晶铜锌合金块体,由于层错能的降低和孪晶密度的提高,制备出的材料呈现出良好的塑性。孪晶在纳米晶体和超细晶晶体中有着至关重要的作用。
变形孪晶一般在大应变、高应变率、低温和低层错能的条件下出现。其中堆垛层错能是材料固有的属性,堆垛层错能越低,扩展位错的宽度越宽,位错很难通过交滑移和攀移进行回复[4]。无论在大应变、高应变率还是在低温条件下,变形都会产生较高的流应力,这说明施加压力会对孪晶的形成具有一定影响。曹阳[5]通过利用高压扭转和冷轧两种不同的变形方式,在低应变速率下,对双相不锈钢DP3W进行了大塑性变形,分析了施加压力对面心立方相孪生变形机制的影响。实验在同一应变量的情况下,利用等径角挤压(ECAP)和冷轧两种不同的变形方式,分析压力对孪晶的影响,目的在于研究粗晶态FCC相在不同压力下的孪生变形机制,以及堆垛层错能对变形后材料性能的影响。
1 实验
1.1 实验材料
为分析层错能对材料性能的影响,选择两种层错能不同的铜锌合金,分别为工业单相黄铜H85和H90棒料,其直径为20 mm,化学成分见表1。
表1 H85和H90的主要质量分数(wt%)
为了能够得到均匀的组织,对H85和H90在750℃的温度条件下进行固溶处理,完成后用车床去除表面的氧化皮,样品直径变为19 mm。
将ECAP实验中所用材料沿轴线方向取厚度为14 mm的片体作为冷轧试样。
1.2 实验设备与试样制备
ECAP成形设备选用YQ32-100型液压机,额定载荷达100 t。等径角挤压ECAP原理如图1所示,其模具由两个等直径通道相交形成,其中外角Ψ为120°,内角Φ为20°。在室温下,选择Bc路径(变形1道次后,按顺时针方向将黄铜棒材旋转90°,再进行下道次的变形,重复进行该操作,便可以得到变形多道次的ECAP试样),对H85和H90材料分别进行1、2、4道次ECAP变形。
图1 ECAP示意图[6]
根据Iwahashi[6]的相关研究,多道次ECAP试样的等效应变量可表示为:
其中,N为挤压道次。计算可得材料经过1、2、4道次ECAP变形后对应的等效应变量为0.64、1.27、2.54。
冷轧设备为普通的二辊轧机,电机的频率为5 Hz,轧辊的转速为10 r/min,轧辊几何参数为D130 mm×50 mm。
冷轧等效应变量[7]可表示为:
其中,R为压下率(R=t/t0)(如图2)。为获得与ECAP试样相等的等效应变,分别取压下率为42%、67%、89%。为了较明显地区分ECAP和冷轧的压力,每道次冷轧成形压下量取0.5 mm,逐步达到目标值。
图2 冷轧参数示意图
1.3 试样分析
对ECAP和冷轧试样,在Y面(如图1和图2所示,Y面法矢垂直于施加压力和挤出方向)上取样进行组织分析。采用Axio CSM 700真实色共聚焦显微镜进行组织观察,制样方法为机械抛光,腐蚀液为10 ml盐酸+10 g氯化铁+100 ml水。采用配置OXFORD Channel 5背散射电子衍射的SU1510扫描电镜获得取向成像图OIM,观察前试样在20 V电压下进行电解抛光,抛光液为25%磷酸+25%乙醇+50%去离子水。利用JEM-2000FXII透射电子显微镜进行微观特征与选区衍射斑点分析,加速电压为200 k V。
2 试验结果与讨论
2.1 不同变形方式下H90黄铜的微观组织对比分析
图3为H90黄铜在ECAP和冷轧后的Y面组织形貌,其中a、b、c为H90黄铜1、2、4道次ECAP变形后的金相显微组织图。当时,在剧烈塑性变形后,初始的等轴晶粒被拉长,并沿一定方向分布(与剪切方向存在10°左右的偏差)。拉长的晶粒内部存在着近似平行的线带。这些相互平行的线带穿过整个晶粒,形成于某处晶界,终止于另一处晶界,这与孪晶形成在晶粒内部的形成机制一致。Xiao GH等[8]证明这些线带就是孪晶群。当时,晶粒发生了明显的变化,出现与剪切方向平行的板条状亚晶带。晶粒内部的线带不断增多,线带间距减小,孪晶不断增多。除此之外,同一晶粒内部出现相交的线带,呈网格分布,这意味着孪晶之间存在交互作用。4道次ECAP后,即时,剪切带之间交互作用,将晶粒和孪晶分割成相互交错的狭窄网格,线带变弯曲,孪晶变弯。
图3 黄铜H90在ECAP和冷轧变形后的组织形貌
对4道次ECAP试样进行背散色电子衍射分析(图4),晶粒逐步等轴化,晶粒细化到50μm以下。这主要是因为,随着ECAP挤压道次的增加,位错不断聚集、缠结,并与孪生交互作用,晶粒发生巨大的畸变,组织得到了明显的细化。
图4 H90黄铜在4道次ECAP变形后的取向分布图
如图3(d)所示,的冷轧试样,晶粒得到了拉长,晶粒内部同样存在线带。与图3(d)相比,线带较少。当时(图3(e)),线带被大量的激活,且有规律地排列,类似于位错墙。图4(f)为典型的大变形冷轧组织,纤维分布,存在织构现象,呈暗黑态,晶粒到了明显的细化。对比ECAP和冷轧试样,在等效应变量相等的条件下,由于ECAP过程产生的流应力远远大于冷轧,导致在时,ECAP试样就出现线带,促使孪晶较早形核。ECAP和冷轧的静水压力不同,可认为是静水压力的不同导致了以上差异的产生。
2.2 施加压力对力学性能影响
为明确压力对孪生行为的影响,对的ECAP和冷轧变形样品进行了拉伸力学实验。图5为H85和H90的在ECAP、冷轧变形后的拉伸曲线图。H85、H90原始抗拉强度分别为110 MPa和180 MPa。实验研究发现,在等效应变相同的情况下,由于不同变形过程产生流应力的不同,导致经过ECAP样品的强度、塑性都高于冷轧样品。
ECAP变形中,材料承受的压力要远远大于冷轧样品,这导致两种变形方式中,材料的变形机制存在差异。与冷轧变形相比,ECAP过程需要施加的压力较大。孪生是一个突变的过程,静水压力越大,越能抑制缺陷的发生,且不发生剪切失稳[9]。特别是对于具有面心立方结构的黄铜,较大的静水压力保证了在大变形条件下不发生剪切断裂。
2.3 堆垛层错能对变形后黄铜微观结构的影响
从图5中还可以看出,无论是在ECAP变形后,还是在冷轧变形后,黄铜H85的抗拉强度都比黄铜H90要高,而黄铜H85的初始抗拉强度却低于黄铜H90。这是因为H85层错能低于H90,层错能越低,越容易抑制位错滑移,越容易激活孪生变形机制。
图6为黄铜H85冷轧试的样金相显微组织。如图6(a)所示,当时,与黄铜H90相比,H85晶粒贯穿着较多的线带,孪晶密度较高。层错能越低,扩展位错越宽,位错越发生交滑移,位错越聚集,内部应力越集中,孪生越容易形成。随着轧制的压下率不断增加,当时,剪切带变形机制得到激活,剪切带之间的相互作用,使得晶粒和孪晶被分割,晶粒进一步被细化。对此试样进行背散射电子衍射分析(图6(c)),结果显示晶粒宽度仅为20μm左右,图中线条是分析得到{1,1,1}面上的孪晶。
图6 H85黄铜冷轧试样内部组织结构
图7为黄铜H90和H85经过4道次ECAP变形后的后Y面明场区透射电镜形貌。如图7(a)所示,黄铜H85的组织是由相互平行的板条状孪晶带组成,并沿剪切方向分布,图中黑色区域是位错胞之间激烈缠结的结果。在大塑性变形条件下,对于低层错能材料,位错不断聚集和缠结,不能发生重组相消,促使孪生出现。H85衍射斑点图,是由不连续环组成,为典型的{111}面孪晶衍射斑点图。图7(b)为H90黄铜的TEM形貌,位错缠结比较剧烈,孪晶较少,晶粒开始等轴化。H90衍射斑点图由连续环组成,小角度晶界转化为大角度晶界。在同一变形条件下,黄铜H90首先发生了等轴化,这是由于黄铜H90层错能较高,孪生密度较低,位错易于聚集和重组相消,孪生越难被激活。由透射电镜形貌图中可知H85孪晶密度很高,变形后试样的强度和塑性均比H90的高。
图7 4道次ECAP试样TEM分析结果
3 结语
通过对H85和H90两种黄铜材料大塑性变形行为的研究,得出如下结论:
1)压力可以促进孪生机制的产生,且可以提高孪生密度。
2)在较大的压力下,H85和H90黄铜的塑性变形机制不是单纯的位错滑移,而是位错和孪生的交互作用,使强度和塑性得到提高。
3)对于层错能较低的H85,较大的压力作用能够使孪生优先形核,在大塑性变形中形成了位错和孪生交互作用的变形机制,材料得到较为明显的强化。
摘要：大塑性变形是获取纳米孪晶材料的重要方法,为研究压力对铜锌合金变形行为的影响,分别采用等径角挤压和冷轧的方法使H85和H90黄铜试样进行发生塑性变形。通过微观组织观测,发现较大的压力下,两种材料的塑性变形机制是以孪生机制为主导的,较低的层错能可以使孪生优先形核,提高强化能力。
关键词：大塑性变形,黄铜,压力,堆垛层错能,孪晶
参考文献
[1]Lu K,Lu L,Suresh S.Strengthening materials by engineering coherent internal boundaries at the nanoscale[J].Science,2009,324-349.
