一、试样尺寸对G_C和J_C的影响（论文文献综述）
宋晓杰[1]（2018）在《原位合成MAX相增强TiAl基复合材料及界面的第一性原理计算》文中研究指明TiAl金属间化合物是一种新型轻质的金属间化合物,是高温结构领域最具应用潜力的金属间化合物,但是TiAl合金的室温塑性较差限制了其广泛应用。MAX相是具有兼具金属和陶瓷的优异性能的高温结构材料,将MAX相与TiAl合金复合是提高TiAl合金室温塑性,充分发挥两种材料优异性能的有效手段。本文通过真空电弧熔炼工艺制备了 TiAl/Ti2AlC,TiAl/Ti2AlN,TiAl/Ti2Al（C,N）及TiAl-Ti5Si3-Ti2AlC（N）复合材料,表征了复合材料的组织结构,测试了其力学性能,表征分析了复合材料中的界面,通过第一性原理计算的方法,采用VASP软件包,计算了 TiB2/TiC,Ti2AlC/TiC及TiAl/Ti2AlC的界面性能。通过真空电弧熔炼工艺制备的复合材料中,MAX相的生成机制是TiC（N）（s）+TiAl（1）→Ti2AlC（N）（s）包晶反应,体系中残留TiC（N）物相的多少,取决于这个反应进行的是否彻底。MAX相、Ti5Si3相可以显着细化TiAl合金基体的晶粒,TiAl基体晶粒由～200μm细化至20-50 μm,MAX相、细小的Ti5Si3相以及合成MAX过程中剩余的少量TiC（N）可以显着提高复合材料的显微硬度、抗压强度以及材料的塑性,复合材料的显微硬度最高（TiAl-20 mol%Ti2AlN,5.92 GPa）可较 TiAl 合金（3.43 GPa）提升 72.6%,抗压强度最高（TiAl-15 mol%Ti2AlC,1878 MPa）可较TiAl合金（1203 MPa）提高56.1%,而工程应变最高（TiAl-15 mol%Ti2AlC,26.7%）可较TiAl合金（17.5%）提高52.7%。部分复合材料因陶瓷相尺寸过大而导致塑性降低。以不同碳源（石墨粉、多壁碳纳米管和TiC）合成的TiAl/Ti2AlC复合材料性能存在差异,其中多壁碳纳米管为复合材料的生成物相提供了大量形核基底,使材料组织均匀细化,而TiC作为碳源时,TiC物相剩余量较多,这部分TiC在Ti2AlC的协同作用下,对材料性能起到显着增益效果;首次以g-C3N4为原料制备TiAl/Ti2Al（C,N）复合材料,经成分分析和第一性原理计算得到了产物中的Ti2Al（C,N）固溶体的固溶度,确定其化学式为Ti2Al（C0.25,N0.75）,Ti2Al（C,N）固溶体较高的硬度和较好的塑性,可以提高复合材料的综合力学性能;Si元素的添加对TiAl/Ti2AlC（N）复合材料的反应过程影响明显,由于Si的引入,体系中增加了一个Ti+Si→Ti5Si3的放热反应,该反应与MAX相合成的包晶反应形成共轭关系。TiAl-xTi5Si3-10 mol%Ti2AlN 中由于 TiN（s）+TiAl（l）→Ti2AlN（s）的吸热反应抑制了 Ti5Si3颗粒的长大,而Ti+Si→Ti5Si3的放热反应促进了 Ti2AlN的合成,产物中Ti5Si3颗粒尺寸小,Ti2AlN含量高,复合材料的综合力学性能得到显着提升。通过 TEM 表征和分析得到了 TiAl/Ti2Al（C,N）,Ti2Al（C,N）/TiC（N）和Ti2AlC/TiC界面的近乎共格的三种取向关系,这些共格界面保证了复合材料物相之间能够形成稳定的界面,稳定界面对复合材料的性能起关键作用。根据实验所得的界面取向关系,通过第一性原理计算的方法,采用VASP软件包,分别计算了 TiC（0 1 0）//TiB2（0 1 1 0）,Ti2AlC（0 0 0 1）//TiC（1 1 1）和 TiAl（111）//Ti2AlC（0001）三种界面构型的块体、表面和界面。