曲柄板的立軸回轉(zhuǎn)分度鉆床夾具設(shè)計(jì)含CAD圖

曲柄板的立軸回轉(zhuǎn)分度鉆床夾具設(shè)計(jì)含CAD圖,曲柄,立軸,回轉(zhuǎn),分度,鉆床,夾具,設(shè)計(jì),CAD 附錄一 數(shù)值模擬和實(shí)驗(yàn)的微尺度激光鼓膜成形 鄭超，孫勝，季中，王偉，劉靜 液-固相的構(gòu)造演化和加工材料重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室(MOE),，山東大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院中國濟(jì)南市 250061 金石路 17923。 文章意指 文章歷史： 收到日期 2010 年 5 月 8 日 2010 年 8 月 21 日在修訂的形式收到 2010 年 8 月 27 日接受 2010 年 9 月 7 日在線提供 關(guān)鍵詞： 微尺度激光成形 激光沖擊波 塑性變形 高應(yīng)變率過程 形成機(jī)制 摘要 微尺度激光隆起形成是使用高應(yīng)變率微規(guī)模成形技術(shù),采用一束沖擊激光脈沖引起的波壓力使薄金屬三維配置變形。這個過程是承諾快速設(shè)置、控制、效率和精度高的制造復(fù)雜小型設(shè)備。在這篇文章中，使用數(shù)值和實(shí)驗(yàn)方法對微尺度激光隆起形成純銅進(jìn)行了調(diào)查。提出了一種有限元模型來模擬的震驚的動態(tài)變形材料,仿真結(jié)果驗(yàn)證了實(shí)驗(yàn)。與驗(yàn)證模型,瞬態(tài)成形過程的變形機(jī)理通過等效塑性應(yīng)變的演變特征速度和壓力的分布和殘余應(yīng)力。此外,激光能量的影響,模具直徑和樣品厚度形成銅薄片的行為進(jìn)行了研究。實(shí)驗(yàn)和數(shù)值模擬的結(jié)果顯示樣品厚度的增加,變形深度減少,激光能量的增強(qiáng)而變得更大。沖擊成形過程不是很敏感的模 直徑,表明它對尺寸范圍廣的微產(chǎn)品是可行的。 2010 愛思唯爾有限公司保留所有權(quán)利。 1. 簡介 近年來，激光誘導(dǎo)的沖擊波在應(yīng)用金屬成形已經(jīng)吸引了越來越多的關(guān)注 1– [ 6 ]。本文介紹了一種激光成形命名為微尺度激光膨脹起形，微尺度激光沖擊錘擊與激光的優(yōu)勢是熱成形和高應(yīng)變率形成相結(jié)合的有利影響。微尺度激光膨脹成形是一種非熱能的激光彎曲成形方法,使用高強(qiáng)度激光照射誘導(dǎo)激波壓力。由于激光可以提供出色的靈活性,可重復(fù)性好,效率和精度高,制造復(fù)雜的小型設(shè)備的過程有潛力,尤其是傳統(tǒng)微沖壓是不可利用的。 一般來說,微尺度激光膨脹形成激光發(fā)生脈沖在納秒的水平。這種瞬態(tài)變形過程是難以捕捉的原位測量。為了更好地了解微尺度激光隆起的形成機(jī)理形成和工藝參數(shù)的影響對沖擊過程中金屬的變形行為,一個組合數(shù)值和實(shí)驗(yàn)調(diào)查是很有效的。范以及其他人。[7]采用實(shí)驗(yàn)和數(shù)值方法研究銅在激光誘導(dǎo)微彎曲過程中的條紋。數(shù)值結(jié)果進(jìn)一步分析探討了在波-固交互的過程獲得一個改進(jìn)的理解。王等。[8]數(shù)值和實(shí)驗(yàn)研究激光能量的影響在微觀變形機(jī)制激光錘頭形成規(guī)模, 凸和凹面之間的關(guān)系，樣品表面的殘余應(yīng)力分布也被探索。王等。[9]進(jìn)一步研究在微觀尺度的各向異性響應(yīng)單晶鋁激光錘頭成型,使用塑性晶體有限元素方法和模擬與實(shí)驗(yàn)結(jié)果進(jìn)行比較。奧卡那等。(10、11)研究了激光微彎曲不銹鋼條通過數(shù)值模擬和實(shí)驗(yàn),討論了工藝參數(shù)對彎曲角的影響。高等。[12] 通過一系列的實(shí)驗(yàn)以及模擬知道變形特征微尺度激光動態(tài)形成過程和調(diào)查關(guān)鍵參數(shù)對材料變形行為的影響。事實(shí)證明數(shù)值和實(shí)驗(yàn)相結(jié)合揭示了進(jìn)行激光沖擊金屬的變形行為是一個有益方式。 在本文中，微尺度激光凸起采用數(shù)值模擬和實(shí)驗(yàn)的方法對純銅成形進(jìn)行了研究，。一個顯式/隱式有限元分析模型模擬在沖擊材料的塑性變形過程。法布羅模型是用來預(yù)測激光誘導(dǎo)沖擊波壓力的。約翰遜庫克–模型是用來估計(jì)材料的流動行為，考慮應(yīng)變率效果。對這種瞬態(tài)變形的形成機(jī)制過程進(jìn)行了詳細(xì)的論述。研究激光能量，模具直徑和試樣厚度對變形的影響，并對模擬結(jié)果進(jìn)行了一系列驗(yàn)證實(shí)驗(yàn)。 2. 微尺度激光成形機(jī)制 微尺度激光成形能力源于沖擊波對于金屬片的驅(qū)動能力，在高功率激光脈沖的塑性變形。通常情況下，電源一個激光脈沖密度超過 1 千瓦/平方厘米，激光 脈沖時間范圍是 10–100 ns。樣品表面對激光輻照預(yù)涂有吸收涂層，然后覆蓋 一個約束層，如圖 1 所示。吸收劑涂層吸收激光能量汽化形成等離子體前比金屬塊更早，從而保護(hù)靶面激光消融和融化。通常是黑漆作為吸收劑涂層，由于對能量吸收的高效率和低成本。限制層限制等離子體快速遠(yuǎn)離目標(biāo)的表面，導(dǎo)致在與露天條件相比有較大的壓力[ 13 ]。水或石英玻璃通常是作為約束層。而目標(biāo)由具有足夠強(qiáng)度的激光脈沖照射，吸收涂層瞬間蒸發(fā)，形成高溫、高壓等離子體。