[2]卢磊,卢柯.纳米孪晶金属材料[J],2010,46(11):1422-1427.
[3]Zhao Y H,Liao X Z,Zhu Y T,et al.Influence of stacking fault energy on nanostructure formation under high pressure torsion[J].Materials Science and Engineering A,2005,410-411,188-193.
[4]Christian J W,Mahajan S.Deformation twinning[J].Progress in Materials Science,1995,39:1.
[5]Cao Y,Wang Y B,Liao X Z,et al.Applied stress controls the production of nano-twins in coarse-grained metals.2012,101(23):1-5.
[6]Iwahashi Y,Horita Z,Nemoto M,et al.Principle of equal-channel angular pressing for the processing of ultra-fine grained materials[J].Scripta Materialia,1996,35(2).
[7]Lee J C,Seok H K,Suh J Y.Microstructural evolutions of the Al strip prepared by cold rolling and continuous equal channel angular pressing[J].Acta Materialia,2002,50:4004-4019.
[8]Xiao G H,Tao N R,Lu K.Microstructures and mechanical properties of a Cu-Zn alloy subjected to cryogenic dynamic plastic deformation[J].Materials Science and Engineering A,2009,513-514:13-21.
塑性变形 篇2
孪晶（生）和滑移是晶体的两种基本形变机制。当晶体的外部几何尺度减小到亚微米量级时，其塑性变形方式将发生根本性的转变，例如块体钛合金发生这一转变的临界特征尺寸约为0.1～10 μm。而微电子封装互连材料的尺度正处于微米、亚微米量级（互连金属引线直径十几到几十微米、无铅焊料球直径上百微米），通过塑性形变来实现互连接头成形是最主要方法之一，如超声引线键合、超声钎焊。因此，非常有必要研究临界尺度范畴下晶体的塑性变形机制这一基本问题。
引入形变孪晶可以提高材料的导电性、强度、延展性等物理性能，有利于优化互连材料内部结构设计和互连点成形过程。更重要的是传统观点认为，对于具有高层错能的面心立方晶体结构的金属，如铝（层错能为104～142 MJ/m2），是不产生形变孪晶的。直至2003年以来，仅限于纳米晶纯铝、粗晶纯铝裂纹尖端区试验中陆续发现了形变孪晶的存在。在完整粗晶纯铝内部还未见形变孪晶的报道。因此，进一步研究粗晶纯铝的塑性变形行为及其发生机理具有十分重要的实际和理论意义。
此项目研究了在室温条件下晶粒尺度分布很广的普通粗晶纯铝中，功率超声作用后发生形变的塑性变形新机制，采用周期性动载荷功率超声振动为粗晶纯铝细丝提供塑性变形的高应力-应变条件、细化晶粒效应，进而诱发其产生由传统的位错滑移主导更替为孪晶变形的塑性变形新机制。
2项目进展
2.1形变铝丝的组织演变
首先，对功率超声诱发粗晶铝丝塑性变形后的显微组织及织构进行了观察与分析。超声诱发铝丝产生形变有两个方面的附加效应，即压力诱发的塑性形变和超声振动产生的热效应。图1给出采用电子背散射衍射（EBSD）分析获得的功率超声诱发纯铝细丝形变后微观组织的演变过程。
原始铝丝具有明显的织构（图1a）。经过超声作用后，铝丝产生的塑性变形率约为58%，铝丝表面区域的原始长轴晶粒被近似等轴晶粒取代，并且晶粒尺寸较大，可见该区域发生了再结晶和晶粒长大现象（图1b）。然而在铝丝的中心区域，仍然保持了原始的拉拔组织特点，这表明功率超声诱发铝丝发生形变过程中组织演变具有不均匀性的特征。铝丝的变形率进一步增大到约为80%，包括中心区域的整个铝丝都发生明显的再结晶和晶粒长大现象，平均晶粒直径约为10 μm，晶粒形状完全变为等轴晶（图1c）。超声作用后铝丝的织构不再特别明显；其次，虽然静载荷压力作用下铝丝同样会发生再结晶，但是并未观察到上述不均匀性的特征和晶粒长大的现象；再次，在240 ℃下恒温热老化60 min后，铝丝的组织与超声作用后与图1c类似。室温下超声诱发铝丝发生形变的时间不超过5 s，此间获得近似的组织，从能量密度角度来讲，超声与热作用差别极大。表明材料发生组织和织构转变的机制可能不同于一般的位错滑移，而以形变速率更快的孪晶切变方式进行，这有待于应用透射电镜进一步研究。
2.2形变铝丝的纳观组织
EBSD观察发现超声作用后铝丝表面优先发生再结晶，HR-TEM分析表明其内部存在不寻常的大尺寸层错，见图2。可用于铝、铜等多层箔的常温超声直接金属连接如图3所示，给出了Al/Cu/Al多层波直接超声键合，这在锂离子电池电极、电缆线等领域具有极大的实际应用价值。图2形变铝丝内存在层错图3功率超声多层金属箔直接键合3发表部分论文
（1）Ji Hongjun， Zhang Heng， Li Mingyu. Deformation characteristics of micrometer coarsegrained aluminum wires exposed under ultrasonic at room temperature， ICEPTHDP2011， 2011， Shanghai， China.
（2）Ji Hongjun， Li Mingyu， Wang Chunqing. Ultrasonicinduced deformation nanostructures in coarsegrained aluminum wires at room temperature， ICEPTHDP2012， 2012， Guilin， China.
