一、双相钢低周疲劳断裂机理的研究（论文文献综述）
翟战江,赵琳,彭云,朱姣,曹洋[1]（2021）在《DP980钢激光焊接接头的低周疲劳性能》文中研究指明采用MTS疲劳试验机对DP980钢激光焊接接头进行了低周疲劳试验,分析了应变-疲劳寿命数据,并利用金相显微镜和扫描电镜进行了组织分析和断裂分析。结果表明,母材表现出最好的抗疲劳性能。当应变幅Δεt/2≤0.4%时,线能量为80 J/mm的试样表现出较好的抗疲劳性能;当Δεt/2=0.5%时,三个激光焊接接头的疲劳寿命接近。当Δεt/2≥0.3%时,母材和DP980钢激光焊接接头经历循环软化阶段、循环饱和阶段和循环软化阶段;当Δεt/2=0.25%时,母材和DP980钢激光焊接接头依次经历了循环硬化阶段、循环软化阶段、循环饱和阶段和循环软化阶段。DP980钢激光焊接接头的亚临界热影响区是裂纹萌生的主要区域,不同应变幅下的疲劳裂纹扩展区均有疲劳条带,疲劳断裂的方式是穿晶断裂。
代鑫[2]（2021）在《核压力容器用大锻件SA508-Ⅳ钢疲劳性能的研究》文中认为核电站发电与其它发电方式相比具有安全、高效、经济和环保等特点,因此越来越受到关注。核反应堆压力容器是核电站的重要组件,它长期服役于高温、高压和中子辐照等恶劣环境下。此外,核压力容器在服役期间会遭受来自启/停堆、紧急停止和温度波动等过程带来的循环热应力影响,因此ASME规范将核压力容器在服役期间遭受的疲劳损伤做为一个安全考核标准。SA508-Ⅳ钢作为新一代核反应堆压力容器的候选材料,弥补了现役材料SA508-Ⅲ钢淬透性差和低温韧性不足的问题。大锻件SA508-Ⅳ钢的尺寸为φ2000mm× 700 mm（壁厚）,远超以往核压力容器的尺寸。壁厚的增加会导致核压力容器在调质热处理时出现壁厚效应:表面由于冷速大而形成马氏体,心部由于冷速小而形成粒状贝氏体。不同显微组织会导致不同的力学性能和疲劳性能。此外,调质热处理工艺是核压力容器应用之前必不可少的热处理步骤之一,而粒状贝氏体中的M/A岛在调质热处理过程中会分解为贝氏体铁素体和细小碳化物,显微组织演化对材料的力学和疲劳性能具有决定性的影响。核压力容器的锻件属于大型锻造,混晶是锻造过程中常出现的缺陷之一。因此,本文首先利用热压缩试验研究了铸件SA508-Ⅳ钢的锻造工艺,以便获得均匀的显微组织,为后续疲劳试验做准备。主要研究内容和结论如下:（1）利用热压缩试验研究了 SA508-Ⅳ钢的锻造工艺。热压缩试验是在温度为950-1250℃,应变速率为0.001-1 s-1,真应变为0.7的条件下进行。根据热压缩实验结果计算出SA508-Ⅳ钢的激活能为328.73 KJ mol-1。根据真应力-真应变曲线建立了 SA508-Ⅳ钢的本构方程和动态再结晶方程。根据流动应力-应变数据绘制出SA508-Ⅳ钢的热加工图。通过热加工图和显微组织的分析确定出SA508-Ⅳ钢的最优锻造工艺:温度为1050-1175℃,应变速率为0.01-0.1 s-1,在此区间锻造出的晶粒均匀细小,晶粒尺寸为18-62 μm。（2）分别研究了具有马氏体和粒状贝氏体显微组织的SA508-Ⅳ钢力学性能和疲劳性能。力学实验结果表明:马氏体SA508-Ⅳ钢的抗拉强度和冲击韧性分别为830 MPa和158 J,粒状贝氏体SA508-Ⅳ钢的抗拉强度和冲击韧性分别为811 MPa和115 J。马氏体SA508-Ⅳ钢比粒状贝氏体SA508-Ⅳ钢具有更好的抗拉强度和冲击韧性,马氏体冲击断口表现为韧窝断裂,而粒状贝氏体则表现为脆性断裂。疲劳实验结果表明:在应变幅±0.45%的条件下,马氏体SA508-Ⅳ钢的疲劳寿命为2717周次,粒状贝氏体SA508-Ⅳ钢的疲劳寿命为1545周次,马氏体材料的疲劳寿命高于粒状贝氏体。马氏体材料具有比粒状贝氏体更少的裂纹萌生点、更窄的疲劳条带间距和更多的大角度晶界体积分数。更少的裂纹萌生点意味着更少的疲劳裂纹,更窄的疲劳条带间距意味着更慢的裂纹扩展速率,更多的大角度晶界体积分数则可以更有效的阻碍疲劳裂纹扩展,这些原因导致了马氏体SA508-Ⅳ钢具有更高的疲劳寿命。（3）研究了回火温度对粒状贝氏体SA508-Ⅳ钢显微组织演化的影响以及显微组织演化对其力学性能和疲劳性能的影响。粒状贝氏体试样分别在595℃、620℃、630℃、640℃和675℃回火15 h进行调质热处理。实验验结果表明当回火温度为595℃时,强化相M/A岛发生分解。回火温度升高到630℃时,更多的强化相M/A岛发生分解,导致软化相贝氏体铁素体基体增多,M/A周围应力集中被释放,裂纹萌生形核点减少,材料的抗拉强度从781 MPa降低到738 MPa,韧性由112 J增加到126 J,在应变幅为±0.45%的条件下,疲劳寿命从2145周次增加到2853周次。回火温度升高到675℃时,达到了 SA508-Ⅳ钢的AC1温度,回火后的显微组织为马氏体、铁素体加少量未溶的碳化物,马氏体结构提供强度,材料的抗拉强度增加到863 MPa;裂纹萌生在铁素体相内和马氏体与铁素体相界处,裂纹萌生形核点增多,材料的韧性降低到57 J,疲劳寿命降低到1509周次。（4）研究了回火时间对粒状贝氏体中M/A岛分解的影响以及M/A岛分解和分解产物对其力学性能和疲劳性能的影响。粒状贝氏体试样在630℃分别回火保温30 min、2 h、5 h、15 h和45 h进行调质热处理。在回火30 min时,晶界处的M/A岛优先发生分解,材料的抗拉强度为906MPa,冲击韧性为75 J,在应变幅为±0.45%的条件下,疲劳寿命为1257周次。随着回火保温时间的延长,更多的强化相M/A岛分解为贝氏体铁素体基体和细小的碳化物,应力集中被释放,裂纹萌生形核点减少,裂纹扩展速率降低,导致材料的韧性和疲劳寿命增加;软化相贝氏体铁素体基体增多,导致材料的抗拉强度降低。当回火时间增加到45h时,M/A岛完全分解为贝氏体铁素基体和细小的M3C型碳化物,裂纹萌生形核点最少,裂纹扩展速率最慢,材料的抗拉强度降低到675 MPa,韧性增加到156 J,疲劳寿命增加到2205周次,疲劳性能最好。
王旺龙[3]（2020）在《超级双相不锈钢S32760疲劳性能研究》文中进行了进一步梳理超级双相不锈钢S32760是一种强度高、耐腐蚀性优良的工程用钢,作为海上石油开采设备用材具有良好的发展前景。海洋中因台风、潮汐、洋流等引起的交变载荷作用在工作设备上,在经过一定的积累后,导致材料产生疲劳破坏;另一方面,海水中富含各种盐分,一些陆上性能表现良好的材料由于海水的强腐蚀性导致力学性能出现大幅下降,特别是海水中高浓度氯化物的存在,导致材料产生腐蚀疲劳,腐蚀介质的参与进一步加速了疲劳裂纹的扩展速率。基于此,本文通过旋转弯曲疲劳试验对空气中和3.5%Na Cl溶液中两种不同环境下超级双相不锈钢S32760的疲劳性能进行研究,测定其疲劳极限和应力寿命曲线,研究其疲劳失效机理,为S32760不锈钢结构件进行抗疲劳设计、疲劳寿命预测和改进工艺提高其抗疲劳性能提供可靠的依据。研究内容与结论如下:（1）通过小子样升降法测得超级双相不锈钢S32760在空气中的疲劳极限为556.667MPa,疲劳比为0.54;在3.5%Na Cl中的疲劳极限为490MPa,疲劳比为0.47。与空气中的疲劳极限相比,下降了66.667MPa,降幅约为12%。（2）通过成组法测定S32760的S-N曲线。在Origin中拟合出空气中S-N曲线的幂函数表达式为S=1055.4285N-0.04136,3.5%Na Cl溶液中为S=832.12404N-0.03367,两种工况下的S-N曲线在单对数坐标上均呈直线分布。（3）空气中断口的扫描电镜分析显示,钢铁中夹渣及所附带疏孔比夹杂物更容易导致裂纹萌生,对材料疲劳性能的削弱强于夹杂物。疲劳裂纹进入扩展的第I阶段后,奥氏体相和部分铁素体相滑移断裂,二次相σ相和部分铁素体相解理断裂。裂纹由奥氏体相经二次裂纹扩展到铁素体相后,扩展速率下降并不完全由强度增加引起,二次裂纹引起的裂纹扩展速率减缓也是原因之一。疲劳裂纹扩展中,多样化裂纹的扩展机制有利于减小扩展速率。S32760的疲劳断面上,大多为滑移、撕裂楞和韧窝等韧性断裂特征,脆性的解理断裂比较少见,无晶间断裂出现。（4）3.5%Na Cl溶液中,超级双相不锈钢S32760腐蚀疲劳断口的疲劳源来自冶金过程中残留的杂质,其中硅酸盐、Ca S和Al2O3组成的杂质由交变载荷作用导致裂纹萌生,残留的脱氧剂Al由电化学腐蚀作用导致裂纹萌生。Na Cl溶液促使双相不锈钢中的铁素体由滑移断裂向解理断裂转变,使双相不锈钢的脆断增加。疲劳裂纹扩展第II阶段,疲劳裂纹在奥氏体中的扩展速率大于铁素体中的扩展速率。裂纹的扩展以穿晶断裂的方式为主,腐蚀疲劳中常见的晶间断裂仅在与轧面平行的二次裂纹处产生。超级双相不锈钢S32760在3.5%Na Cl溶液处于钝化状态,不会产生稳定的电化学腐蚀,但会加快疲劳裂纹在金属基体内部扩展的速率。