通过计算表面能、结合功、界面能、电荷密度分布以及电子态密度等方式,分析三种构型的表面和界面性质,得到界面满足特定取向的理论依据,并分析特定构型的界面原子和电子结构信息。TiC（010）//TiB2（0110）界面模型中 C-BS1-B1、C-TS-B2 和 Ti-BS1-B1 构型的界面能较低,结构较稳定,其中C-TS-B2构型界面能最低,为1.12 J/m2,Ti2AlC（0001）//TiC（111）界面模型中,所有BS堆垛方式的界面都发生了重构,相同表面形成的界面中HS堆垛方式的界面比TS堆垛方式更加稳定,Ti2-HS1-C,Ti2-HS2-C 和 Al-HS1-C 三种构型的界面能最低,Ti2-HS2-C 为-0.06 J/m2。界而处原子的配位数对原子之间的相互作用产生重要影响。TiAl（1 1 1）//Ti2AlC（000 1）界面模型中,TS和BS堆垛方式的界面都发生了重构,只有C-HS-TiAl,A1-HS-TiAl,Til-HS-TiAl 和 Ti2-HS-TiAl 四种构型稳定存在,其中 C-HS-TiAl 构型界面能最低,为-0.93 J/m2。电荷密度、差分电荷密度以及DOS的分析表明,界面处的C原子和B原子,C原子和Ti原子以及C原子和Al原子产生强烈的相互作用成键是形成稳定界面的主要原因,界面能相对较高的界面是由于Ti-Ti原子之间的相互排斥导致。
潘吉鹏[2]（2019）在《铸造GW83K镁合金疲劳应变局域化与裂纹萌生行为研究》文中进行了进一步梳理镁及镁合金是最轻的金属结构工程材料之一,特别是高性能稀土镁合金具有优异的比强度、比刚度以及良好的减震阻尼性能,在航空航天、军事工业和汽车工业等领域被广泛应用。疲劳是各种工程构件在服役期间的主要失效形式之一,对于结构件的设计和耐久性评估,了解合金的疲劳机理具有重要意义。对于无冶金缺陷的构件而言,疲劳裂纹萌生过程是影响材料疲劳性能的关键因素,疲劳裂纹萌生是疲劳累积损伤过程的结果,而疲劳累积损伤本质上是由局部的不均匀塑性变形,即应变局域化造成的,而且,驻留滑移带（PSBs）的形成以及与晶界（GBs）的交互作用分别引起晶内与晶间应变局域化。此前的疲劳损伤研究主要集中在面心立方（FCC）和体心立方（BCC）金属和合金,它们完整的疲劳损伤过程和内在机制已经被详细的探究和描述,并建立了多种疲劳损伤模型。由于低疲劳性能一直是镁合金结构应用的主要障碍之一,镁合金中的疲劳损伤近年来吸引了大量的研究者。但是,目前的研究大都还局限在不同组织镁合金的宏观力学性能表现、疲劳损伤形貌、裂纹萌生扩展对疲劳性能的影响以及疲劳寿命的预测模型建立上,对疲劳损伤过程和损伤机制本身的研究相对较少,对镁合金组织对疲劳损伤和疲劳性能影响机理的研究就更少。更重要的是,镁合金属于密排六方（HCP）结构,有别于大多数广泛研究的BCC和FCC材料。镁合金的晶内应变局域化特征,如驻留滑移带（PSBs）结构与形成机制、滑移不可逆机制、表面应变释放（挤入挤出带）机制等和晶间累积应变局域化特征的研究基本上还是一个空白。第三章通过分析不同热处理状态的铸造Mg-8Gd-3Y-0.5Zr（GW83K,wt.%）镁合金在应力控制疲劳下的疲劳试样表面损伤形貌、循环力学表现和疲劳性能,初步揭示了镁合金组织对疲劳损伤过程和疲劳强度的影响规律。研究表明,位错基面滑移是铸造GW83K镁合金在低应力幅加载疲劳中的主导塑性变形机制。T4态镁合金的107周次条件疲劳强度高于T6态镁合金,分别为80MPa和70MPa。