浅析金属的塑性变形的特点 篇3
关键词：金属,塑性变形,特点
不同的金属材料在不同条件下表现出不同的塑性变形行为。但是在常温和通常的加载速度下它们都具有一些共同的特点。下述这些塑性变形的特点最早也最容易在单晶体和多晶体纯金属中观察到, 因而通常将它们分别归纳为单晶体金属塑性变形的特点和多晶体金属塑性变形的特点。实际上, 这些特点在所有金属材料的塑性变形过程中都不同程度和不同形式的表现出来。
1) 金属塑性变形以滑移方式进行时滑移沿特定的晶面和晶向发生。在金属中有许多镜面和镜像, 但能够发生滑移变形的晶面和晶像只有为数不多的几个。滑移面通常是原子排列最紧密的晶面:滑移方向是原子排列最紧密的方向。一次滑移的滑移面和滑移方向总称为滑移系。金属的晶体结构不同, 它的滑移面和滑移方向不同, 因而滑移系的数目也不同。它们的晶体结构是面心立方, 体心立方和密排六方。金属的滑移系越多, 其塑性就越好。合金成分和变形温度的变化可能引起滑移系的改变。
2) 塑性变形必须在特定的应力下发生, 只有当作用在滑移面上沿着滑移方向的切应力达到特定的数值时, 该滑移系才被开动, 滑移变形才能进行, 这一特定的应力值称为临界切应力。不同金属沿不同的滑移系具有不同的临界切应力, 它就是开动相应位错所需要的力。
3) 金属中各区域的塑性变形不是均匀的, 即金属中不同区域开始塑性变形的早晚不同和变形量的大小不同。这个特点是由上述两个特点决定的。由于滑移变形必须严特定的滑移系进行, 而开动每个滑移系又需要特定的临界切应力, 因而塑性变形首先在满足这些条件的区域发生, 而不可能在所有区域同时发生, 这必然导致塑性变形的不均匀性。金属由多种相和大量晶粒组成。各种相的性质和各个晶粒的取向不同, 在外力作用下, 每个晶粒的滑移面上沿滑移方向形成的切应力也不同。于是一些晶粒滑移面上的切应力达到了滑移的临界切应力时, 而另一些晶粒还没有。因此, 在多晶体金属中, 有些晶粒先开始塑性变形, 而有些晶粒后开始, 甚至在宏观上还是弹性变形时, 少数晶粒已开始了塑性变形。因此, 在拉伸试验绘制的应力 - 应变曲线上弹性形变与塑性变形之间没有一个明确的分界点。此外, 在一个晶粒内部的各个区域之间塑性变形也是不均匀的。这是因为一方面每个晶粒所受的力都通过周围的晶粒传递, 另一方面每个晶粒的变形又受到周围晶粒的约束。因此, 一个晶粒内的不同区域受的力是不同的。变形时受到相邻晶粒的约束也不相同。所以, 一个晶粒内的各处, 变形先后和变形量的大小都不相同。
由于各晶粒之间变形的不均匀性, 为了维持变形的进行, 在变形材料中不能出现裂缝, 各晶粒之间必须相互协调。可以证明, 如果每个晶粒有五个滑移系开动, 便可自由变形, 实现这种协调。当某个滑移系在某一方向上的滑移受阻时, 其他的滑移系便可开动。因此, 塑性变形时, 金属的滑移不可能只是单滑移, 即不是单独一个滑移系的滑移, 而是多滑移、交滑移和横滑移同时出现。当最初的滑移系受阻或晶体转动后, 原来没有开动的滑移系上的切应力升高, 达到了临界切应力, 从而开动起来, 这样一个晶粒就有几个滑动系开动, 所以就出现了多系滑动。这些滑动系相互交叉, 后来开动的滑动系穿过先开动的滑动系, 并将它切断, 于是出现了金属表面滑动带被切断的情况, 这就是交滑移。由于螺型位错能够横滑移, 当在一个滑移面上滑移受阻时, 它可以转向另一个滑移面。这样一来, 如果一个晶粒的滑移系足够多, 它就可以在各个方向任意变形, 相互协调, 以适应周围晶粒的约束。所以当变形量较大时, 金属表面的滑移带是纵横交错的。滑移系多的金属, 如面心立方点阵的金属有12个滑移系, 相互协调的适应性较强, 塑性较好。相反, 滑移系较少的金属, 如密排六方点阵的金属, 只有三个滑移系, 不能相互协调, 所以塑性较差。
4) 金属塑型变形后的结构是胞状亚结构。随着塑性变形量的增加, 金属中出现了横滑移多系滑移和交滑移, 位错密度不断增高。在障碍处位错受阻互相缠结形成高密度位错区, 位错在这里越缠越多, 便发展成空间的缠结网, 其中位错密度较高, 在缠结网之间位错密度较低, 位错的分布是不均匀的, 于是就形成了胞状结构。缠结网就成了胞壁。胞内的位错密度约为胞壁的四分之一。胞块的直径约为1~2um , 胞块间的晶体取向差不超过2°, 胞壁的厚度约为胞块直径的五分之一。胞块有时也称为亚晶或亚结构。当应变量达到约为10%时, 胞块结构就开始出现。随着应变量的增加, 胞块尺寸减小, 并且很快达到一个稳定值。变形时, 位错扫过胞块内部而缠结在胞壁上, 变形金属的胞状亚结构还决定于金属的性质, 应变量, 应变速率和变形温度等。如果金属的层错能较低, 变形温度较低, 而应变速率较高, 则变形后它的胞状亚结构不明显。
5) 塑性变形后金属的晶体结构发生畸变, 并储存较多的能量。塑性变形时, 位错扫过后原子从一个平衡位置移到另一个平衡位置, 本不应该引起点阵畸变。但变形时需要开动多个滑移系, 不同的滑移系之间还会产生交叉滑移, 各晶粒之间相互制约和相互协调, 晶粒要发生转动, 而且转动还可能是不均匀的。结果导致了金属局部晶体点阵的弯曲和扭转, 造成点阵畸变。点阵畸变是金属原子在周围约束的作用下离开了原来的平衡为止, 其中有的原子间距增加, 有的原子间距减小, 原子之间产生了弹性变形, 从而形成了内应力。物体中存在内应力时, 必然同时有拉应力和压应力相互平衡。塑性变形引起的内应力在亚晶粒范围内相互平衡, 称为第二种内应力。当形变量较大时, 金属点阵的平均应变可达到千分之几, 换算成内应力可达每平方毫米几十公斤。塑性变形时大部分能量转变成热能。约10%的能量转变成内能储存在金属内部, 就是点阵畸变弹性能。每克金属储存的内能约为0.04~4kj, 并与金属的性质, 变形方式, 变形温度或变形量有关。高熔点金属储存的内能能量较多;冷拔变形比单向拉伸储存的能量较多;变形温度越低, 储存的能量越多。随着应变量的增大, 储存的能量达到一个极限值。金属中储存的变性能除上述弹性应变能外, 还有用于位错产生, 位错相互作用和空位形成的能量, 但弹性应变能占主要部分。
6) 加工硬化。随着塑性变形量的增大, 金属的强度增高, 是塑性变形的重要特点, 无论是单晶体, 多晶体, 单相合金还是多相合金都不例外。
参考文献
[1]王德尊.金属力学性能[M].哈尔滨工业大学出版社, 1993.