张耀莉[4]（2020）在《新型高温结构材料拉伸和低周疲劳行为研究》文中研究说明本文采用了 Ru含量不同的两种镍基单晶高温合金（无Ru合金和含Ru合金）和一种高熵合金作为实验材料,对两种单晶合金的拉伸行为和低周疲劳行为进行了研究,对高熵合金的拉伸行为进行了探索。通过X-射线衍射仪（XRD）、电子探针（EPMA）、电子背散射衍射（EBSD）、扫描电镜（SEM）和透射电镜（TEM）等表征手段对合金的微观组织和变形机制进行了较为深入的分析。两种单晶合金的拉伸行为研究表明,两合金的强度和塑性在室温和760℃时差异较为明显,随后随着温度的上升,差异逐渐减小,当温度达到1000℃时,差异基本可以忽略。对合金断后组织进行分析发现:在室温拉伸条件下,两合金主要以滑移变形为主,大量的滑移带贯穿了γ和γ’两相。此外,两种合金的γ’析出相中均出现了层错,不同的是含Ru合金在γ基体中也出现了层错;在760℃时,两种合金塑性变形方式以位错运动为主,层错的产生与室温时是一致的;在1000℃时,两种合金位错组态以界面位错网为主。含Ru合金在高温变形过程中,一方面由于γ’相排列较为规则,在γ/γ’界面处形成了更为致密的位错网,严重阻碍了位错切入γ’相,另一方面由于γ基体通道变宽,被阻碍在通道内的位错也不易发生环绕、缠结等现象。对两种单晶合金在不同温度下的低周疲劳行为的研究表明:两种合金在室温和600℃的低周疲劳过程中,含Ru合金的疲劳寿命较长,主要是因为两种合金在位错运动过程中开启了不同的滑移系,造成合金的滑移开裂方向以及开裂方式不同,从而使得两种合金的疲劳寿命存在差异;两种合金在760℃的低周疲劳过程中,含Ru合金的疲劳性能较为优异,主要原因是:无Ru合金多在γ’析出相中产在层错。而含Ru合金的基体和析出相中均存在层错,对合金的强化作用更明显,从而延长了寿命;建立了两种合金在900℃时的原子结构简化模型,并比较了两合金的层错能和反向畴界能。合金在900℃时疲劳寿命有所差异的原因可归结为:温度对含Ru合金在高温疲劳变形过程中的影响比较大,引起了合金内部畴界能和层错能的变化,使得两种合金中位错切入γ’相的方式以及层错的产生有所不同,影响了塑性变形的方式,最终体现为疲劳寿命上的宏观差异。对两种单晶合金在900℃、不同应变幅下的低周疲劳研究表明:应变幅从0.8%提高到0.9%时,两种合金的疲劳寿命随应变幅的增加而降低;然而当应变幅继续提高到1.0%时,合金的疲劳寿命反而开始增加。研究两种合金的变形机制发现:在应变幅为0.8%时,两种合金的疲劳寿命较长,氧化损伤是合金疲劳失效的主要原因。疲劳裂纹沿氧化物生长方向扩展,合金与氧化物夹杂的界面成为了变形过程中的薄弱环节;含Ru合金在应变幅为0.8%和0.9%的疲劳过程中都发生了位错的交滑移现象。不同的是,在应变幅为0.8%时,位错在γ基体中的交滑移降低了位错密度,提高了合金的疲劳寿命。当应变幅为0.9%时,γ基体相中形成的致密层错阻碍了位错的交滑移,并且层错和交滑移产生的折线相互制约;无Ru合金在应变幅为1.0%的疲劳过程中,位错交滑移和位错攀移同时发生,热激活过程中的位错攀移可能与此合金在每个循环周次中受到较大的压应力有关。对高熵合金的拉伸行为研究表明:在600℃和700℃时,合金的强度和塑性都较好,这可能与交叉孪生变形机制有关。其相关机制如下:在塑性变形过程中,全位错a/2[110]发生反应,产生了大量的a/6[112]分位错。当位错在相界处堆积时,较大的应力集中使得（111）面上的[112]方向和（111）面上[211]方向也成为易滑动的方向。这样在外加应力的作用下,合金的变形以变形孪生的方式进行。一方面,孪晶界可以强化合金,特别是割阶和扭折带严重阻碍了位错的运动,对合金起到了明显的强化作用。另一方面,在热变形过程中,元素在孪晶处的扩散速度明显高于晶界处,使得孪晶界发生一定程度的偏转,对晶粒的变形起到了协调作用;合金在900～1050℃以上的拉伸变形中表现出了超塑性,并在1000℃时断后延伸率达到最大,其机制为:在此过程中有两种新相的析出,即B2基体中的L12,Ⅱ析出相和L12基体中的B2Ⅱ析出相,两种析出相对位错运动都有一定的阻碍作用。同时L12基体中有动态再结晶的发生,降低了位错塞积引起的应力集中。正是析出强化和再结晶软化的协调作用,合金表现出了超塑性。
戴鑫宇[5]（2020）在《新型奥氏体耐热不锈钢C-HRA-5力学性能研究》文中认为新型奥氏体耐热钢C-HRA-5是我国自主研发的新一代火电机组用不锈钢,国内现已开发出该钢种从原料到使用态的完整生产线,已具备批量生产的能力。与传统奥氏体耐热钢相比,C-HRA-5具有更加优异的耐高温和抗氧化性能,能在高温高压且有烟气腐蚀等苛刻环境中长期服役,是超超临界（USC）机组用关键高温部件（过热器,再热器）的优选材料,其各项性能与瑞典Sandvik公司开发的Sanicro25不相上下,已经具备了与国内外同类材料竞争的实力。但由于C-HRA-5钢在力学性能和耐高温腐蚀性能方面研究有限,而且在国内还没有进行长期使用,所以还未得到业界认可。因此,需要积累实验数据佐证其在使役条件下的突出的力学性能和优于传统钢种的耐腐蚀性能。本文主要研究C-HRA-5钢在服役环境下的基本力学性能、断裂机理和抗疲劳性能。在室温和700℃下对C-HRA-5钢进行单轴拉伸试验。室温条件下,耐热钢强度、韧性随加载速率提高而降低,而高温高加载速率下强度、韧性有所提高。另外,虽然高温强度低于室温,但高温条件下表现出优于其他同类奥氏体耐热钢的优异综合性能。低位移速率下,耐热钢在高温条件下的硬度要低于室温条件下的硬度;而在高位移速率下,其高温条件下的硬度却明显大于室温。在室温和700℃下,C-HRA-5钢都表现出穿晶断裂的特征。室温晶内析出较多弥散的MX相,而晶界处析出M23C6相对较少;高温下,晶界析出M23C6增多,晶内部分析出MX相在高温作用下溶入基体。在少数韧窝底部发现球状夹杂物存在,主要是尖晶石和氧化铝,而脆性相MX相易于在夹杂物表面形核,因此控制夹杂元素对耐热钢力学性能的提高有很大的促进作用。在室温和700℃下对C-HRA-5钢进行原位拉伸试验。C-HRA-5钢原位拉伸裂纹萌生扩展过程可划分为3个部分:微裂纹萌生（microcrack nucleation）、微裂纹扩展（microcrack propagation）和裂纹连通失效阶段（crack connection）。微裂纹萌生阶段,在正应力σ的作用下,两温度试样都在析出相Cr23C6聚集的三叉晶界处产生微裂纹,另外室温试样晶粒内部析出物MX相也产生了脆性开裂;微裂纹扩展阶段,两温度试样晶界微裂纹扩展延伸并相互连接;裂纹连通失效阶段,在剪切应力τ的作用下,室温试样晶界微裂纹和析出相微裂纹快速扩展并最终达到相互连通,而高温试样局部区域微裂纹沿剪切方向向晶内扩展并形成穿晶裂纹。在室温和700℃下对C-HRA-5钢进行低周疲劳试验。在室温条件下,应变幅值为0.3和0.35时,试样在低周疲劳过程中经过快速软化-稳定-快速软化的应力变化过程;在700℃条件下,试样钢在低周疲劳过程中经过快速硬化-稳定-快速软化的应力变化过程。在高温状态下,随着应变幅的增大,耐热钢在疲劳形变过程中循环硬化的程度也会加大。耐热钢在室温和700℃下的不同应变幅迟滞环都基本保持重合,表现出较好的Masing特性,说明C-HRA-5钢在加载过程中弹性部分基本未发生改变或变化微小,该耐热钢在力和温度的双重作用下表现出较好的力学稳定性。两种温度环境下,C-HRA-5钢在低周疲劳试验条件下吸收的不可逆变形功随着总应变幅值的增加显着增大,表明耐热钢在加载过程中循环韧性逐渐增强。疲劳裂纹由试样表面萌生,形成主裂纹源,然后由主裂纹源呈辐射状向试样内部扩展。C-HRA-5钢室温低周疲劳组织中析出相MX相相对较多,使其室温下强度较高而韧性较差的主要原因之一,其断口形貌的瞬断区有明显的解理断裂特征。而高温瞬断区为典型的韧性断裂,高温条件下C-HRA-5钢韧性相对较好。