在覆蓋高振幅壓力范圍內(nèi)擴(kuò)大等離子體，隨后沖擊波壓力會傳播到金屬目標(biāo)。如果沖擊波的峰值壓力超過于戈尼奧彈性金屬的極限（HEL），塑性變形發(fā)生和金屬膨脹對模具型腔有非常高的應(yīng)變率（10 ? 6 -10? 7/s）。因?yàn)榧す猕C材料相互作用時間短，在單束激光脈沖下擴(kuò)散的能量被限制在幾個微米間，這是小于吸收性涂層的厚度[ 14 ]。因此，微尺度激光成形是一種非熱成形技術(shù)，和沖擊波利用塑性變形是有關(guān)的。 3. 數(shù)值模擬 3.1 分析程序 當(dāng)激光脈沖照射金屬靶，引起的沖擊傳播到目標(biāo)上，如果沖擊波壓力超過材料的動態(tài)屈服強(qiáng)度使金屬片發(fā)生塑性變形。由于壓力脈沖持續(xù)時間很短，沖擊載荷是非常嚴(yán)重的，材料會進(jìn)行快速的變化，由于沖擊波的相互作用需要更長的時間成為穩(wěn)定。它證明了的動態(tài)分析與靜態(tài)分析組合在仿真中可以捕捉到的材料的在微尺度激光沖擊成形過程中整個關(guān)系，展示的顯式和隱式算法，分別為[7,8,10,11 ]。 商業(yè)有限元素軟件模擬法實(shí)現(xiàn)模擬微尺度激光成形。仿真是由兩個步驟組成。一個明確的動態(tài)瞬態(tài)分析得到動態(tài)有關(guān)的材料。中心差不同時間積分方法被 用來解決沖擊系統(tǒng)的非線性運(yùn)動方程。通常情況下，明確的解決方案是運(yùn)行兩個數(shù)量級脈沖持續(xù)時間較長的壓力脈沖，為了確保都發(fā)生塑性變形[15]。后動態(tài)分析完成后，現(xiàn)場的信息包括應(yīng)變，位移和應(yīng)力將被引入馬克再次進(jìn)行靜態(tài)分析。最終，在穩(wěn)定的回彈變形和殘余應(yīng)力場得到了平衡。一個馬克金屬提供強(qiáng)大的前、后處理功能模型數(shù)值分析系統(tǒng)的計(jì)算結(jié)果和評論。微尺度激光成形過程的分析 如圖 2 所示。 3.2 沖擊載荷 分析沖擊波壓力模型遵循法布羅的模型，這已被廣泛采用，當(dāng)激光的大小梁是在毫米范圍內(nèi)的[ 13 ]。這是因?yàn)樵谶@項(xiàng)研究中，范圍約 1 毫米激光光斑的大小是有關(guān)聯(lián)的。該模型假定該激光照射均勻，沖擊波的傳播在這兩個約束層和金屬靶是—維。沖擊波壓力 P（t）和等離子厚度 L（t）可以被計(jì)算作為時間的函數(shù)，t，由下面的關(guān)系： 在 AP（t），I（T）和?一個吸收系數(shù)，激光功率強(qiáng)度和致力于內(nèi)部能量的分 數(shù) 熱能，分別；Z=2 /（1 / Z 1 + 1 / Z 2）是沖擊波阻抗，其中 Z 1 和 Z 2 的金屬目標(biāo)阻抗的約束層的阻抗。在目前的研究中，一個是 0.1；純銅的阻抗是3.83* 公斤/米 2 和石英玻璃的阻抗是 1.31 公斤/平方米，每秒的峰值壓力從上述模型得到的范圍 3.76–5.31 千 Pa，對應(yīng)—千克的 2.32–4.63 W / 平方米激光功率密度。 考慮到狹窄的壓力脈沖的持續(xù)時間引起的激光沖擊，沖擊波的時間演化壓力被建模為在模擬一個三角形的斜坡[ 16 ]。如圖 3（a），沖擊波壓力線性上升到在11 ns 的峰值，然后在接下來的的 22 ns 時間內(nèi)線性衰減為零。 光斑表面激光束的側(cè)面在空間分布是不均勻的，沖擊波壓力服從高斯分布， 之后工作由張和姚負(fù)責(zé)[ 17 ]?？臻g均勻的沖擊波壓力，P（t），涉及在空間上不均勻的沖擊波壓力 P（R，T）是 其中 R 是從激光束的中心的徑向距離；R 0 是該點(diǎn)的半徑（R 0=0.5 毫米在目前的研究中）。在激光沖擊波壓力的空間分布點(diǎn)是在圖 3（b）。 圖 3。時間的沖擊波壓力分布和空間：（一）用于模擬壓力的時間變化和空間分布（B）模擬壓力（激光脈沖能量 400 毫焦；激光光斑直徑 1 毫米）。 3.3 。結(jié)構(gòu)模型 其中是動態(tài)屈服強(qiáng)度；是應(yīng)變；?是應(yīng)變率和?參考應(yīng)變率（=1/s）。A，B， 約翰遜和庫克首先提出的結(jié)構(gòu)模型適用于大應(yīng)變、高應(yīng)變率，高溫度的材料[ 18 ]。該模型已被廣泛用于高應(yīng)變率的金屬[8,10,12,19]。在一個單一的激光沖擊過程中，只有吸收涂層的蒸發(fā)，保護(hù)金屬目標(biāo)熱效應(yīng)的影響。因此，該溫度的影響可以在微尺度激光凸起可以忽略不計(jì)。一個簡化的約翰遜庫克–模型可以表示為 C 和 N 是材料常數(shù)。純銅，A=90 兆帕，B=292 兆帕，C=0.025、n=0.31 [ 18 ]。應(yīng)變率的影響銅的流動應(yīng)力曲線如圖 4 所示：根據(jù)約翰遜庫克–簡化模型。 圖 4 速率對純銅的屈服強(qiáng)度的影響。 3.4 有限元素建模 在仿真中，一個軸對稱變形狀態(tài)假定由于?？仔螤顬閳A形，則金屬也會成為一個圓形光斑。為了準(zhǔn)確地捕捉由激光沖擊誘導(dǎo)的機(jī)械作用，有必要的對影響區(qū)域足夠的網(wǎng)格密度充分了解[ 20 ]。在軸向方向上的網(wǎng)格是一個大小為 5 微米常數(shù)，這比 0.5 微米的光斑半徑還小。分析在四邊形軸對稱環(huán)的元素中使用情況。金屬片被假定為各向同性和采用米塞斯準(zhǔn)則。純銅箔以 30 和 50 微米為每層計(jì)算厚度。模具的直徑范圍在 1.2-2.0 毫米。嚴(yán)格的處理作為剛體的支撐物與成型模。在?？