与之对应的,它们在疲劳损伤过程中表现不同的驻留滑移带（PSBs）模式:T4态镁合金为密集的PSBs模式,T6态镁合金为稀疏的PSBs模式。可以推测,较“软”和较“硬”的T4和T6态镁合金的疲劳性能差异可能与其PSBs模式密切相关。第四章通过观察统计疲劳表面损伤特征,揭示了不同热处理状态GW83K镁合金的晶内应变局域化水平;并利用透射电子显微镜（TEM）手段观察了疲劳镁合金的晶内位错组态,讨论了密排六方结构（HCP）镁合金的循环滑移不可逆机制和疲劳损伤机制,并讨论热处理状态对镁合金PSBs模式的影响机制。研究表明,在T4态镁合金中,由于PSBs密集均匀,单个晶粒内大量滑移基面和整个块体材料中大部分晶粒都参与到塑性变形和疲劳损伤中,应变局域化水平较低,塑性变形均匀,导致晶内循环应变需要更多的周次达到饱和。在T6态镁合金中,由于PSBs稀疏不均匀,单个晶粒内的少数滑移基面和整个块体材料中的小部分晶粒参与塑性变形和疲劳损伤,应变局域化水平较高,塑性变形不均匀,导致晶内循环应变只需要较少的循环周次便达到饱和。值得注意的是,本文研究的GW83K镁合金中并没有观察到梯子状结构的PSBs位错组态,也不存在位错滑移带与未变形基体之间的明显分界线,位错滑移带之间的间隔远小于FCC和BCC材料,而且HCP晶格结构材料中独有的“C”位错参与到了疲劳变形中。这说明镁合金中的PSBs显着有别于FCC和BCC材料,HCP镁合金的疲劳损伤机制在本质上不同于FCC/BCC材料。镁合金的循环不可逆和疲劳损伤模型可描述为:循环加载下的塑性变形是以刃型位错线弓出位错环（b?=11-20）的形式来实现。位错环中的基面刃型“a”位错部分大都会通过与在相邻滑移面上的其他异号位错交互作用而湮灭,或者通过滑移出试样表面的方式释放,剩下的螺型“a”位错部分只能在切应力的作用下沿着[10-10]方向向晶粒两侧（GBs）方向滑移并产生塞积。因为镁合金中的交滑移难以开动,螺型“a”位错不能像FCC/BCC材料中那样通过在不同滑移面上发生交滑移而湮灭,也不能像刃型“a”位错部分那样通过滑出试样表面来释放,螺型“a”位错的累积将不可避免地在c轴方向和[10-10]方向都造成严重的应力集中。为了协调c轴方向的变形降低应力集中,必然会引入“C”位错。但是,反过来这些“C”位错也会阻碍基面“a”位错的继续滑移。我们认为“C”位错的产生是镁合金中循环滑移不可逆的根本来源。在循环应变饱和的过程中,位错循环滑移不断在一些较“软”的滑移面上启动,产生“C”位错而导致此滑移面变“硬”,循环滑移受阻,相邻较“软”滑移面上的循环滑移继续开动,位错滑移出试样表面形成错落起伏的台阶状表面应变释放,即挤入挤出带结构。在T4态镁合金中,大部分滑移面比较“软”,基面“a”位错滑移可以在这些滑移面上随机开动,而且一旦某些滑移面上的位错滑移受阻,相邻较“软”滑移面上的位错便会开动,应力集中较小导致“C”位错较少,滑移面不容易变“硬”,大量滑移面参与滑进滑出试样表面,形成密集的PSBs和密集的挤入挤出带结构。而在T6态镁合金中,大部分滑移面比较“硬”,“a”位错滑移受到密集析出相的强烈阻碍作用,而且大多数的可动“a”位错被限制在析出相之间短程滑移,导致晶内应力集中强烈,形成大量的难滑移的“C”位错,导致PSBs稀疏而且只有很少滑移面参与滑出试样表面形成稀疏的挤入挤出带。第五章通过光学显微镜（OM）半原位地采集了在不同加载条件下GW83K镁合金疲劳损伤形貌随循环周次的演化过程,并利用数字图像相关技术（DIC）进行了表面应变分析,研究了不同热处理组织对累积应变局域化的影响规律,揭示了应变局域化对疲劳性能的影响规律。研究表明,T4和T6态镁合金存在相同的裂纹萌生应变阈值:当局域化应变达0.7%以上,微裂纹在单个晶粒中萌生;当局域化应变达1.0%以上,微裂纹向周围晶粒中扩展。