赵佳莉[6]（2020）在《70Si3钢的纳米贝氏体组织和性能研究》文中研究指明本文在70Si3Mn弹簧钢成分基础上,首次设计得到70Si3高碳超高硅纳米贝氏体钢。研究了贝氏体组织在高碳超高硅钢中的形成机理。分析了不同热处理工艺对高碳超高硅纳米贝氏体钢微观组织、力学性能和回火稳定性的影响。超高Si含量使试验钢在贝氏体相变温度区间等温淬火均不析出渗碳体。在350°C以下等温,随等温温度升高,残余奥氏体含量增大。贝氏体板条和残余奥氏体薄膜厚度略微增加。贝氏体板条长度显着增加,可贯穿整个原始奥氏体晶粒。随等温温度的进一步升高,贝氏体板条和残余奥氏体薄膜迅速粗化。在350°C等温淬火得到了一种“双相多尺度”纳米贝氏体组织结构。该结构在相变停滞期内基本不变。随等温时间延长,贝氏体铁素体位错密度降低,残余奥氏体碳含量升高,块状残余奥氏体中的碳分布趋于均匀化。随等温温度升高,强度降低。延伸率和强塑积先增大后减小,在350°C达到最大值。350°C等温试样的抗拉强度约1552 MPa,均匀延伸率达到30%,强塑积达到50 GPa?%。室温冲击功也在350°C达到最大值,约80 J。试验钢经260°C等温得到的低温冲击功高于350°C等温。260°C等温试样的各项力学性能均符合装甲钢要求,可作为装甲钢的潜在备选材料。相变停滞期内长时间等温淬火可以提高纳米贝氏体钢的强塑性配合,但不能延长低周疲劳寿命。“双相多尺度”纳米贝氏体组织结构中的纳米贝氏体板条保证纳米贝氏体钢的高强度。多尺度残余奥氏体的应变诱发马氏体相变,有效提高延伸率。0.13 at.%碳含量的长纳米贝氏体板条可缓解裂纹尖端的应力集中,抑制裂纹扩展。大块状残余奥氏体不利于低温冲击功的提高。长时间等温淬火使残余奥氏体的机械稳定性增加。单向拉伸变形过程中,高稳定性残余奥氏体可在大变形量时发生较多应变诱发马氏体相变,提高强塑性。长时间等温淬火使贝氏体板条的预存可移动位错密度降低,导致低循环硬化能力。碳分布完全均匀化的块状残余奥氏体降低钢的疲劳寿命。不同温度等温淬火试样的原位拉伸分析表明,纳米贝氏体钢在拉伸载荷下的高塑性与贝氏体束的转动、弯曲变形密切相关。贝氏体束的晶体学取向显着影响块状残余奥氏体的机械稳定性。连续冷却淬火激发贝氏体板条内部生成细小贝氏体亚单元,长贝氏体板条之间生成细小短杆状贝氏体铁素体,延缓贝氏体板条在高温回火时的合并和粗化。且贝氏体铁素体具有更高的位错密度。这两个因素提高了连续冷却淬火工艺下纳米贝氏体组织的回火稳定性,其在高温回火时获得优异的力学性能。
周文龙[7]（2020）在《梯度结构316不锈钢低周疲劳性能研究及疲劳寿命预测》文中研究说明316不锈钢具有良好的综合力学性能,广泛地应用于诸多机械装备的核心部件。处于交变工况条件下的构件疲劳寿命是当前备受关注的研究课题,这推动了表面梯度结构材料的发展。梯度结构材料兼具高强度和高韧性,能够有效抑制疲劳裂纹的萌生和扩展,从而延长构件的疲劳寿命。本课题采用喷丸处理对316不锈钢进行表面强化,生成具有梯度结构的材料表层,开展应变控制模式下的低周疲劳试验。着重研究不同应变幅值下喷丸对316不锈钢低周疲劳性能和疲劳寿命的影响,进而采用滞回能模型建立疲劳寿命预测模型,揭示决定疲劳性能的内在参数。研究表明,未喷丸与喷丸试样的循环变形过程可分为三个阶段:Ⅰ初始循环硬化阶段,Ⅱ循环稳定阶段,Ⅲ二次硬化阶段。梯度结构层的存在提前了第Ⅰ阶段向第Ⅱ阶段的转变节点NⅠ/Ⅱ（与循环硬化极限有关）,延后了第Ⅱ阶段向第Ⅲ阶段的转变节点NⅡ/Ⅲ（与塑性变形均匀性增加有关）。本论文采用滞回能疲劳损伤判据Wp=W’f（Nf）-1/β（W’f描述材料的疲劳损伤能力,β表征材料的疲劳损伤耗散能力）,致力于揭示喷丸对316不锈钢低周疲劳性能的影响机制。喷丸试样的疲劳损伤能力降低导致转变节点NⅠ/Ⅱ提前,疲劳损伤耗散能力增强导致转变节点NⅡ/Ⅲ延后。这些结果表明,增强疲劳损伤耗散能力是促进梯度结构316不锈钢疲劳性能改善的主导因素。通过本课题的开展,较为系统地研究了不同应变幅值下喷丸对316不锈钢低周疲劳性能的影响机制,取得的相关研究成果为该材料的工业应用奠定基础。
程月[8]（2020）在《超级双相不锈钢SAF2707 HD疲劳性能研究》文中认为由等量铁素体（a）和奥氏体（y）相组成的双相不锈钢具有优异的抗腐蚀性能和力学性能。因此双相不锈钢被广泛应用于发电厂、海洋建筑和海水淡化设施等。然而随着现代工业的发展,双相不锈钢的耐腐蚀性已经不能满足极端苛刻的高温和酸化氯化服务环境的要求。为了满足日益增长的需求,山特维克公司开发了具有优异耐腐蚀性能和机械性能的高合金化超双相不锈钢SAF2707 HD,与双相不锈钢相比,超级双相不锈钢SAF2707 HD是一种高合金双相不锈钢,点蚀阻力当量数大于48,可代替SAF 2507用于海水等酸蚀、含氯环境,并且非常适用于热海水等恶劣环境中。因此本论文主要针对超级双相不锈钢SAF2707 HD作为海洋立管材料时遇到疲劳失效的问题展开实验与模拟,利用扫描电子显微镜对该材料的疲劳失效机理进行分析,利用有限元软件ABAQUS以及疲劳分析软件FE-SAFE对该旋转弯曲疲劳试样进行了数值模拟。本课题主要研究工作与研究成果如下:1.为了研究超级双相不锈钢SAF2707 HD的旋转弯曲疲劳性能,在应力比R=-1,转速为3150r/min的实验条件下对该材料进行旋转弯曲疲劳实验,利用升降法计算得到该材料在空气介质下的旋转弯曲疲劳强度为679.5MPa,绘制了该材料的应力-疲劳寿命（S-N）曲线。2.通过扫描电子显微镜（SEM）对试样疲劳断口进行观察,分析试样疲劳裂纹源类型、断裂机制以及裂纹扩展方式。试样的疲劳断口整体呈现为韧性断裂,疲劳裂纹以穿晶的方式进行扩展。铁素体相整体呈现韧性断裂,奥氏体相整体偏向脆性断裂。利用EDS分析发现,疲劳断口上的夹杂物主要为碳化物和氧化物。3.对比分析了不同断裂机理导致试样断裂的疲劳断裂。统计数据表明,试样因表面裂纹源引起的断裂基本发生在105次循环或之下,而因内部裂纹源的断裂基本发生在106次循环,随着应力逐渐变大,疲劳源由一个变为多个。4.应用有限元软件对试样进行疲劳寿命模拟,得到了相应的疲劳寿命云图。实验所得寿命与模拟获得寿命之间的误差小于15%。证明了实验所得S-N曲线与有限元模拟的一致性。
刘斌[9]（2019）在《高冷速下双相钢组织形成机理与控制因素研究》文中研究表明双相钢是汽车行业应用最广泛的先进高强钢,目前用于车身制造的双相钢一般通过冷轧退火方式生产,制造流程长、能耗大、合金成本较高。本文以低成本双相钢为研究对象,设计了流程简约化和合金减量化的成分体系,研究了高冷速下铁素体-马氏体双相组织转变规律,揭示了铌对双相组织形成的影响,对比了热轧与冷轧流程双相钢的组织性能差异,分析了不同条件下双相钢力学行为,为低成本双相钢的工业化生产提供了工艺参考和理论依据。实现了双相钢流程简约化和合金减量化,设计了两种成分体系:C-Mn-Nb-Cr系通过Fe-Fe3C相图包晶区以下碳元素设计,满足薄板坯连铸连轧流程简约化生产要求,通过铌元素调控,以细晶强化方式来弥补降碳造成的强度损失;C-Mn-Si-Cr系通过碳、锰元素和马氏体体积分数来实现不同强度级别调控。通过热模拟实验得到双相组织控制冷却工艺窗口:C-Mn-Si-Cr系铁素体转变温度560730℃,马氏体转变温度≤400℃,马氏体转变冷速≥50℃/s;C-Mn-Nb-Cr系铁素体转变温度650730℃,马氏体转变温度≤400℃,马氏体转变冷速≥50℃/s。阐述了高冷速下双相组织的转变规律和强化机制。随着终轧温度升高,细晶强化效果减弱,位错强化效果增加,当终轧温度超过830℃后,位错强化增幅大于细晶强化降幅。随着等温温度升高,铁素体转变量降低,快冷后马氏体体积分数升高;随着等温时间的延长,铁素体转变量升高且晶粒尺寸增大。描述了铌对实验钢组织和性能的影响规律。添加铌后,降低了过冷奥氏体稳定性,促进了铁素体相变,使快冷后的马氏体体积分数下降;NbC析出消耗了过冷奥氏体中的碳,使马氏体碳含量浓度下降,导致双相钢强度下降;铌能细化奥氏体晶粒,但随着铌含量的增加,细化效果减弱,NbC在奥氏体未再结晶区轧制中析出,增加了亚晶界等部位的晶格畸变能,促进了扩散性相变,使等温过程中铁素体晶粒尺寸增大。分析了热轧流程和冷轧流程双相钢的组织和性能差异。热轧双相钢中Nb、Ti析出物钉扎晶界,细化晶粒并促进形核,铁素体尺寸相对较小;冷轧双相钢马氏体岛由冷轧后破碎珠光体重新奥氏体化后快冷得到,马氏体尺寸相对细小。热轧双相钢软硬两相之间的协调变形能力更优、抵抗裂纹扩展能力更强,延伸凸缘性能可达到冷轧双相钢的2倍。研究了热轧双相钢在不同受力条件下的力学行为,开展了预应变拉伸实验和低周疲劳试验。预应变量使铁素体位错密度增加,并在铁素体/马氏体相界面塞积。总预应变量相同的情况下,二次预应变试样的铁素体位错密度明显低于一次预应变试样。低周疲劳条件下,热轧双相钢具有很好的塑性应变能,抵抗循环变形能力优良。