塑性变形 篇4
关键词：混凝土,循环荷载,应变速率,累积塑性应变
0 前言
钢纤维混凝土作为一种新兴的复合建筑材料已被广泛应用于矿山、道路、隧洞、水利、港口和海洋等工程领域。目前,钢纤维混凝土的研究成果[1~4]主要是静力试验,动力试验较少,少量的研究成果主要在冲击荷载方面。对于钢纤维混凝土的本构研究已经有了大量成果[5~9],而对循环荷载作用下钢纤维混凝土的塑性变形试验研究较少。鉴于此,本研究进行了等应变增量(△ε=1×10-3)重复完全加卸荷下,应变速率为10-5/s、10-4/s和10-3/s时的试验,分析比较了普通混凝土和钢纤维掺量为2%混凝土的变形特点,并建立了相应的变形公式。
1 混凝土循环加载试验
1.1 试样制备
本试验采用的钢纤维混凝土试件基体强度为C40,依据JGJ55-2000《普通混凝土配合比设计规程》及JG/T3064-1999《钢纤维混凝土》进行配合比设计与实际试配。
(1)材料选择与配合比设计
采用42.5级普通硅酸盐水泥;粗骨料为5~20mm连续级配的河卵石;细骨料为河砂,连续级配,经筛分试验实测的细度模数为2.4;钢纤维采用武汉某厂生产的剪切型钢纤维,规格为SFB32(I),长径比57(平均值),抗拉强度≥380MPa,90°弯折不断率≥90%;拌合水采用自来水。
在不改变混凝土基体配合比及各组成材料含量的原则下,确定钢纤维混凝土的纤维用量。具体混凝土配合比见表1。
(2)试件的制作与养护
本试验采用圆柱形试件,按表1配合比进行备料。采用人工搅拌方式,振动台振捣密实,24h后拆模,拆模后的试件立即放入(20±3)℃、湿度为95%以上的标准养护室养护28d。
1.2 加载试验
(1)试验设备
本试验选用大型微机控制电液伺服多功能静动三轴材料试验机,最大试验力1500k N。采用引伸计进行变形测量,轴向变形测量范围0~10mm,径向变形测量范围0~5mm,位移测量范围0~100mm。该机加载速度能满足本试验要求,可以保证应变速率在10-5/s~10-2/s范围内具有良好的工作性能。
(2)试验过程
先将试件安放在圆形垫块上,然后调整引伸计,使轴向引伸计与试件顶部的锥体保持接触,同时将径向引伸计适当固紧在混凝土试件的中部位置,确认接触良好后放置球铰,并将块体装置与试件对齐。之后,通过移动转换使试件缓慢地加载到预定的5k N荷载值,检查两组引伸计接收的数据是否正常,确认后开始按照事先编制好的程序进行控制加载,同时采集位移值、荷载值、轴向变形值、径向变形值等数据,记录时间步长为0.02s,保证试验过程中所记录数据的完备性。
2 试验结果与分析
对于混凝土类的非线性材料,既非理想弹性材料,又非理想弹塑性材料,因此,其卸载-再加载特性介于理想弹性材料和理想弹塑性材料之间。混凝土材料在反复加卸载过程中,卸载时材料的变形不能恢复到初始状态,会产生残余变形,此时的应变称之为累积塑性应变。
分别对SFC40-00试件和SFC40-20试件进行了在应变速率为10-5/s、10-4/s和10-3/s情况下的等应变增量的完全加卸载试验,加卸载过程曲线如图1所示。由图1可见,在每一次完全卸载后都会有塑性变形,而且随着加卸载的不断进行,每次卸载后混凝土塑性变形都会增加。同时,随着卸载点的应变值越大,累积塑性应变也越大。混凝土在每次加卸载的过程中,内部的裂纹会不断发展和积累,积累的过程就是累积塑性应变不断增大的过程。
混凝土材料的每次卸载点应变为ε,荷载每次卸载至0时的累积塑性应变为εp。进行量纲归一,Sp=εp/ε0,S=ε/ε0,ε0为峰值点的应变。混凝土的累积塑性应变与开始卸载点应变关系,经回归分析可采用式(1)表示:
式中,m和n为累积塑性应变参数。
在不同应变速率下,二种混凝土m、n和相关系数R2的计算值见表2和表3。
用式(1)和表2及表3的计算结果,对两种混凝土在不同应变速率下混凝土累积塑性应变与开始卸载点应变关系进行验证分析,结果见图2和图3。
从图2和图3可以看出,采用式(1)得到的累积塑性应变变化曲线与本文得到的试验结果吻合得较好,说明式(1)能够较好地反映累积塑性应变的变化规律,描述混凝土的塑性特性。
SFC40-00和SFC40-20两种混凝土试件不同应变速率下的Sp与S的关系对比见图4和图5。
从图4和图5可以看出,对于钢纤维含量相同的混凝土,在S相同的情况下,应变速率为10-3/s比应变速率为10-4/s和10-5/s的累积塑性应变大,即提高应变速率会加快混凝土材料内部的裂纹发展。在图5中,SFC40-00混凝土应变速率为10-5/s与应变速率为10-4/s的累积塑性应变相当;当应变速率由10-4/s提高到10-3/s时,混凝土前期的累积塑性应变有明显增加。当S>3后,混凝土的累积塑性应变受应变速率的影响慢慢减小,这是由于混凝土的后期裂纹慢慢发展,积累达到一定程度,各相之间的裂纹扩展形成裂缝。图6中,应变速率为10-3/s时,SFC40-20混凝土试件的累积塑性应变比应变速率为10-4/s和10-5/s的累积塑性应变有显著增加,而应变速率为10-4/s比应变速率为10-5/s的混凝土试件累积塑性应变有一定的增加,说明由于有钢纤维的存在,使得混凝土的累积塑性应变一直都对应变速率敏感。
混凝土在应变速率分别为10-5/s、10-4/s和10-3/s的情况下,不同钢纤维掺量混凝土Sp与S的关系对比见图6~图8。
由图6、图7和图8可以看出,相同应变速率的两种混凝土有一个共同特征,即当S在某一定范围时,SFC40-20比SFC40-00的累积塑性应变大,当S超过一定范围后,SFC40-20比SFC40-00的累积塑性应变小,这是由于在混凝土中掺入适量钢纤维,前期会延缓混凝土变形恢复的能力,使得钢纤维混凝土的累积塑性应变比普通混凝土的累积塑性应变要大,而后期由于钢纤维的加入有助于延缓混凝土在加载时的破坏。在应变速率为10-5/s、10-4/s和10-3/s的情况下,S分界点以及对应的塑性变形见表4。
3 结语
(1)依据试验数据建立了累积塑性应变与应变之间的关系式为:
且理论计算值与试验结果吻合性较好。
(2)混凝土累积塑性应变对应变率比较敏感,高应变速率下累积塑性应变增长明显,即混凝土材料的裂纹发展加快。
(3)应变速率由10-5/s提高到10-4/s时,混凝土的累积塑性应变变化不明显;当应变速率由10-4/s提高到10-3/s时,普通混凝土的累积塑性应变前期有所增加,后期应变速率对其影响慢慢减小,钢纤维混凝土的累积塑性应变有显著增加,并且一直持续。
(4)相同应变速率下,前期钢纤维混凝土的累积塑性应变比普通混凝土要大,在应变达到一定值时,钢纤维混凝土的累积塑性应变开始小于普通混凝土。
参考文献
[1]Sinha B P,Gerstle K H,Tulin L Cx Stress-Strain Relationsfor Concrete Under Cyclic Loading[J].ACI Journal,February1964,61(2):195-211.
[2]邓宗才,孙成栋.钢纤维混凝土在低周反复荷载下力学性能的研究[J].工程力学,2001(3):105-110.
[3]涂贞军,姜袁,周丽娜,等.钢纤维混凝土动态性能的初步试验研究[J].三峡大学学报(自然科学版),2008(01):69-71.