椎哪繕?biāo)部分不是限制的而是可自由變形得，而其余的材料則是模孔被用在適當(dāng)位置，因?yàn)樗怯芍闻_夾緊的。相應(yīng)的實(shí)驗(yàn)中采用激光束是半徑為 0.5 毫米的激光沖擊區(qū)域，在整個模擬中一直被保持。圖 5 顯示了微尺度激光凸起建立的有限元模型形成。 圖 5.有限元模型對微尺度激光形成凸起 4. 實(shí)驗(yàn)條件 Q 開關(guān)釹：釔鋁石榴石（YAG）激光與波長為 1064 nm 的被用于實(shí)驗(yàn)。該脈沖時間是 11 ns 的激光束的直徑是 1 毫米。該激光脈沖傳導(dǎo)到目標(biāo)是通過一系列的反射鏡和 100 毫米的長的焦點(diǎn)聚焦而成。黑漆薄的層（約 60 微米厚）是作為樣品頂部表面的吸收層。足夠茂密的保護(hù)金屬片在單束激光過程中熱效應(yīng)的影響。1 毫米厚的石英玻璃是放置在樣品上作為限制覆蓋，通過支撐物夾緊樣品。綱要的示意圖：微尺度激光成形實(shí)驗(yàn)裝置如在圖 6 中。 微型模具通過直徑 1.2–2 毫米的孔激光成形制造。研究成形厚度的影響， 有 30 和 50 微米厚的純銅箔可供選擇。銅是常用的微電子機(jī)械系統(tǒng)（MEMS）組件，因?yàn)樗哂辛己玫乃苄?，韌性和耐腐蝕。無水酒精來清潔樣品表面。沖擊處理后，剩余的黑色顏料處于丙酮溶液中。奧林巴斯 SZX12 光學(xué)顯微鏡和 OLS4000 技術(shù)三維測量激光顯微鏡觀察和測量的實(shí)驗(yàn)結(jié)果。 圖 6。對微尺度激光凸起的實(shí)驗(yàn)裝置示意圖形成。 5. 結(jié)果與討論 5.1 仿真模型的驗(yàn)證 在圖 7 中，與數(shù)值模擬的比較實(shí)驗(yàn)測量顯示。杯形試樣沖擊處理后得到。材料是 30 毫米厚的純銅。 圖 7。模擬結(jié)果與 30 m m 銅樣品測量結(jié)果的比較：（一）幾何變形成形的數(shù)值模型預(yù)測和（B）3D 幾何特征的測量激光顯微鏡（單脈沖；激光脈沖能量 400 mJ 和?？字睆?1.2 毫米）。 每個樣品由單脈沖能量微 400 毫焦的脈沖激光沖擊。?？字睆?1.2 毫米。可 以看出，樣品可以完成良好的幾何形狀，在微尺度激光成形顯示良好的塑性變形。最大變形深度的中心是 158 微米的模擬，這是相當(dāng)接近的物理標(biāo)本（平均 159 微米）。 圖 8 顯示了 50 微米厚樣品在顯微照片中的成形。沖擊處理后，剩余的黑涂料是由丙酮解決，采用無水乙醇溶液清潔樣品表面?？梢姡摫砻娌伙@示熔化或消融，旋轉(zhuǎn)痕跡仍然不可改變，表明沒有激光在表面照射。 圖 9 顯示進(jìn)一步根據(jù)最大杯形深度的模擬與實(shí)驗(yàn)的比較。如圖 9（a），模擬剖面一般同意 50 毫米的厚度試樣作為實(shí)驗(yàn)結(jié)果，與 30 微米的情況樣品有些差異。一種解釋是，在激光微成形仿真，分析沖擊波壓力模型如法布羅的模型， 已成功地用于激光噴丸強(qiáng)化過程的數(shù)值模擬。然而，激光沖擊強(qiáng)化過程中，金屬目標(biāo)塑性變形量總是很小，而塑性變形在微尺度激光成形是相當(dāng)大的，特別是當(dāng)一種高強(qiáng)度的激光脈沖對很薄的金屬片的影響。在這種情況下，金屬靶產(chǎn)生嚴(yán)重的塑性變形一個杯形的凸起。比較之前的激光沖擊，在有界限的傳播下會相互呼影響從而發(fā)生改變。因此，在法布羅的模型可能需要一些改進(jìn)，為了更好地描述激光誘導(dǎo)沖擊波在微米級的塑性變形的情況下的壓力水平的分布。此外，可以發(fā)現(xiàn)樣品的形狀不光滑，但是 30 微米中心的尖銳點(diǎn)情況遵從實(shí)驗(yàn)結(jié)果。這是因?yàn)樵谖⑿图す獬尚危饘倌繕?biāo)進(jìn)行用高斯空間分布激光脈沖。在樣品的中心（在y=0 毫米）部分由最高的沖擊波壓力在任何時刻施加，和產(chǎn)生最大變形深度。相同的沖擊條件下深度增加當(dāng)樣品的厚度變小。大塑性變形發(fā)生在這個區(qū)域，該材料是在徑向和切向方向都有好的延長。隨著激光強(qiáng)度的提高，中心的變形增加和接近某一極限深度。超過這一極限，斷裂將發(fā)生在這區(qū)，由于變形量達(dá)到。因此， 為了獲得樣品的一個光滑的形狀，應(yīng)使用激光能量不太高的非常薄的金屬片。預(yù)測圖 9 變形深度（B）是按照測量（92:99 微米 50 毫米樣本 158:159 微米和 30 微米的樣品）。結(jié)果表明，杯深度減少樣品厚度的增加。由于這樣的事實(shí)，更多 的激光能量要求達(dá)到相同的變形要隨著樣品厚度的增加量。根據(jù)結(jié)果圖 7,9 該數(shù)值模型可以用來理解微尺度激光成形機(jī)理和成形，研究了不同工藝參數(shù)對其的影響金屬的變形行為。 圖 8：樣品在顯微圖片中的顯示情況（a）般形成于樣品表面的樣本的視圖和局部視圖（B）區(qū)在 放大區(qū)域（樣品度 50 m；400 兆焦耳激光脈沖能量和凹模直徑 1.2 毫米）。 圖 9。數(shù)值模擬與實(shí)驗(yàn)譜的比較（一）和最大變形深度（B）30 和 50 微米的銅樣品（單脈沖；脈沖激光能量 400 毫焦和模孔的直徑 1.2 毫米）。 5.2 形成機(jī)制的進(jìn)一步研究 5.2.1 應(yīng)變率對微尺度激光成形 圖 10 顯示了進(jìn)化的等效塑性應(yīng)變率在樣品的頂部和底部點(diǎn)沿沖擊的中心線。在頂面中心點(diǎn)（x，y）=（0,0）。很明顯，變形過程可以分為三個階段。在第一個 33 ns，持續(xù)時間內(nèi)對應(yīng)的沖擊波壓力，等效塑性應(yīng)變率達(dá)到高峰。