宋威[10]（2019）在《高强钢低匹配十字焊接接头疲劳行为研究》文中进行了进一步梳理高强钢及超高强钢具有优异的力学强度、延展性能及抗断裂性能等,被广泛用于舰船、汽车、桥梁等工程结构制造中。高强钢焊接接头作为常见的工程构件断裂失效位置,成为结构完整性设计及服役性能可靠性评估的重点。由于高强钢等强匹配焊材研发技术的滞后,随着强度级别的提升,其焊接接头常出现韧性不足或氢致裂纹产生等现象,导致焊接结构承载能力下降,而选用强吸氢能力的奥氏体焊材焊接是解决以上问题的有效手段。由于焊材屈服强度与母材相比有所下降形成低匹配焊接接头,接头强度的变化势必会引起接头承载能力的变化。然而,在循环载荷作用下对低匹配焊接接头承载能力的研究仍不成熟,特别是对强循环载荷下的低周疲劳及多轴疲劳的研究仍不完善,因此,低匹配高强钢焊接接头疲劳行为成为焊接结构完整性设计中迫切需要深入研究的工作。此外,在典型焊接接头的疲劳评估中,逐个计算接头疲劳特征参量会极大降低疲劳寿命的评估效率,建立准确的典型接头疲劳特征解析模型是高效定量预测接头寿命的重要手段。本文针对低匹配焊接接头疲劳行为开展理论与试验研究,为快速预测接头疲劳寿命、提高接头疲劳强度提供可行的设计方案及指导原则,为结构完整性评估提供重要的科学依据。主要内容包括如下方面:低匹配高强钢焊接接头材料疲劳性能研究、十字接头高周疲劳行为研究、十字接头低周疲劳行为研究及缺口构件多轴疲劳行为研究。系统研究了强度匹配性对材料低周应变疲劳性能的影响。对船用10CrNi3MoV结构高强钢及其低匹配焊接接头进行不同幅值下低周应变疲劳试验,从不同角度及疲劳寿命预测理论综合评估母材及低匹配焊材的疲劳性能差异性,如应变-寿命曲线、塑性应变能、Coffin-Manson方程、SWT-寿命预测模型及疲劳裂纹扩展速率。结果表明,母材及焊缝均表现出循环软化行为,根据半寿命迟滞回线对比发现母材具有Masing行为而焊材表现为非Masing行为,根据不同塑性应变能计算流程预测疲劳寿命;通过寿命结果对比发现,低匹配焊缝材料相比母材具有更高的低周应变疲劳寿命。从缺口力学及断裂力学角度探讨了高强钢低匹配十字焊接接头高周疲劳行为。研究接头几何特征对不同失效模式下缺口应力强度因子及平均应变能密度值影响规律,建立了普适性的承载十字接头焊根与焊趾失效模式下形状因子预测模型,该模型能够快速获得应变能密度特征参量并准确预测十字接头高周疲劳寿命。并基于断裂力学理论定义不同缺陷类型及尺寸,研究了不同断裂参数、失效模式、几何特征、缺陷大小与接头疲劳强度关系,确定了断裂力学法评估十字接头高周疲劳失效的评价条件。进一步采用缺口力学理论,揭示了弹塑性力学范畴内材料强度匹配比、几何特征与循环载荷对有效缺口能量的影响规律,并结合弹性阶段解析模型,完整的建立了非承载及承载十字焊接接头的低周疲劳萌生点预测模型,为低周疲劳下不同接头失效模式判断提供一种新的分析手段。重点分析了焊脚尺寸、焊缝熔透率与强度匹配比对焊根与焊趾失效模式下转变关系,定量得出失效转变判断依据。另一方面,在应变控制循环载荷下完成了10CrNi3MoV高强钢低匹配承载十字接头低周疲劳性能试验,结果表明,低强焊接接头在焊根失效模式下的低周疲劳寿命相比等强焊接接头低周疲劳寿命更短。同时,基于有效缺口能量值统一表征了十字接头高周和低周疲劳寿命,为接头高低周疲劳寿命统一表征提供可靠的指导原则。试验研究了多轴循环载荷下母材及低匹配焊缝缺口试件疲劳行为,根据缺口尖端应力应变及能量梯度的演化过程,考虑几何缺口特性、材料弹塑性性能、载荷非比例特征多因素交互作用,将缺口应力集中程度、材料非比例硬化行为与SWT能量损伤参量结合,提出了基于能量的缺口多轴疲劳预测模型,克服了以单一特征参量表达多轴疲劳的局限性。并选取具有代表性的缺口多轴预测模型定量分析疲劳寿命预测结果的优劣性,结果表明,本文提出的缺口多轴模型对低周疲劳实验数据具有更高的预测精度,同时也具有更加简便的计算程序及重要的工程应用价值。
二、双相钢低周疲劳断裂机理的研究（论文开题报告）
（1）论文研究背景及目的
此处内容要求：
首先简单简介论文所研究问题的基本概念和背景，再而简单明了地指出论文所要研究解决的具体问题，并提出你的论文准备的观点或解决方法。
写法范例：
本文主要提出一款精简64位RISC处理器存储管理单元结构并详细分析其设计过程。在该MMU结构中,TLB采用叁个分离的TLB,TLB采用基于内容查找的相联存储器并行查找,支持粗粒度为64KB和细粒度为4KB两种页面大小,采用多级分层页表结构映射地址空间,并详细论述了四级页表转换过程,TLB结构组织等。该MMU结构将作为该处理器存储系统实现的一个重要组成部分。
（2）本文研究方法
调查法：该方法是有目的、有系统的搜集有关研究对象的具体信息。
观察法：用自己的感官和辅助工具直接观察研究对象从而得到有关信息。
实验法：通过主支变革、控制研究对象来发现与确认事物间的因果关系。
文献研究法：通过调查文献来获得资料，从而全面的、正确的了解掌握研究方法。
实证研究法：依据现有的科学理论和实践的需要提出设计。
定性分析法：对研究对象进行“质”的方面的研究，这个方法需要计算的数据较少。
定量分析法：通过具体的数字，使人们对研究对象的认识进一步精确化。
跨学科研究法：运用多学科的理论、方法和成果从整体上对某一课题进行研究。
功能分析法：这是社会科学用来分析社会现象的一种方法，从某一功能出发研究多个方面的影响。
模拟法：通过创设一个与原型相似的模型来间接研究原型某种特性的一种形容方法。
三、双相钢低周疲劳断裂机理的研究（论文提纲范文）
（1）DP980钢激光焊接接头的低周疲劳性能（论文提纲范文）
| 1 引 言 |
| 2 试验方法 |
| 3 试验结果 |
| 4 分析和讨论 |
| 5 结 论 |
（2）核压力容器用大锻件SA508-Ⅳ钢疲劳性能的研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 绪论 |
| 2.1 研究背景 |
| 2.2 核反应堆压力容器用钢 |
| 2.2.1 核反应堆压力容器用钢的发展 |
| 2.2.2 合金元素对SA508-Ⅳ钢的影响 |
| 2.2.3 热处理工艺对SA508-Ⅳ钢的影响 |
| 2.2.4 核反应堆压力容器用钢的特点 |
| 2.3 核反应堆压力容器疲劳失效行为 |
| 2.4 影响核反应堆压力容器用钢疲劳性能的因素 |
| 2.4.1 材料对核反应堆压力容器用钢疲劳性能的影响 |
| 2.4.2 环境对核反应堆压力容器用钢疲劳性能的影响 |
| 2.5 核反应堆压力容器用钢疲劳性能 |
| 2.5.1 第一代核反应堆压力容器用钢疲劳性能 |
| 2.5.2 第二代核反应堆压力容器用钢疲劳性能 |
| 2.5.3 第三代核反应堆压力容器用钢疲劳性能 |
| 2.5.4 第四代核反应堆压力容器用钢力学性能 |
| 2.6 本文研究的目的和内容 |
| 3 实验材料和试验方法 |
| 3.1 实验材料 |
| 3.2 热模拟试验 |
| 3.3 力学试验 |
| 3.3.1 拉伸试验 |
| 3.3.2 冲击试验 |
| 3.3.3 硬度试验 |
| 3.3.4 疲劳试验 |
| 3.4 显微组织观察和分析 |
| 3.4.1 光学显微镜(OM)分析 |
| 3.4.2 体式显微镜分析 |
| 3.4.3 扫描电镜(SEM)分析 |
| 3.4.4 透射电镜(TEM)分析 |
| 3.4.5 电子背散射衍射(EBSD)分析 |
| 4 SA508-Ⅳ钢锻造工艺 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验方法与步骤 |