[4]商霖,宁建国.强冲击载荷下混凝土动态本构关系[J].工程力学,2005,22(2):116-119.
[5]盂益平,胡时胜.混凝土材料冲击压缩试验中的一些问题[J].实验力学,2003,18(001):108-112.
塑性变形 篇5
剧烈塑性变形(severe plastic deformation,
SPD)能显著细化材料组织至亚微米级甚至纳米级,从而极大地提高材料的强度,实现材料的低温及高应变速率超塑性[1,2]。与其他自下而上(bottom-up)制备块体细晶材料的方法相比,剧烈塑性变形方法制备的块体细晶材料具有组织致密、无污染等优点,近年来受到广泛重视。目前常见的剧烈塑性变形方法包括等径角挤压[2](equal channel angular pressing, ECAP)、高压扭转[3](high pressure torsion, HPT)、累积叠轧[4,5](accumulative roll-bonding, ARB)、多向锻造[6](multi-directional forging, MDF)和反复镦压[7,8,9,10](cyclic channel die compression, CCDC)等。现在研究较多的方法是等径角挤压和高压扭转,但是各种工艺方法都有各自的优缺点,目前大部分研究对象仍为小试样,工业化应用的较少。已有的研究表明反复镦压同样可以大大细化材料组织,改善性能,而且具有工装简单、操作方便、变形量和变形环境可控,以及利于难变形材料变形等特点。Wadsack等[7]研究了纯铬CCDC变形时的组织演变。Kundu等[8]研究了纯铜反复镦压后的流动应力及应变速率敏感性。Li等[9]研究了纯铜经不同变形量CCDC后在373K温度条件下的流动应力敏感性和抗蠕变能力。罗许等[10]采用等径角挤压和反复镦压相结合的复合变形技术,对6061铝合金进行了变形实验,发现合金的平均晶粒尺寸从35μm细化到约350nm。纯铜具有良好的导电性能,但其室温强度较差,限制了其应用。已有的研究表明,累积叠轧能制备出具有较高强度和较好导电性的块体细晶纯铜材料。但到目前为止,关于反复镦压的报道还较少。因此,本文以纯铜为研究对象,探讨反复镦压剧烈塑性变形对纯铜组织、力学及导电性能的影响。
1 反复镦压工艺原理和路线
反复镦压工艺的原理如图1所示,模具中开有一个通道,垂直Z轴方向的截面形状为正方形,试样在垂直X轴方向的截面形状也为正方形,其尺寸与通道截面尺寸相同,试验时将润滑好的试样竖直放入模具型腔。此时,试样垂直Y轴的两个侧面是与模具接触的,镦压时,随压头的下行,试样沿X轴方向向两侧流动。当压头下行到试样充满两侧的型腔后,镦压过程结束。变形前后试样的形状和大小都没有变化,从原理上讲,可以进行无限次的镦压变形,使材料累积足够大的应变。在试样旋转过程中,根据旋转方式的不同,反复镦压工艺包括两种基本的工艺路线,路线A:每次镦压后绕Y轴旋转90°,进入下一道次镦压;路线B:每次镦压后先绕X轴旋转90°,再绕Z轴旋转90°,试样位置和图1所示相同,进入下一道次镦压。
2 试验材料与方法
试验材料为T2牌号铜,经750℃退火2.5h处理。试样尺寸规格为30mm×30mm×20mm。模具通道横截面尺寸为30mm×30mm,通道深度约为55mm。用含MoS2的润滑脂做润滑剂,试验在WE-1000型万能材料试验机上进行,反复镦压按路线B进行。对退火态和镦压1、3、9、15道次的试样在室温下进行拉伸试验,拉伸试样标距部分的尺寸为10mm×6mm×2mm,拉伸试验在CMT5205型微机控制电子万能试验机上进行,拉伸速度为0.6mm/min。采用VHX-900型超景深光学显微镜和JSM-6480型扫描电镜进行组织观察和断口观察,观察面为垂直X轴的中间截面(纵截面)。用MH-5型显微硬度计测量纵截面上的硬度,所加载荷为0.49N,持续时间为15s。用7501型涡流导电仪测定不同状态铜的导电率。
3 试验结果与分析
3.1显微组织
图2所示为纯铜反复镦压前后纵截面上的光学显微组织变化。图2a为退火后的组织,可以看出,晶粒比较粗大,较为等轴,晶界平直、清晰,有少量的退火孪晶。图2b为经1道次镦压后的组织,可以看出,1道次镦压后,部分晶粒通过位错滑移产生了明显的塑性变形,晶粒被压扁,并伴随有晶粒的旋转,晶粒尺寸有一定程度的下降,但由于晶粒取向的不同,部分晶粒仍然呈等轴状,变形程度较小,大部分晶界较为清晰。此外,部分退火孪晶在切应力的作用下产生了台阶状的切变[11]。图2c为3道次镦压后的组织,可以看出,由于位错在晶界处塞积以及晶粒的旋转等,原始的晶界已变得模糊不清,说明材料内部已发生了较大的变形。在采用B路线进行反复镦压时,由于在3个正交的方向上交替对试样进行压缩变形,有利于变形带的交割,促进组织的细化[12]。图2d为15道次镦压后的组织,此时原来的晶粒已完全不能分辨,晶粒已大大细化。图3所示为纯铜经不同道次镦压后的扫描电镜组织。图3a为3道次镦压后的组织,可以看出,3道次镦压后出现了很多近乎平行的变形带,其厚度不一,有的几个微米,有的只有几百个纳米。图3b为经15道次镦压后的组织,与退火态相比,此时晶粒已经极大地细化,组织细小、等轴,平均晶粒尺寸达到亚微米级。
3.2硬度
图4所示为不同道次镦压后平均显微硬度随镦压道次的变化曲线。退火态纯铜的硬度约为682.1MPa,1道次镦压后,硬度迅速提高到约1103.5MPa,3道次镦压后硬度达到了1265.2MPa,与退火态相比,提高了约85.5%。后续镦压时硬度提高缓慢,12道次镦压后硬度达到了1358.3MPa,与退火态纯铜的硬度相比提高了约一倍。这和其他剧烈塑性变形工艺加工纯铜的硬度变化相似[3]。在低应变阶段,硬度的增加主要是由于位错密度的急剧增加,位错在晶界、亚晶界处塞积及位错割阶的阻碍,使位错运动变得困难,材料的变形抗力增加。继续变形时,虽然位错密度进一步上升,但由于位错的湮灭,位错密度的上升逐渐减弱,甚至略有下降[13],随着组织的不断细化,硬度仍略有上升,9道次镦压后硬度基本不再上升。
3.3强度和塑性
图5所示为纯铜的抗拉强度和伸长率随反复镦压道次的变化曲线,可以看出,抗拉强度随镦压次数的变化规律与硬度的变化相似,在前3道次抗拉强度提高较快,3道次镦压后,纯铜的抗拉强度由退火态的198.5MPa迅速提高到约为417.9MPa,提高了约110.5%。后续镦压时,抗拉强度增幅变缓[14],15道次镦压后,抗拉强度达到最大值,约为459.1MPa,与退火态下的抗拉强度相比,提高了131.3%。在低应变时,位错密度迅速提高,位错强化起主要作用[15,16]。进一步增大变形量时,虽然异号位错相消及位错进入晶界,位错密度趋于饱和,甚至下降[13],但由于晶粒已细化,晶界、亚晶界所占比例不断提高,使材料产生晶界强化,使纯铜仍然具有较高的强度。强度提高的同时伸长率急剧下降,1道次镦压纯铜试样的伸长率约为31.9%,3道次镦压纯铜试样的伸长率约为23.1%,15道次镦压纯铜试样的伸长率约为21.1%。虽然下降幅度较大,但与其他方法制备的细晶纯铜相比,伸长率仍然较高。