點(diǎn)（0,0）的 30 微米樣本最大應(yīng)變率為 5.2*10^6/秒。結(jié)果少于的高等人所做的實(shí)驗(yàn)結(jié)果。一個較短的激光脈沖寬度為 5 ns，是用他們的工作[ 12 ]。插圖顯示在 0–33 ns 明確的描述等價的塑性應(yīng)變率?？梢园l(fā)現(xiàn)，塑料變形在試樣上表面開始，因?yàn)檫@區(qū)域由激光沖擊的直接影響。當(dāng)產(chǎn)生應(yīng)力超過材料的動態(tài)屈服強(qiáng)度，金屬薄板的表面首先對模腔膨脹到頂部。因?yàn)樵诮o定的沖擊波的峰值壓力條件（5.31 GPa） 遠(yuǎn)遠(yuǎn)超出了最初的屈服強(qiáng)度研究材料，對塑性變形沒有明顯的延遲。塑性變形發(fā)生在樣品的底面是由于用于延遲傳播的沖擊波通過薄片的厚度金屬的時間。沖擊波壓力傳播時間和產(chǎn)生深度塑性變形與樣品的厚度有關(guān)。在這項(xiàng)研究中，發(fā)現(xiàn)對沖擊波壓力波傳播的時間，通過—厚度的塑性變形，30 微米厚樣品需要 5ns，而對于 50 微米樣品時間增加至 10 ns。 圖 10。進(jìn)化的等效塑性應(yīng)變率。插圖顯示變化等效塑性應(yīng)變率在第一個 33 ns 的激光脈沖（單脈沖；能量 400 mJ 和?？字睆?1.2 毫米）。 從第三十三到第一百八十納秒，箔的樣品的繼續(xù)下沉，到達(dá)模腔中的殘余沖 擊波壓力和慣性。慣性影響可以提高高能率成形限制極限，不同于金屬在準(zhǔn)靜態(tài)成形工藝。人們已經(jīng)發(fā)現(xiàn)，這種現(xiàn)象與樣本頸部在慣性力穩(wěn)定的發(fā)展是有關(guān)的[ 21 ]。因此，成形性銅箔的樣品可以很好的改進(jìn)可以得到更好的塑性變形。等效塑性應(yīng)變率的變化和衰減，在這個階段中，由于沖擊波反映和以復(fù)雜的方式互 動金屬片。經(jīng)過 180 ns，等效塑性應(yīng)變率弱化其高原。 5.2.2 應(yīng)變分布 圖 11 顯示了一個典型的軸向和徑向的塑性應(yīng)變數(shù)值結(jié)果。純銅激光凸起成形，總應(yīng)變由彈性和塑性應(yīng)變的總和表示，塑性應(yīng)變占主導(dǎo)地位。一般來說，可以發(fā)現(xiàn)，塑性應(yīng)變是軸向壓縮和徑向拉伸。這是可以理解的因?yàn)楸斫饘僭诟叻葲_擊沖擊波壓力壓縮下進(jìn)入模腔，而材料數(shù)量在人為流量的限制，導(dǎo)致在徑向伸長?？梢钥紤]到塑性變形的兩個重要區(qū)域有變化。一是區(qū)域的邊緣激光光斑。根據(jù)式（3），在沖擊波壓力激光光斑的邊緣仍然很高，不同于在沖擊中心。因此， 下面的材料激光光斑邊緣進(jìn)行剪切開始，然后移向沒有沖擊的其周邊地區(qū)的激光光斑，這導(dǎo)致在這個區(qū)域變細(xì)。由于在這一地區(qū)的物質(zhì)流動，激光光斑邊緣附近的薄樣品它創(chuàng)建了一個明顯的梯度的塑性應(yīng)變。B 區(qū)位于模具入口附近。由于該支架的約束，在 B 區(qū)的材料經(jīng)過彎曲和拉伸，但仍然在給定的沖擊條件下是沒有失敗。 圖 11。徑向與軸向塑性應(yīng)變的沖擊脈沖的典型分布 （樣品厚度為 30 m m；激光脈沖能量 400 mJ 和?？字睆?1.2 毫米）。 5.2.3 殘余應(yīng)力的分布 當(dāng)沖擊波壓力在薄樣品內(nèi)傳播，軸向壓縮應(yīng)力變形的材料。材料向下擴(kuò)展迅速和進(jìn)行慣性變形。在沖擊波分散，塑料變形仍然得到殘余應(yīng)力。圖 12（a）和 （b）顯示殘余應(yīng)力在脈沖能量水平 E=400 毫焦耳的單脈沖的典型分布。樣品是30 微米厚。徑向殘余應(yīng)力，特別是，在微尺度激光成形中是很重要的，因?yàn)樗? 是與試樣的疲勞性能有關(guān)的。殘余應(yīng)力的分布，在頂部和底部的 30 和 50 微米的樣品顯示在圖 12（c）表面。這是顯然，兩厚度的樣品具有相同的殘余應(yīng)力的分布模式。在激光束下，頂面主要是拉應(yīng)力，而在底側(cè)是壓縮力。然而，在激光光斑邊緣的材料與激光光斑邊緣和模具入口之間的區(qū)域是一個復(fù)雜的殘余應(yīng)力狀態(tài)。應(yīng)力集中發(fā)生模具入口，附近由于材料的限制由支架的塑性流動。此外， 可以注意到圖 12（c），殘余壓應(yīng)力最大值是在底面而不出現(xiàn)在沖擊中心。這一現(xiàn)象也提出了材料在激光沖擊處理過程會有圓形光斑。剩余中心壓力下降可能歸因于同時聚焦的徑向波影響的中心地帶來自激光震驚的邊緣區(qū)域[15,22,23 ]。 圖 12（d）殘余應(yīng)力分布在 30 和 50 微米樣品深度方向的對稱軸。它應(yīng)該指出的是，X=0 代表事件的中心激光束，在對稱軸穿過。銅的兩種不同厚度的樣品， 徑向殘余應(yīng)力，σyy，表現(xiàn)在深度方向具有相同的趨勢。雖然在頂面有拉伸應(yīng)力， 它是壓應(yīng)力逐漸減少的開關(guān)，隨著頂部距離的增加。在樣品的底部，它接近最大殘余壓應(yīng)力，對于-30 兆帕對應(yīng) 30 微米樣品和-70 兆帕對應(yīng) 50 微米樣品。研究表明，當(dāng)樣品的厚度從 30 增加到 50 毫米壓縮殘余應(yīng)力的大小σyy 是增強(qiáng)的。 同樣的趨勢也出現(xiàn)在雙面激光噴丸強(qiáng)化鈦合金薄片[ 24 ]。然而，相比σyy，徑向殘余應(yīng)力，軸向殘余應(yīng)力，是，是通過壓縮樣品的厚度。 5.2.4 樣品厚度的變化 圖 12。