| 4.3 SA508-Ⅳ钢高温流变模型 |
| 4.3.1 SA508-Ⅳ钢真应力-真应变曲线 |
| 4.3.2 SA508-Ⅳ钢本构方程的建立 |
| 4.3.3 流变曲线的临界条件 |
| 4.4 SA508-Ⅳ钢动态再结晶体积分数模型 |
| 4.5 SA508-Ⅳ钢热加工图 |
| 4.5.1 热加工图简介 |
| 4.5.2 热加工图与显微组织演化的关系 |
| 4.5.3 热加工过程中动态再结晶的形核与长大示意图 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 粒状贝氏体和马氏体SA508-Ⅳ钢疲劳性能差异 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验方法与步骤 |
| 5.3 粒状贝氏体和马氏体SA508-Ⅳ钢的显微组织 |
| 5.4 粒状贝氏体和马氏体SA508-Ⅳ钢的性能 |
| 5.4.1 粒状贝氏体和马氏体SA508-Ⅳ钢的力学性能 |
| 5.4.2 粒状贝氏体和马氏体SA508-Ⅳ钢的疲劳性能 |
| 5.4.3 粒状贝氏体和马氏体SA508-Ⅳ钢的疲劳断口 |
| 5.4.4 粒状贝氏体和马氏体SA508-Ⅳ钢的疲劳裂纹萌生和扩展 |
| 5.4.5 M/A岛和微裂纹萌生的关系 |
| 5.4.6 大角度晶界对疲劳裂纹扩展的影响 |
| 5.4.7 不同显微组织的SA508-Ⅳ钢疲劳裂纹萌生和扩展示意图 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 显微组织演化对SA508-Ⅳ钢疲劳性能的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验方法与步骤 |
| 6.3 回火温度对粒状贝氏体显微组织演化的影响 |
| 6.4 显微组织演化对SA508-Ⅳ钢性能的影响 |
| 6.4.1 显微组织演化对SA508-Ⅳ钢力学性能的影响 |
| 6.4.2 显微组织演化对SA508-Ⅳ钢疲劳性能的影响 |
| 6.4.3 显微组织演化对SA508-Ⅳ钢疲劳断口的影响 |
| 6.4.4 显微组织演化对SA508-Ⅳ钢疲劳裂纹萌生和扩展的影响 |
| 6.4.5 不同回火温度下SA508-Ⅳ钢疲劳裂纹萌生和扩展示意图 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 粒状贝氏体中M/A岛分解对SA508-Ⅳ钢疲劳性能的影响 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 实验方法与步骤 |
| 7.3 回火时间对粒状贝氏体显微组织演化的影响 |
| 7.4 M/A岛分解对粒状贝氏体SA508-Ⅳ钢性能的影响 |
| 7.4.1 M/A岛分解对粒状贝氏体SA508-Ⅳ钢力学性能的影响 |
| 7.4.2 M/A岛分解对粒状贝氏体SA508-Ⅳ钢疲劳性能的影响 |
| 7.4.3 M/A岛分解对粒状贝氏体SA508-Ⅳ钢疲劳断口的影响 |
| 7.4.4 M/A岛分解对粒状贝氏体材料疲劳裂纹萌生和扩展的影响 |
| 7.4.5 不同回火时间下疲劳裂纹萌生和扩展示意图 |
| 7.5 本章小结 |
| 8 结论、创新点及展望 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 创新点 |
| 8.3 展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（3）超级双相不锈钢S32760疲劳性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景及意义 |
| 1.2 双相不锈钢 |
| 1.2.1 双相不锈钢概况 |
| 1.2.2 双相不锈钢的研究现状 |
| 1.2.3 双相不锈钢的应用 |
| 1.3 材料的疲劳 |
| 1.3.1 材料的疲劳概述 |
| 1.3.2 材料疲劳的研究现状 |
| 1.4 课题主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及准备 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 材料的成分鉴定 |
| 2.3 金相试验 |
| 2.3.1 试验理论与方案 |
| 2.3.2 试验结果及分析 |
| 2.4 力学性能拉伸试验 |
| 2.4.1 试验方法 |
| 2.4.2 试验结果及分析 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 空气中S32760的疲劳性能研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 疲劳试验相关理论概述 |
| 3.2.1 疲劳极限简介 |
| 3.2.2 S-N曲线简介 |
| 3.3 空气中的疲劳试验装置简介 |
| 3.4 旋转弯曲疲劳试样 |
| 3.5 空气中疲劳数据的处理 |
| 3.5.1 空气中S32760的疲劳极限 |
| 3.5.2 空气中S32760的S-N曲线 |
| 3.6 空气中疲劳断口的分析 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 3.5%NaCl溶液中S32760的疲劳性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 腐蚀疲劳试验装置简介 |
| 4.3 试验方案 |
| 4.4 腐蚀疲劳数据的处理 |
| 4.4.1 3.5 %NaCl溶液中S32760的疲劳极限 |
| 4.4.2 3.5 %Na Cl溶液中S32760的S-N曲线 |
| 4.5 腐蚀疲劳断口分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 结论与展望 |
| 1 本文主要工作及结论 |
| 2 研究展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录A 攻读学位期间所发表的学术论文 |
（4）新型高温结构材料拉伸和低周疲劳行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 高温合金概述 |
| 1.2 镍基单晶高温合金 |
| 1.2.1 镍基单晶高温合金概述 |
| 1.2.2 镍基单晶高温合金的成分特征 |
| 1.2.3 镍基单晶高温合金的主要相组成和强化机制 |
| 1.3 镍基单晶高温合金的力学行为 |
| 1.3.1 拉伸性能 |
| 1.3.2 低周疲劳性能 |
| 1.4 高熵合金概述 |
| 1.4.1 高熵合金的发展 |
| 1.4.2 高熵合金的结构特征和性能特点 |
| 1.5 高熵合金的力学行为 |
| 1.6 研究的目的和意义 |
| 第2章 实验材料和方法 |
| 2.1 合金成分 |
| 2.1.1 高温合金成分设计 |
| 2.1.2 高熵合金成分设计 |
| 2.2 试样制备 |
| 2.2.1 高温合金试样制备 |
| 2.2.2 高熵合金试样制备 |
| 2.3 实验方法 |
| 2.3.1 高温合金拉伸实验 |
| 2.3.2 高温合金低周疲劳实验 |
| 2.3.3 高熵合金拉伸实验 |
| 第3章 镍基单晶高温合金拉伸行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 两种合金拉伸性能 |
| 3.2.1 无Ru合金拉伸曲线 |
| 3.2.2 无Ru合金断口形貌 |
| 3.2.3 含Ru合金拉伸曲线 |
| 3.2.4 含Ru合金断口形貌 |
| 3.2.5 两种合金拉伸性能对比 |
| 3.3 合金拉伸变形机制 |
| 3.3.1 两种合金低温(室温)拉伸变形机制 |
| 3.3.2 两种合金中温(600～900℃)拉伸变形机制 |