T4和T6态镁合金的疲劳累积局域化应变都在裂纹萌生寿命（N1）附近达到饱和,以应变平均值、标准差值和最大值表示,T4态镁合金为0.21%-0.22%、0.23-0.24和1.12%-1.35%,T6态镁合金为0.12%-0.17%、0.14-0.17和0.77%-0.81%。另外,对于较“软”的T4态镁合金,晶内均匀密集的PSBs与GBs的交互作用是沿着晶界在很广泛分散的范围内连续地进行,导致累积应变主要沿GBs均匀分布,这缓解了晶粒内部和晶界附近的累积应变局域化。而对于较“硬”的T6态镁合金,晶内稀疏不均匀的PSBs和GBs发生交互作用的位置十分有限,阻碍在晶界前的高应变只能反过来造成晶粒内部强烈塑性变形,导致累积应变在GBs处和晶粒内部分布,且累积应变局域化水平都比较高。总结而言,在T4态镁合金中,塑性变形既会通过大量的晶粒内部的循环应变耗散,也能够通过较多的累积塑性应变容纳,这实际上降低了外加载荷通过萌生裂纹释放的倾向。而在T6态镁合金中,塑性变形并不会通过晶粒内部的循环应变有效耗散,也不能通过较多的累积塑性应变容纳,只能通过裂纹萌生和扩展进行释放。所以,在相同的加载条件下,T4态镁合金需要更多的循环周次萌生裂纹,而T6态镁合金萌生裂纹的循环周次相对较少,即T4态镁合金的裂纹萌生寿命远高于T6态镁合金。第六章研究了不同晶粒尺寸（82μm和163μm）的T4和T6态GW83K镁合金的疲劳损伤特征和晶间累积应变局域化特征,揭示了晶粒尺寸对不同热处理状态镁合金疲劳性能的影响机制。发现细化晶粒可以显着提高T4态镁合金的疲劳裂纹萌生寿命和总寿命,但对T6态镁合金贡献有限。这是因为不同晶内PSBs模式不仅影响晶间应变局域化水平,也影响了晶间应变局域化的长程分布。在T4态镁合金中,局域化应变主要塞积在晶界附近,实际上它们被各个相互独立的晶粒分散容纳了,应力集中也被限制在各个晶粒中。但在T6态镁合金中,局域化应变在长程上倾向穿过晶界同时也贯穿晶粒内部而跨越数个晶粒,这导致应力集中也会穿越多个晶粒。因此,T6态镁合金的疲劳裂纹萌生寿命受晶粒尺寸影响的敏感程度不如T4态镁合金。
张楠[3]（2019）在《层状盐岩储油库围岩力学和渗透特性及安全评价研究》文中研究指明石油是国家的能源命脉。截止到2018年,我国石油对外依存度逼近70%,石油储备量严重不足,石油安全面临严峻考验,我国亟需建立大规模战略石油储备体系。地下盐穴储油库具有安全、稳定、规模大、经济和高效等突出优势,是发达国家石油储备的主要方式。目前,我国尚未有建造地下盐穴储油库的工程实践,在地下盐穴储油领域远远落后于发达国家,亟需开展相关基础试验及理论研究。与国外用于建库的海相沉积巨厚盐层或盐丘构造条件不同,我国盐矿多属于湖相沉积层状构造,地质赋存特征复杂。尤其是,含盐系地层中含有众多非盐夹层,这些夹层的渗透及力学特性,对盐穴储油库长期运行安全具有重要影响,而夹层在原油、卤水侵蚀下的力学及渗透特征演化规律及机制尚不明确。因此,开展层状盐岩储油库围岩渗透、力学特性研究及储库安全分析,对于推动我国大规模盐穴储油库建设具有重要意义。本文针对国家战略石油储备候选基地——江苏金坛盐矿,开展储油库先导性试验研究,构建了盐穴储油库选址及建设宏观适宜性层次结构评价体系,评价了金坛盐矿储油库建设的宏观适宜性;在满足宏观适宜性的基础上,进一步研究了拟建储油库围岩在不同环境下的微观孔隙结构特征,并重点针对夹层在油水侵蚀下的渗透特性及力学特性展开研究;最后结合理论和试验研究成果,借助数值仿真手段,对储油库长期运行安全性进行综合分析。