沖擊脈沖后的殘余應(yīng)力的典型分布：（一）軸向殘余應(yīng)力，是，（b）徑向殘余應(yīng)力， 的，（C）的殘余應(yīng)力，分布在，頂部和底部的 30 和 50 m 的樣品和表面 （D）分布?xì)堄鄳?yīng)力在 30 和 50 m 的深度方向的對稱軸樣品（激光脈沖能量 400 毫焦和 ?？字睆?1.2 毫米）。 圖 13 顯示了預(yù)測樣品的微尺度激光凸起形成后由于厚度分布的形成?？梢钥闯鰞珊穸鹊臉悠范际窃谳S向壓縮激光影響區(qū)內(nèi)的方向。在這個地區(qū),厚度示例達(dá) 50 微米的最初主要是減少了 1- 4.9 微米, 30 微米樣品減少 1.2 -5.2 微米。樣品中有兩頸縮區(qū)：一是在激光光斑邊緣和其他模具入口。然而，最薄區(qū)域?qū)悠返暮穸任恢檬遣煌摹Ｗ钚『穸葹?45.1 m 的旁邊 T=40 毫米激光光斑邊緣，雖然這是 24.8 微米的地方有點(diǎn)遠(yuǎn)離激光光斑邊緣 T=30 微米.，發(fā)現(xiàn)形成的樣品厚度達(dá)到最大值 t=50 對應(yīng) 54.2 微米，t=30 對應(yīng) 32.8 微米。 5.3.激光能量對變形行為的影響 在圖 14 中，在實(shí)驗(yàn)和數(shù)值模擬不同的激光能量對 30 和 50 微米銅樣品產(chǎn)生的結(jié)果。200，300 和 400 MJ 激光能量是用在研究。根據(jù)實(shí)驗(yàn)和數(shù)值模擬結(jié)果， 值得注意的是，變形深度隨著激光能量的增加幾乎呈線性增長。這是因?yàn)檩^高的激光能量導(dǎo)致該吸收涂層更有效和更大的消融可產(chǎn)生等離子體。因此，?？撞牧显跊_擊波壓力引起的更強(qiáng)大和更有能量的等離子體是可用的。顯然，較高的激光能量下的樣品得到了較大幅度的變形。這是可以理解的，有一個適度的范圍內(nèi)的激光能產(chǎn)生足夠的塑性變形而不破壞的微尺度激光成形。如果激光能量低于 閾值，產(chǎn)生的沖擊波壓力太小很難實(shí)現(xiàn)顯著的塑性變形。另一方面，該激光能量不能太高，因?yàn)樘嗟拿}沖能量會對樣品中的鋁產(chǎn)生的熱效應(yīng)。當(dāng)激光能量足夠高，應(yīng)用到一個非常薄的金屬片，它可能導(dǎo)致穿孔[ 25 ]。 圖 13。預(yù)測在激光凸起形成的樣品的厚度分布形成 （單脈沖；激光脈沖能量 400 毫焦和模孔直徑 1.2 毫米）。 圖 14。的實(shí)驗(yàn)和數(shù)值的比較 30 和 50 杯的高度，m m 銅樣品的激光單脈沖能量 （與不同的直徑和模具 1.2 毫米）。 5.4 模具的直徑對變形行為的影響 研究不同尺寸的零件激光成形微觀的可行性，在人造直徑系列模具 1.2-2.0 毫米范圍。比較之間的測得的變形深度和數(shù)值結(jié)果圖 15 所示（一）。在 1.2， 1.4，1.6 和 2.0 毫米直徑下，采用實(shí)驗(yàn)和數(shù)值計(jì)算結(jié)果表明，在給定的沖擊條件下杯子的高度是恒定的。我們可以得出這樣的結(jié)論：沖擊成形過程模具的直徑不是非常敏感。該數(shù)值也可以代表成杯口模具直徑高度的比率，命名為縱橫比。圖 15（b）中所示的縱橫比是最高的， 1.2 毫米樣品的模具隨著模具直徑的增大而降低。同樣的趨勢也介紹了 50 毫米厚箔在激光誘導(dǎo)的拉伸成形與實(shí)驗(yàn) [ 26 ]。這種現(xiàn)象，事實(shí)上可以歸因到較小的模具沖擊波壓力測量裝置，將限制在狹窄的空間，影響較小模具型腔的表面。因此，完成更大的變形要求具有更大的能量。 圖 15.的實(shí)驗(yàn)和數(shù)值的比較研究方面的高度（a）和杯 比（B）的 30 和 50 微米的樣品與不同的直徑銅模具單脈沖和激光脈沖能量為 400 兆焦耳）。 6. 結(jié)論 在這篇文章中，純銅管微尺度激光膨脹成型使用實(shí)驗(yàn)和數(shù)值研究方法。在有限元模型中，對已建的薄金屬片的瞬態(tài)行為的沖擊的過程進(jìn)行模擬變形。為驗(yàn)證該模型的實(shí)驗(yàn)結(jié)果，觀察杯譜的變化。模型的驗(yàn)證，激光成形是以等加速性應(yīng)變率的演化，彈力分布和殘余應(yīng)力為特征的。對激光能量的影響，和模具直徑變形的樣品的厚度的深度已被研究。 得到了以下的結(jié)果： （1） 微尺度激光可以用于銅箔塑性擠脹成型和高速成形過程可以得到良好的幾何質(zhì)量。 （2） 給出了激光能量的特異性，容易出現(xiàn)在兩個吻合地區(qū):一個在激光點(diǎn), 另一個在邊緣模具的入口附近,這限制了塑料的發(fā)展變形。 （3） 激光后脹成形過程,壓縮殘余壓力仍在樣本的底部表面,而有害的拉伸殘余應(yīng)力場發(fā)生在板面上。最佳性能的形成以達(dá)到優(yōu)化的工藝參數(shù)是必要的。 （4） 變形深度與激光能量成正比,但是隨著樣品厚度的增加而減少。 （5） 微尺度激光微脹成型制品是可行的在與 1.2–2.0 毫米直徑。 感謝書 對這工作的支持由美國國家自然科學(xué)中國的基金會（號碼：50775131 和50875154），自然山東省自然科學(xué)基金（No. Y2007Y55）和科學(xué)研究的基礎(chǔ)上， 為歸國華僑學(xué)者，國家教育部。 參考文獻(xiàn) 【1】F. 富勒森，H. 尼霍夫，Z.胡。在微成形技術(shù)的現(xiàn)狀，Int. 