| 3.3.3 两种合金高温(≥900℃)拉伸变形机制 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 不同温度下单晶高温合金低周疲劳行为 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 不同温度下合金低周疲劳性能 |
| 4.2.1 不同温度下无Ru合金低周疲劳性能 |
| 4.2.2 不同温度下含Ru合金低周疲劳性能 |
| 4.2.3 不同温度下两种合金低周疲劳性能对比 |
| 4.3 不同温度下合金低周疲劳变形机制 |
| 4.3.1 两种合金低温(室温、600℃)低周疲劳变形机制 |
| 4.3.2 两种合金中温(760℃)低周疲劳变形机制 |
| 4.3.3 两种合金高温(900℃、980℃)低周疲劳变形机制 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 不同应变幅下单晶高温合金低周疲劳行为 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 不同应变幅下合金低周疲劳性能 |
| 5.2.1 不同应变幅下无Ru合金低周疲劳性能 |
| 5.2.2 不同应变幅下含Ru合金低周疲劳性能 |
| 5.2.3 不同应变幅下两种合金低周疲劳性能对比 |
| 5.3 不同应变幅下合金低周疲劳变形机制 |
| 5.3.1 两种合金在应变幅(△ε_(t/2)=0.8%)下的低周疲劳变形机制 |
| 5.3.2 两种合金在应变幅(△ε_(t/2)=0.9%)下的低周疲劳变形机制 |
| 5.3.3 两种合金在应变幅(△s_(t/2)=1 .0%)下的低周疲劳变形机制 |
| 5.3.4 应变幅对合金低周疲劳变形的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 高熵合金拉伸行为 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 合金组织形貌 |
| 6.3 合金拉伸性能 |
| 6.3.1 合金低中温(室温～800℃)拉伸性能 |
| 6.3.2 合金高温(900～1050℃)拉伸性能 |
| 6.4 合金拉伸变形机制 |
| 6.4.1 合金低中温(室温～800℃)拉伸变形机制 |
| 6.4.2 合金高温(≥900 ℃)拉伸变形机制 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 主要理论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间发表的学术论文与取得的其他研究成果 |
| 作者简介 |
（5）新型奥氏体耐热不锈钢C-HRA-5力学性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 选题背景 |
| 1.2 火电机组用耐热钢的发展 |
| 1.2.1 铁素体钢的发展 |
| 1.2.2 奥氏体钢的发展 |
| 1.3 耐热钢基本力学性能对比 |
| 1.4 耐热钢疲劳研究 |
| 1.4.1 疲劳断裂机理 |
| 1.4.2 耐热钢低周疲劳研究 |
| 1.4.3 耐热钢疲劳-蠕变交互作用研究 |
| 1.5 疲劳寿命的预测 |
| 1.5.1 寿命法疲劳寿命预测 |
| 1.5.2 疲劳-蠕变寿命预测 |
| 1.6 课题研究目的、意义及内容 |
| 1.6.1 课题研究目的及意义 |
| 1.6.2 课题研究内容 |
| 第二章 试验材料与研究方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.3 研究方法 |
| 2.3.1 单轴拉伸试验 |
| 2.3.2 原位拉伸试验 |
| 2.3.3 低周疲劳试验 |
| 2.4 检测方法 |
| 2.4.1 显微硬度测试 |
| 2.4.2 显微组织分析 |
| 第三章 C-HRA-5钢单轴拉伸试验研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 试验参数 |
| 3.3 C-HRA-5基本力学性能 |
| 3.4 显微硬度变化 |
| 3.5 XRD物相分析 |
| 3.6 断口形貌观察 |
| 3.6.1 形变组织结构分析 |
| 3.6.2 第二相析出行为 |
| 3.7 本章小结 |
| 第四章 C-HRA-5钢原位单轴拉伸试验研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 原位拉伸性能 |
| 4.3 拉伸过程中形变行为 |
| 4.4 断裂形貌观察 |
| 4.5 断裂机理 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 C-HRA-5钢低周疲劳试验研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 循环应力响应 |
| 5.3 循环应力应变曲线 |
| 5.4 材料Masing特性 |
| 5.5 疲劳断口微观分析 |
| 5.6 形变组织结构分析 |
| 5.7 疲劳寿命预测 |
| 5.8 本章小结 |
| 第六章 结论 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间取得的科研成果 |
| 致谢 |
（6）70Si3钢的纳米贝氏体组织和性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及意义 |
| 1.2 国内外高碳高硅贝氏体钢的研究进展/现状 |
| 1.2.1 硅对纳米贝氏体钢相变的影响 |
| 1.2.2 碳对纳米贝氏体钢相变的影响 |
| 1.2.3 残余奥氏体对纳米贝氏体钢力学性能的影响 |
| 1.3 传统弹簧钢中的贝氏体相变 |
| 1.4 贝氏体钢热处理工艺介绍 |
| 1.5 等温工艺对纳米贝氏体相变的影响 |
| 1.5.1 等温温度对纳米贝氏体相变的影响 |
| 1.5.2 等温时间对纳米贝氏体相变的影响 |
| 1.6 回火工艺对纳米贝氏体相变的影响 |
| 1.6.1 回火温度对纳米贝氏体相变的影响 |
| 1.6.2 回火时间对纳米贝氏体相变的影响 |
| 1.7 纳米贝氏体组织在现代装甲钢领域的应用潜力 |
| 1.8 本文研究的主要内容 |
| 第2章 试验内容和方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 微观组织分析 |
| 2.2.1 XRD物相分析 |
| 2.2.2 金相组织分析 |
| 2.2.3 SEM组织分析 |
| 2.2.4 原位SEM拉伸分析 |
| 2.2.5 EBSD组织分析 |
| 2.2.6 TEM组织分析 |
| 2.2.7 APT分析 |
| 2.3 力学性能测试 |
| 2.3.1 硬度测试 |
| 2.3.2 冲击性能测试 |
| 2.3.3 拉伸性能测试 |
| 2.3.4 疲劳性能测试 |
| 第3章 热处理工艺对70Si3钢贝氏体组织结构的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 试验材料与方法 |
| 3.3 试验结果与讨论 |
| 3.3.1 等温温度对组织结构的影响 |
| 3.3.2 等温时间对组织结构的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 等温温度对70Si3纳米贝氏体钢拉伸和冲击性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 试验材料与方法 |
| 4.3 试验结果与讨论 |
| 4.3.1 等温温度对拉伸性能的影响 |
| 4.3.2 等温温度对冲击性能的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 等温时间对70Si3纳米贝氏体钢拉伸和疲劳性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 试验材料与方法 |
| 5.3 试验结果 |