主要研究成果如下:（1）构建了盐穴储油库选址及建设宏观适宜性层次结构评价体系:基于层次分析理论（AHP）提出了普适于不同盐岩构造区域储油库选址建设的宏观适宜性评价方法;针对金坛盐矿的工程地质特征及盐岩赋存情况对该区域储油库建设宏观适宜性进行了评估。结果表明:金坛盐矿储油库建设适宜度P=8.6898,属于“适宜库址”级别,可以作为盐穴储油库的优选库址。（2）揭示了盐穴储油库围岩的微观孔隙结构特征:通过XRD、SEM试验分析了储库围岩的微观物理特征;通过对不同条件下围岩吸附等温线特征的研究揭示了储库围岩的孔结构形态特征,并发现水-岩作用及油-岩作用导致的围岩孔隙结构变化不能改变孔隙的基础结构形态;通过BJH法与压汞法的结合,实现了对不同条件下盐穴储油库围岩全孔径分布特征的研究。（3）探明了盐穴储油库围岩孔渗特性和存储介质（原油、卤水）在夹层及盖层中的渗流规律:对不同静水压力下围岩孔渗特性进行研究,发现围岩的孔隙度及渗透率近似等于围岩所受地应力最大时所测得的孔渗值,与腔体内部应力变化无关;对夹层及盖层在油水侵蚀后的孔渗特性进行研究,发现原油侵蚀下试样的孔隙度及渗透率随侵蚀时间增加而降低,卤水的侵蚀下的试样孔隙度及渗透率将显着增大;基于单相液体稳定渗流理论,建立了夹层、盖层液体渗流模型,推导了表征液体在夹层及盖层中压力分布、渗流速度、泄露量的基本方程。（4）揭示了油水侵蚀环境下夹层力学损伤演化规律及其劣化机制:通过单轴、三轴压缩试验对油水侵蚀后的夹层试样力学特性进行了研究,分析了夹层在水-岩作用、油-岩作用下的损伤演化规律,探讨了超静孔隙流体压力对夹层力学强度的影响;通过原油侵蚀下的TAN检测及卤水侵蚀下的PH检测分析了油-岩作用及水-岩作用对夹层的劣化机制;发现了夹层在原油侵蚀下损伤增大,但渗透率却减小这一反常特性并揭示了造成这一现象的原因,即原油中的胶质、沥青质对岩石孔隙的附着及封堵作用。（5）评价了盐穴储油库长期运行安全:通过腔壁位移变形、腔周塑性区变化及腔体体积收缩率等评价指标,对金坛拟建储油库腔体稳定性进行分析;综合腔体失稳风险因素及地面设备安全风险及成本因素,得出储油库最优初始井口压力Pw为6 MPa;通过渗流范围、孔隙压力变化、渗漏量等评价指标对储油库密闭性分析,并与盐穴储气库的渗流计算结果进行了对比。（6）验证了极限矿柱间距下盐穴储油库可以同时满足稳定性及密闭性要求。这意味着在有限区域可以建设更多的储油库群,显着提高盐岩资源的利用率及石油储备量,大幅降低储油成本,同时这也给大量达不到储气库安全间距要求的废弃盐矿提供了尝试改建盐穴储油库的新思路。
杨晓强[4]（2020）在《结构钢动态本构模型与方形高强CFST构件抗侧向冲击性能》文中指出冲击,作为一种偶然作用,具有低频多发、危害性大的鲜明特征,已成为绝大多数重大土木工程结构、防撞围护结构、国防抗爆与防恐设施等必须考虑的作用形式。随着高强度材料和高性能构件的快速发展与应用,高强钢管混凝土以其承载力高、延性好、经济绿色等优势,成为城市大型建筑物与构筑物、大跨度桥梁、国防基础设施等主体受力构件的优选形式。在此背景下,开展高强钢管混凝土在冲击作用下的动态力学性能研究,对于确保重大土木工程结构和特殊结构在偶然作用下的安全性至关重要。本文以结构钢动态力学性能、方形高强钢管混凝土在侧向冲击作用下的动态力学响应为主要科学问题,主要工作与取得成果如下:（1）开展了高速拉伸、霍普金森压杆SHPB合计12组36次动态试验,并结合S690高强结构钢准静态拉伸试验,获得了低、中、高应变率范围内S690钢的实测应力-应变关系曲线。基于动态屈服强度、动态极限强度以及真实应力-塑性真实应变关系曲线,分析S690钢的应变率效应并给出了相应的动力增大系数DIF。