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The process holds promise for fast setup, well-controlled, high efficiency and precision of fabrication of complex miniaturized devices. In this paper, micro scale laser bulge forming of pure copper was investigated using both numerical and experimental methods. A finite element model was proposed to simulate the dynamic deformation of the shocked material, and the simulation results were validated by experiments. With the verified model, the deformation mechanism of the transient forming process was characterized through the evolution of equivalent plastic strain rate and the distributions of strains and residual stresses. In addition, the effects of laser energy, die diameter and sample thickness on the forming behavior of copper foils were studied. The experimental and numerical simulation results show that with an increase of sample thickness, the deformation depth decreases, while it becomes larger as the enhancement of laser energy. The shock forming process is not very sensitive to the diameter of the die, indicating that it is feasible for micro products in a wide dimension range. 1. Introduction Recently, the application of laser induced shock waves in sheet metal forming has attracted more and more attention [1–6]. This paper introduces a laser forming process named as micro scale laser bulge forming, which combines the beneficial effects of micro scale laser shock peening with the advantages of laser thermal forming and high strain rate forming. Micro scale laser bulge forming is a non-thermal laser forming method, using the high-amplitude shock wave pressure induced by laser irradiation. Since the laser can provide superb flexibility, good repeatability, high efficiency and precision, the process has potential to manufacture complex miniaturized devices, especially in the case that the conventional micro stamping is not available. Generally, micro scale laser bulge forming takes place by a laser pulse in the level of nanoseconds. This transient deformation process is difficult to capture by in-situ measurements. In order to better understand the forming mechanism of micro scale laser bulge forming and the effects of technological parameters on the deformation behaviors of metals in the shock process, a combination of numerical and experimental investigations is quite effective. Fan et al. [7] employed both the experimental and numerical approaches to study the laser induced micro bending process of copper stripes. The numerical results were further analytically explored to obtain an improved understanding of wave–solid