3.4断口
退火态和反复镦压试样拉伸时均出现明显的颈缩现象,通过扫描电镜对拉伸断口进行观察。图6为退火态和反复镦压15道次试样的拉伸断口,从断口上可以看到很多较为等轴的韧窝,反复镦压前后材料的断裂性质都属于韧性断裂。与退火态相比,大变形后韧窝变浅、变小[17],但仍然有一些较大的韧窝,这也可能是材料仍然具有较高伸长率的原因。
3.5反复镦压对纯铜导电率的影响
图7所示为纯铜不同道次镦压后导电率的变化曲线,可以看出,冷变形条件下,纯铜的导电率随镦压次数的增多呈下降趋势,在低应变阶段,导电率下降较快;退火态纯铜的导电率约为97.6%IACS,一道次镦压后,导电率降低到95.5%IACS,随变形道次的增多,导电率的下降幅度减小,3道次后下降幅度趋缓,但一直呈下降趋势,15道次镦压后纯铜的导电率约为91.7%IACS,与退火态相比下降了约为6%。冷变形后导电率的下降主要与冷变形造成的晶格畸变及晶粒细化引起的界面增多有关,晶格畸变及界面增多增大了对电子的散射作用,从而引起导电率下降,但其影响对电子的散射作用相对较小,所以,导电率的下降幅度并不是很大,这与其他剧烈塑性变形铜的结果相似[4,5]。
4 结论
(1)通过B路线反复镦压剧烈塑性变形在不改变试样形状和尺寸的情况下进行多道次反复变形,可使块状纯铜晶粒明显细化。
(2)变形纯铜的硬度明显提高,前几道次镦压硬度提高较为明显,3道次镦压后硬度增加趋缓,9道次镦压后硬度几乎不再增加。与退火态相比,硬度提高了约一倍。
(3)变形纯铜的抗拉强度随镦压道次的增加而提高,在前3道次镦压中,纯铜的抗拉强度迅速提高,3道次镦压后强度上升趋缓。15道次镦压后纯铜的抗拉强度达到了459.1MPa,与退火态相比提高了约131.3%。强度提高的同时,纯铜的伸长率第一道次镦压后迅速下降,随镦压道次的增多,伸长率的下降趋缓,15道次镦压后纯铜的伸长率约为21.1%,其断裂性质仍属于韧性断裂。
(4)随镦压次数的增多,纯铜的导电率总体呈下降趋势,在低应变阶段,导电率下降较快,3道次镦压后下降幅度逐渐减小,15道次镦压后纯铜仍具有较好的导电性,结果表明,通过剧烈塑性变形工艺能制备出具有较高强度、塑性及良好导电性能的块状纯铜材料。
塑性变形对热镀锌板耐蚀性的影响 篇6
在汽车、家电和装备制造等领域,由于对钢板耐蚀性的要求越来越高,而使用镀锌钢板逐渐替代裸板。当完整的锌镀层受到破坏而使基体表面暴露出个别不太大的部分时(如镀锌层出现少量微裂纹),锌将作为铁 - 锌原电池的阳极,以电化学作用仍然保护着基体[1,2]。但在冲压成型加工中,热镀锌板会发生剧烈而复杂的塑性变形,导致热镀锌板表面粗糙化[3]、大量镀层微裂纹萌生[4]以及局部界面开裂[5,6]等变化。这些变化是否会影响热镀锌板的耐蚀性,目前尚缺乏深入的研究和试验依据。
全浸腐蚀试验能模拟水分或氯化物滞留在钢板结合部内部所出现的腐蚀行为,为此,对处在不同拉伸应变下的热镀锌板进行了全浸腐蚀试验,运用称重法比较了不同拉伸应变下热镀锌板的耐蚀性,并运用Sinon400NC扫描电镜及AF - L104三维形貌仪对影响热镀锌板耐蚀性的因素进行了分析讨论。
1 试 验
1.1 材 料
所用试件材料为市售STO4Z 120 g/m2双面热镀锌钢板,厚度0.8 mm,试件为标准带肩拉伸板状件(GB 228-76),屈服点 155 MPa,延伸率24%,镀层截面形貌及Zn、Fe在镀层与基体中的分布见图1;镀层表面形貌见图2。
1.2 方 法
(1)单向拉伸
每5件为1组,共4组试件,保留1组作为原始试件用于试验比较,其余3组分别拉伸至3%,5%,10%应变状态,拉伸速率为1 mm/min。拉伸后,针对平行段中部区域,用三维形貌仪测量4组试件的表面粗糙度,并用扫描电镜观察锌层表面裂纹形态,记录典型数据,以便进一步分析影响锌板抗腐蚀性能的因素。最后,通过对试件进行线切割,以获取30 mm长的平行段用于全浸腐蚀试验。
(2)全浸腐蚀试验
在静态腐蚀介质中进行腐蚀性能试验[7]:采用对比法,室温下用5%NaCl作为腐蚀介质对拉伸应变为4组试件进行全浸腐蚀试验,时间为7周;全浸腐蚀试验前和试验后的每周,取试件放入丙酮溶液中用超声波清洗10 min,清除腐蚀产物和其他污染物,并用Sartorius BP211D型电子天平称重(精确至0.1 mg)。每次均记录每组5件试件的质量,以便作平均值处理,同时肉眼观察腐蚀情况。由于试验容器均为敞口,腐蚀介质中的水分会持续蒸发而改变腐蚀介质浓度,所以每天往容器中补充适量的纯净水,以维持腐蚀介质的浓度。
2 结果与讨论
(1)腐蚀试验观测结果
1周后应变为零的试件(原始板)表面仍保持光亮,腐蚀溶液没有明显变化,有应变为3组试件表面出现小片棕黑色暗斑,腐蚀溶液均出现淡黄色絮状物;5周后,零应变试件表面也开始出现小片暗斑块,腐蚀溶液出现淡黄色絮状物,有应变试件表面棕黑色暗斑明显增大,腐蚀溶液中絮状物明显增多;7周后,零应变和3%应变试件均有部分暗斑,且仍有局部表面保持光亮,5%和10%应变试件整个表面均为暗斑(见图3)。
(2)腐蚀失重结果
为了便于比较,试件腐蚀后的失重情况采用相对质量来表示,即,其中mn为第n周的试件质量,M为腐蚀前的试件质量。腐蚀试验后各组试样的平均失重情况见图4。
从上述结果可以发现:未经拉伸的热镀锌板耐蚀性最好;经过拉伸的热镀锌板耐蚀性明显下降,这种腐蚀现象是镀层在塑性变形过程中出现裂纹所造成的,其中受3%和5%拉伸应变的试件耐蚀性稍差,而且在有些阶段耐蚀性差异并不大。受10%拉伸应变的试件与其他试件相比耐蚀性明显下降,所受的腐蚀也最为严重,这种现象也说明塑性变形越大的镀锌板耐蚀性越差。
为了揭示塑性变形后影响热镀锌板耐蚀性的因素,全浸腐蚀试验之前对单向拉伸前后的热镀锌板表面粗糙度和裂纹形态进行了分析和测试,这种抗应变的粗糙度数据见表1。从表1可以看出,随着应变量的增加,热镀锌板的表面粗糙度也随之增加,这种粗糙化现象与镀锌层的变形断裂有关。
在全浸腐蚀试验前发现,裂纹密度随着应变量的增加而增加(见图5),由此可以推断,耐蚀性的变化应该与裂纹密度的变化相对应。这样,全浸腐蚀试验和裂纹形貌观测的结果就能很好地吻合。至于裂纹密度是如何成为影响热镀锌板耐蚀性的关键因素,还存在哪些影响因素,该结论是否适用于非镀锌层涂层板料等问题,还需进一步结合试验进行深入研究。
3 结 论
(1)塑性变形所导致的镀层裂纹会降低热镀锌板的耐蚀性,虽然存在阴极保护作用,但耐蚀性的变化还是可观的。
(2)塑性变形后,热镀锌的耐蚀性由变形量或镀层裂纹密度的大小所决定。
(3)对采用镀锌板经过剧烈塑性变形所获得的产品,不能完全用原始镀锌板的耐蚀性来衡量最终产品的耐蚀性。
参考文献
[1]余金山.汽车用热镀锌钢板镀层的性能综述[J].理化检验-物理分册,2005(41):325～335.