| 5.4 分析与讨论 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 70Si3纳米贝氏体钢拉伸变形的原位观察与分析 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 试验材料与方法 |
| 6.3 试验结果与讨论 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 热处理工艺对70Si3纳米贝氏体钢回火稳定性和力学性能的影响 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 试验材料与方法 |
| 7.3 试验结果与讨论 |
| 7.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间承担的科研任务与主要成果 |
| 致谢 |
（7）梯度结构316不锈钢低周疲劳性能研究及疲劳寿命预测（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 316不锈钢 |
| 1.2 低周疲劳 |
| 1.3 金属材料强韧化 |
| 1.4 梯度结构材料的制备 |
| 1.5 研究现状 |
| 1.6 研究内容 |
| 2 材料与方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试样制备 |
| 2.3 试验方法 |
| 2.4 喷丸处理 |
| 2.5 测量设备及方法 |
| 3 表面完整性表征及喷丸参数优化 |
| 3.1 表面完整性表征 |
| 3.1.1 表面粗糙度 |
| 3.1.2 微结构 |
| 3.1.3 显微硬度 |
| 3.1.4 残余应力 |
| 3.2 力学性能 |
| 3.2.1 拉伸性能 |
| 3.2.2 疲劳性能 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 应变幅值对梯度结构316不锈钢低周疲劳性能的影响 |
| 4.1 循环应力幅值 |
| 4.2 滞回曲线 |
| 4.3 循环硬化/软化 |
| 4.4 循环塑性应变幅值 |
| 4.5 塑性应变能密度 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 低周疲劳寿命分析及失效分析 |
| 5.1 低周疲劳寿命分析 |
| 5.1.1 不同应变幅值下的疲劳寿命 |
| 5.1.2 塑性应变幅值与疲劳寿命 |
| 5.1.3 滞回能与疲劳寿命 |
| 5.2 失效分析 |
| 5.2.1 疲劳失效前后表面完整性的变化 |
| 5.2.2 疲劳断口分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 个人简历、在学期间发表的学术论文与研究成果 |
| 致谢 |
（8）超级双相不锈钢SAF2707 HD疲劳性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景及意义 |
| 1.2 海洋立管简介 |
| 1.3 材料简介 |
| 1.4 疲劳简介 |
| 1.5 模拟软件简介 |
| 1.5.1 ABAQUS简介 |
| 1.5.2 FE-SAFE简介 |
| 1.6 国内外研究现状分析 |
| 1.7 本文主要研究内容 |
| 第2章 实验材料和方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.2.1 SAF2707 HD的确定 |
| 2.2.2 SAF2707 HD的热处理 |
| 2.2.3 金相实验 |
| 2.3 力学性能实验 |
| 2.4 旋转弯曲疲劳实验 |
| 2.4.1 旋转弯曲疲劳实验简介 |
| 2.4.2 旋转弯曲疲劳实验 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 实验结果与分析 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 疲劳强度极限 |
| 3.2.1 疲劳极限介绍 |
| 3.2.2 疲劳强度极限测试 |
| 3.3 应力-寿命(S-N)曲线 |
| 3.3.1 应力-寿命曲线简介 |
| 3.3.2 应力-寿命曲线 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 断口观察与分析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 疲劳断口观察与分析 |
| 4.2.1 疲劳断口整体形貌分析 |
| 4.2.2 疲劳断口微观形貌分析 |
| 4.3 不同条件下疲劳断口的对比与分析 |
| 4.3.1 不同外加载荷下疲劳断口的对比与分析 |
| 4.3.2 不同疲劳源下疲劳断口的对比与分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 疲劳寿命有限元计算 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 ABAQUS数值模拟 |
| 5.2.1 旋转弯曲疲劳模型的建立 |
| 5.2.3 有限元模型与实验值对比 |
| 5.3 FE-SAFE疲劳分析 |
| 5.3.1 FE-SAFE |
| 5.3.2 疲劳寿命分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论与展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录A 攻读学位期间所发表的学术论文目录 |
（9）高冷速下双相钢组织形成机理与控制因素研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 热轧双相钢国内外生产现状 |
| 1.2.1 国外技术现状 |
| 1.2.2 国内技术现状 |
| 1.3 热轧双相钢化学成分及强化机制 |
| 1.3.1 化学成分 |
| 1.3.2 强化机制 |
| 1.4 热轧双相钢的生产工艺 |
| 1.4.1 双相钢的控制轧制 |
| 1.4.2 双相钢的控制冷却 |
| 1.5 双相钢的低成本制造技术 |
| 1.5.1 薄板坯连铸连轧与流程简约化 |
| 1.5.2 超快冷工艺与合金减量化 |
| 1.6 研究内容及创新点 |
| 1.6.1 研究目的及内容 |
| 1.6.2 关键技术问题和创新点 |
| 第二章 实验钢的冶炼和冷却相变规律 |
| 2.1 TSCR和HCR双相钢合金化方案 |
| 2.2 实验钢的冶炼和检测 |
| 2.3 实验钢冷却相变规律研究 |
| 2.3.1 实验过程与方法 |
| 2.3.2 冷却相变热模拟的实验结果 |
| 2.4 实验室控制冷却参数范围的设定 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 TSCR双相钢TMCP关键工艺研究 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 实验过程与方法 |
| 3.2.1 实验钢成分 |
| 3.2.2 实验方案与方法 |
| 3.2.3 性能与组织检验方法 |
| 3.3 实验结果 |
| 3.3.1 控制轧制工艺实验结果 |
| 3.3.2 控制冷却工艺实验结果 |
| 3.4 分析与讨论 |
| 3.4.1 控制轧制工艺对实验钢组织形态和力学性能的影响 |
| 3.4.2 控制冷却工艺对600MPa级实验钢组织和性能的影响规律 |
| 3.4.3 控制冷却工艺对780MPa级实验钢组织和性能的影响规律 |
| 3.4.4 Nb元素对实验钢组织和性能的影响规律 |
| 3.5 本章结论 |
| 第四章 合金元素减量下的双相钢控制冷却工艺研究 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 实验过程与方法 |
| 4.2.1 实验钢合金减量化成分 |
| 4.2.2 实验方案与方法 |
| 4.2.3 性能与组织检验方法 |