interaction during the process. Wang et al. [8] numerically and experimentally investigated the effect of laser energy on the deformation mechanism in micro scale laser peen forming, and the relationship between convex and concave bending and patterns of residual stress distribution on the sample’s surface was also explored. Wang et al. [9] further studied the anisotropic response of single crystal aluminum in micro scale laser peen forming, using crystal plasticity finite element method and the simulations were compared with the experimental results. Ocan?a et al. [10,11] studied laser micro bending of stainless steel strips by means of numerical simulations and experiments, and presented a discussion on the influences of process parameters on the net bending angle. Gao et al. [12] characterized the deformation process of micro scale laser dynamic forming and investigated the effects of critical parameters on deformation behaviors of materials by a series of experiments as well as simulations. It has been proved that the combination of numerical and experimental methods is a beneficial way to reveal the deformation behaviors of metals subjected to laser shock. In this paper, micro scale laser bulge forming of pure copper was investigated, using both numerical and experimental methods. An explicit/implicit finite element analysis model was developed to simulate the plastic deformation of materials during the shock process. The Fabbro model was used to predict the laser induced shock wave pressure. The Johnson–Cook model was adopted to estimate the material flow behavior, considering the strain rate effect. The forming mechanism of this transient deformation process was discussed in detail. The effects of laser energy, die diameter and sample thickness on the deformation depth were investigated, and the simulated results were verified with a series of experiments. 2. Mechanism of micro scale laser bulge forming Micro scale laser bulge forming originates from the ability to drive the shock wave into sheet metals, and cause the plastic deformation by a high power laser pulse. Typically, the power density of a laser pulse is more than 1 GW/cm2 and the laser pulse duration is in the range 10–100 ns. The sample surface facing laser irradiation is pre-coated with an absorbent coating, and then covered by a confining overlay, as illustrated in Fig. 1. The absorbent coating absorbs laser energy and vaporizes to form a plasma earlier than the metal target, so it protects the target