[2]Kattamis TZ,Chang F,Levy M.Evaluation of adhesion ofsome metallic coatings on a depleted U-0.75Ti alloy[J].Surface and Coatings Technology,1990,43/44,390～401.
[3]Mizuno T,Mulki H.Changes in surface texture of zinc-coa-ted steel sheets under plastic deformation[J].Wear,1996,198:176～184.
[4]Parisot R,Forest S,Pineau A,et al.Deformation and dam-age mechanisms of zinc coatings on hot-dip galvanized steel sheets:PartⅡ.Damage modes[J].Metallurgical and Ma-terials Transactions,2004,35A:813～823.
[5]Song G M,Sloof W G,Pei Y T.Interface fracture behavior zinc coatings on steel:Experiments and finite element cal-culations[J].Surface and Coatings Technology,2006,201:4311～4316.
[6]张振国,汤峰.锌铁合金化钢板镀层结构及防腐蚀性能的研究[J].材料保护,2005,38(8):51～53.
圆管的弹塑性变形分析及有限元模拟 篇7
高精度管材由于光洁度高、尺寸公差小、机械性能高、切削性能好等优点而被越来越广泛的应用, 但在许多情况下, 管材的最终精度仍普遍采用磨削和抛光来实现, 这样的方式不仅生产效率低, 而且单件生产成本也非常高。近年来, 利用流体压力使工件产生塑性变形的液压柔性成形技术在国内外迅速发展, 已广泛应用于汽车制造业, 并开始在许多其他工业领域引起人们的重视。它是利用液体作为介质或模具使工件成形的一种塑形加工, 这项技术近年来在国内外受到广泛重视[1]。生产实践证明, 这种液压成形方法对于提高管材的表面光洁度是有效的。
为了能够更好地掌握管材产生的弹塑性变形规律, 研究和预测液压柔性变形中可能出现的问题, 本文分析了厚壁圆管施加外压的受力特点, 使用ANSYS有限元软件对厚壁圆管弹塑性变形进行模拟, 分析圆管变形规律及其应力、应变分布状况, 对液压柔性变形的科研和运用提供有效的帮助。
1 管材在外压作用下的弹塑性分析
1.1 管材的弹性变形分析
取一段内径为a、外径为b的厚壁管材为研究对象, 在外表面处施加外压p, 并设定圆管材料是理想塑性的;采用圆柱坐标系, 由于应力和变形的对称性, 在θ方向无位移, 在z轴上无转动;不考虑变形过程中的加工硬化[2], 可得其径向和周向应力为:
管材端部开口, 则其轴向应力为:
其中:r为半径变量, a≤r≤b。
(1) 由米塞斯屈服极限准则, 有:
其中:σs为材料的屈服强度。
将式 (1) ～式 (3) 代入式 (4) 得:
分析可得, 当外压p逐渐增加时, 内部首先达到屈服, 然后逐渐扩展到外部。当r=a时,
(2) 由屈雷斯加屈服准则, 有:
将式 (1) ～式 (3) 代入式 (5) 得:
当r=a时, 。
综上所述, 厚壁圆管的弹性极限压力为:
1.2 厚壁圆管的弹塑性变形分析
当p
1.2.1 塑性区的应力分量
由于轴对称性, 在塑性区的外壁与弹性区的内壁分别作用均匀径向压力q, 即塑性区内应满足平衡方程与屈服条件, 即:
将屈服条件式 (5) 代入式 (7) , 得:
对上式积分, 得:
其中:C为积分常数。
将r=a处的力的边界条件σr|r=a代入式 (8) 可得C=σslna, 代入σr的表达式, 并利用屈服条件求得σθ, 即塑性区 (a≤r≤rp) 内的应力分量为:
1.2.2 弹性区的应力分量
将弹性区作为内径为rp、外径为b、承受内压q的厚壁圆管如图1 (c) 所示, 则可得到以rp表示的弹性区 (a≤r≤rp) 的应力分量为:
从弹性区来看, r=rp处, 管材刚达到屈服, 弹性区和塑性区在弹塑性交界处的径向应力相等, 即σre=σrp。
其中:σre为弹性区在rp处的径向应力σr;σrp为塑性区在rp处的径向应力σr。
联立式 (13) 、式 (14) 可得:
由屈雷斯加屈服准则, 将式 (15) 代入解得:
随着压力的增加, 塑性区不断扩大, 当rp=b时, 整个截面进入塑性状态, 即圆管达到塑性极限状态, 此时的压力不能再继续增加, 该临界值成为塑性极限压力, 以pl表示。将rp=b代入式 (16) , 得:
压力达到pl时的应力分量为:
综上所述, 对厚壁圆管施加外部压力, 其弹性极限压力为, 塑性极限压力为, 对圆管施加的最大外压不能超过塑性极限压力。
2 管材在外压作用下弹塑性变形的有限元分析
对厚壁圆管施加外压, 使之产生弹塑性变形, 并进行有限元分析。本文所选有限元软件为ANSYS, 厚壁圆管为20无缝钢管, 根据材料的特性及变形特点选定参数, 如表1、表2所示。
根据管材的弹性变形分析得出的弹性极限压力和塑性极限压力公式, 代入上述各参数计算可得:对厚壁圆管施加外部压力时, 其弹性极限压力为pe=31.36MPa, 塑性极限压力为pl=36.06 MPa。
由于管道沿长度方向的尺寸远大于圆管的直径, 因此在计算过程中忽略管道的端面效应, 认为在其长度方向上无应变发生, 即可将该问题简化为平面应变问题, 选取圆管横截面建立几何模型进行求解。创建的有限元模型见图2, 有限元网格划分见图3。
对圆管外壁施加载荷p=36.06 MPa时, ANSYS显示窗口显示位移场等值线图, 如图4所示, 从图4中可以看出内部的位移程度要大于外部的位移程度。应力等值线图如图5所示, 从图5中可以看出内部受到的应力要大于外部。应变等值线图如图6所示, 从图6中可以看出当外部仍处于弹性变形时内部已率先产生塑性变形。
3结论
(1) 可以通过有限元仿真软件对塑性变形过程中的金属流动状况进行微观的观察, 同时, 还可以进一步地了解变形区应力、应变等参量的变化规律, 为液压柔性成形设计优化提供技术性指导。
(2) 通过计算机有限元仿真, 可大大减少解析法和实验法的各种局限性, 加快了理论研究过程, 更有力地推动了塑性加工学的发展。
参考文献
[1]杨兵, 宋忠财, 张卫刚, 等.管件液压成形的影响因素[J].上海交通大学学报, 2005, 39 (11) :1767-1770.
[2]徐秉业, 刘信声.应用弹塑性力学[M].北京:清华大学出版社, 1995.