| 4.3 实验结果与分析讨论 |
| 4.3.1 实验钢组织与性能 |
| 4.3.2 控制冷却工艺对实验钢组织和性能的影响规律 |
| 4.3.3 Nb元素和Si元素对780MPa级双相钢组织与性能的影响 |
| 4.4 本章结论 |
| 第五章 低成本高强度热轧双相钢的工业性试制 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 试验过程和方法 |
| 5.2.1 试验钢化学成分 |
| 5.2.2 现场试制工艺 |
| 5.2.3 性能与组织检验方法 |
| 5.3 试制结果与讨论 |
| 5.3.1 600 MPa级试验钢试制结果 |
| 5.3.2 780 MPa级试验钢试制结果 |
| 5.3.3 厚度规格效应 |
| 5.3.4 热轧流程与冷轧流程钢性能和组织的比较 |
| 5.3.5 实际应用情况 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 不同条件下热轧双相钢的力学行为研究 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 试验过程和方法 |
| 6.2.1 试验钢及试验内容 |
| 6.2.2 试验及检测方法 |
| 6.3 试验结果与讨论 |
| 6.3.1 一次预应变试验结果及讨论 |
| 6.3.2 二次预应变试验结果及讨论 |
| 6.3.3 热轧双相钢低周疲劳性能 |
| 6.4 本章小结 |
| 第七章 总结 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录1 攻读博士学位期间取得的科研成果 |
| 1 发表论文 |
| 2 发明专利 |
| 3 科研成果 |
| 附录2 攻读博士学位期间参加的科研项目 |
（10）高强钢低匹配十字焊接接头疲劳行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究的目的和意义 |
| 1.2 焊接接头疲劳寿命评估方法 |
| 1.2.1 基于应力-寿命的疲劳评估方法 |
| 1.2.2 基于断裂力学的疲劳评估方法 |
| 1.2.3 基于损伤力学的疲劳评估方法 |
| 1.3 焊接接头疲劳强度影响因素 |
| 1.3.1 焊后处理工艺影响 |
| 1.3.2 平均应力影响 |
| 1.3.3 焊接残余应力影响 |
| 1.3.4 焊缝几何设计影响 |
| 1.4 缺口构件多轴疲劳评估理论 |
| 1.4.1 多轴疲劳损伤模型 |
| 1.4.2 缺口疲劳评估理论 |
| 1.5 现有研究的不足 |
| 1.6 本文的主要研究内容 |
| 第2章 高强钢及低匹配接头力学性能研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料及焊接工艺 |
| 2.2.1 化学成分组成 |
| 2.2.2 焊接工艺 |
| 2.2.3 基本力学性能 |
| 2.2.4 微观组织 |
| 2.3 10CRNI3MOV钢及焊材低周疲劳实验 |
| 2.3.1 材料低周疲劳实验 |
| 2.3.2 材料疲劳数据分析 |
| 2.3.3 低周疲劳寿命预测 |
| 2.3.4 低周疲劳断口分析 |
| 2.4 10CRNI3MOV钢及焊缝疲劳裂纹扩展速率试验 |
| 2.4.1疲劳裂纹扩展实验 |
| 2.4.2 疲劳裂纹扩展实验结果 |
| 2.4.3 疲劳裂纹断口分析 |
| 2.5 本章小节 |
| 第3章 高强钢低匹配十字接头高周疲劳行为研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 弹性缺口力学理论 |
| 3.2.1 缺口应力强度因子法(NSIF) |
| 3.2.2 缺口平均应变能密度法(SED) |
| 3.2.3 缺口峰值应力法(PSM) |
| 3.3 十字焊接接头高周疲劳实验及局部力学特征分析 |
| 3.3.1 低匹配承载十字接头高周疲劳实验 |
| 3.3.2 承载十字接头局部力学特征分析 |
| 3.3.3 承载十字接头失效转变关系 |
| 3.4 基于缺口理论的十字焊接接头计算模型疲劳寿命评估 |
| 3.4.1 承载十字接头焊根与焊趾疲劳特征值计算模型 |
| 3.4.2 基于计算模型的承载十字接头失效模式转变 |
| 3.4.3 十字焊接接头高周疲劳寿命预测 |
| 3.5 基于断裂力学理论低匹配十字接头高周疲劳寿命评估 |
| 3.5.1 疲劳裂纹扩展计算方法 |
| 3.5.2 不同缺陷下裂纹扩展分析 |
| 3.5.3 十字接头疲劳寿命及疲劳强度评估 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 高强钢低匹配十字接头低周疲劳行为研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 弹塑性缺口力学理论 |
| 4.2.1 钝化缺口弹性力学分析 |
| 4.2.2 弹塑性缺口力学理论 |
| 4.3 十字接头疲劳“等承载”理论 |
| 4.4 非承载十字焊接接头低周疲劳参数研究 |
| 4.4.1 非承载十字焊接接头模型建立及疲劳特征值确定 |
| 4.4.2 材料性能对缺口能量集中系数的影响 |
| 4.4.3 几何形状对缺口能量集中系数的影响 |
| 4.4.4 非承载十字焊接接头缺口能量预测模型及验证 |
| 4.5 承载十字焊接接头低周疲劳参数研究 |
| 4.5.1 承载十字焊接接头模型建立 |
| 4.5.2 几何形状对缺口能量集中程度的影响 |
| 4.5.3 材料性能对缺口能量集中系数的影响 |
| 4.5.4 承载十字焊接接头有效缺口能量预测模型 |
| 4.5.5 焊趾与焊根失效模式转变关系 |
| 4.6 承载十字焊接接头低周疲劳寿命评估 |
| 4.6.1 承载十字接头低周疲劳实验 |
| 4.6.2 十字接头力学循环响应特征 |
| 4.6.3 十字接头疲劳裂纹萌生及扩展断口分析 |
| 4.6.4 不同疲劳特征参量下寿命预测 |
| 4.7 本章小结 |
| 第5章 高强钢低匹配接头缺口多轴疲劳寿命评估 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 母材及低匹配接头缺口多轴低周疲劳试验 |
| 5.2.1 材料缺口多轴低周疲劳实验 |
| 5.2.2 缺口多轴低周疲劳试验断口分析 |
| 5.3 缺口试样多轴疲劳评估损伤参数计算 |
| 5.3.1 缺口多轴评估计算流程 |
| 5.3.2 缺口应力及能量梯度分析 |
| 5.4 低匹配接头缺口多轴低周疲劳寿命评估 |
| 5.4.1 不同缺口多轴疲劳模型 |
| 5.4.2 缺口多轴疲劳评估结果 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
四、双相钢低周疲劳断裂机理的研究（论文参考文献）
- [1]DP980钢激光焊接接头的低周疲劳性能[J]. 翟战江,赵琳,彭云,朱姣,曹洋. 中国激光, 2021(18)
- [2]核压力容器用大锻件SA508-Ⅳ钢疲劳性能的研究[D]. 代鑫. 北京科技大学, 2021
- [3]超级双相不锈钢S32760疲劳性能研究[D]. 王旺龙. 兰州理工大学, 2020(01)
- [4]新型高温结构材料拉伸和低周疲劳行为研究[D]. 张耀莉. 中国科学技术大学, 2020(01)
- [5]新型奥氏体耐热不锈钢C-HRA-5力学性能研究[D]. 戴鑫宇. 太原理工大学, 2020(07)
- [6]70Si3钢的纳米贝氏体组织和性能研究[D]. 赵佳莉. 燕山大学, 2020
- [7]梯度结构316不锈钢低周疲劳性能研究及疲劳寿命预测[D]. 周文龙. 郑州大学, 2020(02)
- [8]超级双相不锈钢SAF2707 HD疲劳性能研究[D]. 程月. 兰州理工大学, 2020(12)
- [9]高冷速下双相钢组织形成机理与控制因素研究[D]. 刘斌. 武汉科技大学, 2019(08)
- [10]高强钢低匹配十字焊接接头疲劳行为研究[D]. 宋威. 哈尔滨工业大学, 2019(01)