surface from laser ablation and melting. Black paint is often chosen as the absorbent coating, due to its high efficiency of energy absorbability and low cost. The confining overlay confines the plasma from expanding rapidly away from the target surface, resulting in higher pressure compared with the open-air condition [13]. Water or quartz glass usually acts as the confining overlay. While the target is irradiated by a laser pulse with sufficient intensity, the absorbent coating instantaneously vaporizes and forms a high temperature and high pressure plasma. The expansion of the plasma in the confined regime creates a high amplitude pressure pulse and subsequently the shock wave pressure propagates into the metal target. If the peak pressure of the shock wave exceeds the Hugoniot Elastic Limit (HEL) of the metal, plastic deformation occurs and the metal bulges to the die cavity at extremely high strain rates (106–107/s). Because of a short period of laser–material interaction time, the diffusion of heat away from the irradiation zone is limited to a couple of microns during a single laser pulse, which is less than the thickness of the absorbent coating [14]. Therefore, micro scale laser bulge forming is a non-thermal forming technique, and the shock wave is responsible for the plastic deformation. 3. Numerical modeling 3.1. Analysis procedure When a laser pulse irradiates a metal target, the generated shock wave propagates within the target, and the sheet metal will Fig. 1. Schematic representation of micro scale laser bulge forming. be plastically deformed if the shock wave pressure is beyond the dynamic yield strength of the material. Since the pressure pulse duration is quite short and the shock loading is very severe, the material undergoes rapid changes and needs longer time to become stable, due to the interaction of shock waves. It has been proved that a combination of dynamic analysis and static analysis in the simulation can capture the entire response of the material in micro scale laser shock forming processes, preformed by the explicit and implicit algorithms, respectively [7,8,10,11]. The commercial finite element code MSC.MARC was employed to accomplish the simulation of micro scale laser bulge forming. The simulation is composed of two steps. An explicit dynamic transient analysis is performed to obtain the dynamic response of the material. The central difference time integration is used to solve the nonlinear motion equations of the shock system. Typically,