塑性变形 篇8
随着日益增长的石油和天然气供应,管道行业得到了长足的发展,发展大直径,薄壁厚,操作压力高、高钢级管道系统是大势所趋。越来越多的管道服役在恶劣的环境中,在服役过程中,管道剩余强度受许多因素影响,如操作条件,施工方损坏,腐蚀和地面运动等,特别是腐蚀和地面运动成为导致管道失效的两大重要原因[1,2,3,4]。国内外专家对腐蚀缺陷管道的评估已经进行了广泛的研究[5,6,7,8,9],基于应变的设计方法已经发展到在管道设计时考虑到管线钢的纵向应变能力以抵抗在这些地区土壤应力[10,11,12,13]。腐蚀被关注是由于担心任何管道损失壁厚后管道结构强度降低了,失效的风险将增加。而地面运动也会对管道产生纵向土壤载荷,从而产生应力/应变威胁管道安全。协同腐蚀和地面运动对管道的影响在管道评估中被考虑的研究甚少。因此,利用有限元法对含有不同深度的腐蚀缺陷管道进行了模拟,并施加纵向拉伸和压缩应变,结合管道内压的影响,评估缺陷管道的剩余强度,塑性变形和破坏行为,探讨腐蚀缺陷和预应变作用下局部缺陷处的等效应力和塑性变形分布。
1 有限元分析模型
有限元分析采用Comsol Multiphisics软件进行评估。用非线性弹塑性模型模拟力学行为,涉及钢的弹性和塑性变形及破裂压力,具体数据在有限元分析时进行拟合。某管道公司X80钢物理特性和腐蚀缺陷模型尺寸如表1、表2所示。
X80钢的应力-应变关系符合幂硬化函数[14]:
式中:ε0为初始应变,ε0=σS/E,σS为屈服应力,MPa;E为弹性模量,MPa;α为硬化系数;n为幂硬化指数。
几种典型管道钢的应力-应变曲线如图1所示。
2 模型简化及离散化
4种腐蚀深度缺陷管道被选择进行有限元建模。众所周知,当腐蚀深度增加时腐蚀缺陷纵横比将改变。研究中假设腐蚀缺陷深度增加,长度和宽度不变,对模型进行合理地构建及简化。腐蚀缺陷并非简单规则的几何形状,在简化过程中,尽量不引入其他干扰因素,使之达到处理要求,比如尽量避免应力集中现象。其次是合理的离散化,也就是模型网格的划分,采用不同的网格类型会产生不一样的计算结果,网格划分也并非越细越好。
由于管道具有对称的几何特性,在有限元分析过程中可以只取分析管线模型的四分之一,进行有限元建模,如图2所示。缺陷类型假设为椭圆形,由于最终失效发生在腐蚀区域,所以在腐蚀区域以及周围细化单元使缺陷处的网格较密,提高有限元分析的精度以保证计算的准确性,如图3为该软件生成的网格。
3 有缺陷及无缺陷情况下的局部等效应力评估
图5显示存在或不存在一个4 mm深度腐蚀缺陷的X80钢管内表面和外表面的等效应力,当有缺陷存在时,外表面被定义为缺陷的根部;无缺陷时,外表面指的是管道的实际外表面。可以看出,在没有腐蚀缺陷时,等效应力在内、外表面会有一些区别,且随内压增加而增加。当腐蚀缺陷存在时,外表面的等效应力比管道内表面的高得多。
图4腐蚀缺陷局部放大/mm Fig.4 Local amplification of corrosion defects/mm
当腐蚀深度达到16 mm时,钢管内、外表面等效应力分布如图6所示。可以看出,在没有缺陷时,内表面和外表面的等效应力与内压呈线性关系,且比有缺陷时低得多。
有效塑性应变通常是用来描述塑性变形强度。对存在和不存在腐蚀缺陷的X80钢管的内表面和外表面的有效塑性应变的比较分别如图7和图8所示。可以看出,当缺陷较浅,即4 mm深度时,外表面的有效塑性应变直到内部压力超过25 MPa之后变得明显,表明高塑性变形的发生。
当缺陷深度为16 mm时,当内部压力只有5 MPa时外表面塑性应变很明显。结合等效应力和有效塑性应变分析可知,存在的腐蚀缺陷会导致应力集中现象,从而外表面等效应力偏高。此外,缺陷越深,塑性变形出现所需内部压力就越小。
图6存在与不存在16 mm深度腐蚀缺陷X80钢内外表面局部等效应力随内压变化关系Fig.6 Local von Mises stresses of the inner and outer surfaces of X80 steel pipeline as a function of internal pressure in the presence and absence of a corrosion defect of 16 mm depth
结合图7和图8发现,腐蚀深度的增加对管道内表面的等效应力影响很大,但对有效塑性应变的影响却不大。
4 塑性变形和等效应力在腐蚀缺陷处的分布
图9显示了在16 MPa压力X80钢管含有不同深度缺陷是塑性变形区视图。可以看到腐蚀深度为4 mm时没有塑性变形带发育。当腐蚀深度达到8 mm时,塑性变形带在缺陷的根部出现。随着缺陷深度进一步增加,塑性变形带扩展到周边区域,塑性变形区的大小反映了内部的能量吸收情况,塑性变形越大表明能量吸收越多。
图8在存在与不存在16 mm深度腐蚀缺陷的X80钢有效塑性应变Fig.8 Effective plastic strain occurring on the outer and inner surfaces of X80 steel pipe line in the absence and presence of corrosion defect with 16 mm depth
图10显示在16MPa压力下含有不同腐蚀缺陷深度的管道等效应力的分布。可以看出,应力集中发生在的缺陷的根部,应力强度随着腐蚀深度的增加而增强。
图9在16MPa内压下不同腐蚀深度缺陷处的塑性变形Fig.9 Views of the plastic deformation area on a X80 steel pipeline at 16 MPa containing a corrosion defect with different depths
5 预应变对缺陷管道的塑性变形的影响
经受显著的土壤应变的管道通常称为预应变的管道。预应变可能会影响含腐蚀缺陷管道的剩余强度(失效压力)。采用有限元分析模型对含16 mm深度腐蚀缺陷的X80钢管的失效压力进行预测,施加纵向拉伸或压缩预应变,如表3和表4所示,用“+”和“-”表示拉伸和压缩预应变。可看到无论施加拉伸或压缩,预应变缺陷管道的失效压力都会降低,且随着预应变强度的增加失效压力的降低变得显著,研究表明在施加土壤应力过程中,机械功产生,增加了管道钢的应变能,机械功因此转化为弹性应变能。这种额外的应变能降低了管道失效内部压力。在单一预应变下,压缩预应变下得到的失效压力大于拉伸预应变下得到的,分析表明压缩预应变会产生压缩应力,对管道承受内压时产生的拉应力产生削弱作用,提高了失效压力,相反拉伸预应变产生的拉应力对管道拉应力起到增强作用,降低了失效压力。
图10 16MPa的内压下不同腐蚀深度缺陷管道的等效应力分布Fig.10 Distribution of von Mises stress on the pipeline at 18 MPa containing a corrosion defect with various depths
6 结论
1)腐蚀缺陷的深度显著影响局部应力应变分布,从而在管道的失效压力预测中起到了至关重要的作用。在没有腐蚀缺陷时,管道内表面的等效应力高于外表面;在腐蚀缺陷存在情况下,应力集中出现在缺陷处,导致管道内失效所需的压力减小。当腐蚀深度较小时,在管道内表面的等效应力比在外表面的低。随着腐蚀深度的增加,应力集中增强,导致内表面和外表面的等效应力进一步分离。
2)应用施加于管道上的纵向应变模拟土壤力,无论拉伸或压缩,都将使缺陷管道的失效压力降低,且失效压力随拉伸或压缩预应变的增加而减小。