§10-1 塑性变形 塑性极限分析的假设 §10－2拉压杆系的极限荷载 §10-3 等直圆杆扭转时的极限扭矩 §10－4 梁的极限弯矩 塑性铰

研究了将Cr、Mo、Mn、Ti、Ni、Si等合金元素分别加入当量成分的Fe3Al金属间化合物后对其室温塑性、800℃周期氧化性能、氧化物结构及Al元素由试样表面向内部的分布状态的影响.结果表明,只有Cr元素提高了DO3结构的Fe3Al金属间化合物合金在真空中的室温拉伸延伸率,其他元素都不同程度地降低了合金的塑性。Cr提高室温塑性的主要原因不是由于Cr改变了合金的表面氧化动力学或改变了表面氧化物结构及表面状态,进而降低了环境敏感性的缘故

采用Gleeble 1500热模拟机对CSP生产的SS400、Q235B和Q345B钢的热塑性进行了研究.结果发现,所研究的钢存在两个低塑性区,即凝固脆性温区(Tm~1 310℃)和低温脆性温区(850~725℃).试样断口金相和成分分析表明:产生凝固脆性温区的原因主要是高温下枝晶间有害元素S、P和O富集形成液膜;产生低温脆性温区的原因主要是奥氏体晶界出现铁素体薄膜以及细小AlN析出造成连铸坯的塑性降低.根据研究结果,提出了改善钢的热塑性防止铸坯裂纹的工艺建议

采用分子动力学方法模拟了金刚石压头压入Fe基体的纳米压痕全过程.研究了加载和卸载时基体的原子组态、载荷-位移曲线以及位错的发射和变化.分析了基体的塑性形变机理.发现压入深度为0.69 nm时出现位错.随压入深度的增加位错长大成环,基体塑性形变加剧.卸载过程中位错环不断减小,当压头恢复到起始位置后,基体中心残留有位错环,产生了永久塑性形变,位错环的存在是基体产生永久塑性形变的关键因素

基于率相关晶体塑性本构模型,分别将Taylor模型和有限单元模型两种多晶模型嵌入大型有限元程序ABAQUS,实现了晶体塑性学有限元模拟.直接将电子背散射衍射(EBSD)获取的晶粒初始取向输入晶体塑性有限元模型,预测了两种不同应变情况下面心1050纯铝轧制织构的演化.模拟结果与EBSD实验测得的织构演化结果有较好的一致性,随着变形程度的增加,预测织构与实测织构变得更加锋锐.经过比较,Taylor型模型预测出了{4411}〈11118〉的Dillamore取向,而有限单元模型预测出了铜型织构取向,比Taylor模型预测结果更接近实验验证结果.两种模型并不能预测出{011}〈211〉黄铜取向、{123}〈523〉S取向、{011}〈100〉Goss取向及其他理想取向

在机械制造中,广泛采用轧制、锻造、冲击、冷压与冷镦等成形工艺,各 种压力加工方法都应使金属材料按预定的要求进行塑性变形,以使其内部的组织和结构发 生变化,从而达到不同的性能指标。塑性变形是强化金属的重要手段。变形后的金属在加 热时发生回复和再结晶,进一步影响工件最终的组织及性能。研究金属材料塑性变形及再 结晶过程,有助于深入理解变形加工过程中组织演变规律及各种力学性能变化的本质,在生 产实践中充分发挥金属材料的强度潜力,为确定合适的压力加工工艺和退火工艺提供依据

本文提出了流动理论中粘塑性、刚塑性材料和形变理论中弹塑性材料的广义变分原理;推导出相应的有限元公式;证明了在一定条件下,以不同的本构关系为基础的变分原理可以写成统一的形式

冷作模具钢Cr12Mo1V1因C含量和Cr含量高,铸态下在晶界析出大量网状共晶碳化物,锻造后仍会存在大量大块长条状碳化物,且呈带状分布,使钢的热塑性降低,易产生裂纹,限制了其应用.本文研究添加Mg对Cr12Mo1V1钢碳化物及热塑性的影响.随着钢中Mg含量增加,铸态下网状共晶碳化物被打断且被细化,使其在后期的锻造中更容易被打散.同时,锻态下碳化物的平均尺寸随着Mg含量增加而减小,呈均匀弥散分布.碳化物尺寸和分布状态的改善提高了钢的热塑性

6.塑性加中金属的组织与性能 6.2金属塑性变形的温度速度效应 6.3形变热处理

研究了铁铬铝热轧淬水盘条在200℃恒温处理过程中力学性能的变化,以及氢含量,碳化物对合金塑性的影响。结果表明:合金中含氢使盘条变脆,当盘条中氢含量大于1ppm时,随氢含量增加盘条的塑性急剧下降,当盘条中氢含量大于2ppm时,在拉伸时导致脆断。电子金相断口表明:合金的氢脆断口一般为准解理断裂,随合金中氢含量下降,塑性提高的同时,断口由准解理向韧窝型断裂过渡。 试验指出:为提高合金的塑性,合金中碳含量应控制在下限;同时,在冶金生产中,更应注意为消除合金的氢脆而应采取必要的措施