针对S690高强结构钢,提出了三组适合不同工况的应变率效应模型,即:中等应变率下基于Cowper-Symonds（C-S）和Johnson-Cook（J-C）模型的应变率效应模型;高应变率下基于C-S和J-C模型的应变率效应模型;涵盖中、高等应变率范围的M-J-C模型。（2）开展了Q235、Q355、Q460、Q550、S960钢在不同应变率下的27组81次动态力学性能试验,获得了上述结构钢的应力-应变关系曲线及应变率效应实测数据。基于已有的和本文开展的结构钢动态力学性能试验数据,建立了含有215个试验数据的结构钢动态试验数据库。基于该数据库,提出了覆盖中等应变率与高应变率、普通强度与高强结构钢的连续性应变率效应模型。在此基础上,建立了结构钢连续性动态力学本构模型,在材料层次上,为钢结构与钢-混凝土组合结构在冲击、爆炸等作用下的动态力学性能研究提供了基础。（3）开展了30个两端简支方形高强钢管混凝土试件的侧向落锤冲击试验,研究参数包括钢材强度、混凝土强度、截面含钢率、冲击能以及构件跨度。试验获得了各试件破坏模式、冲击力时程曲线、跨中位移时程曲线等关键试验数据,得到了冲击力平台值、局部与整体变形、以及能量吸收等关键性能指标。由试验结果可知,方形高强钢管混凝土具有较好的抗冲击性能,其在侧向冲击作用下以整体受弯的塑性变形为主,钢材强度和含钢率对构件的抗冲击性能影响较大。（4）基于所建立的结构钢动态力学本构模型,采用ABAQUS软件建立了方形高强钢管混凝土构件在侧向冲击作用下的有限元模型,并验证了该模型的可靠性。开展了方形高强钢管混凝土构件在侧向冲击作用下以及轴力-侧向冲击耦合工况下的全过程分析,系统分析构件的运动过程,内力、应力、应变发展以及能量吸收等,揭示了构件的工作状态与受力机理。由分析结果表明,由于轴力的存在,冲击作用导致的较大侧向变形会使轴力与侧向位移的附加弯矩影响逐渐凸显,构件最终可能由整体受弯破坏转变为动态失稳破坏。（5）针对方钢管混凝土构件在侧向冲击作用下的动态力学响应进行参数分析,研究轴压荷载比、冲击能与动量、钢材强度、混凝土强度、截面尺寸、跨高比、截面含钢率、边界条件以及冲击位置等参数的影响。在本文试验与有限元参数分析的基础上,基于构件达到容许位移或发生动态失稳的破坏特征,提出方钢管混凝土构件在侧向冲击作用下的冲击物质量m、冲击速度v及轴压荷载比n三参数失效准则,即临界失效面。采用有限元分析方法得到了各参数对m-v-n相关关系的影响规律并建立m-v-n数据库,基于机器学习算法提出了方钢管混凝土构件侧向冲击承载力计算方法,从而给出相应的设计建议。
陈庞[5]（2020）在《混凝土的徐变及其对构件受力性能的影响》文中研究说明徐变是混凝土结构构件的一种重要的间接作用。徐变引起内力重分布和应力重分布,影响结构构件的受力行为。为准确预估混凝土构件的徐变,明晰徐变对混凝土构件受力性能的影响,本文开展以下几个方面的工作:（1）为研究含矿物掺合料混凝土的徐变,进行了C50、C70、C80三个强度等级的矿物掺合料混凝土棱柱体徐变试验。试验结果表明:含矿物掺合料混凝土徐变系数随着加载时混凝土强度提高而减小。基于含矿物掺合料混凝土棱柱体徐变试验结果和文献结果,建立了考虑矿物掺合料含量、混凝土强度、骨胶比影响的矿物掺合料混凝土徐变模型。（2）为研究混凝土轴心受压柱徐变后卸载应变恢复,开展了22个几何尺寸100mm×100mm×400mm的混凝土棱柱体徐变及徐变后卸载应变恢复试验。试件加载时混凝土轴心抗压强度53.6MPa～63.7MPa,加载龄期28d,持荷时间210d,试件压应力水平（c c?/f）介于0.20～0.50。试验结果表明:当试件压应力水平小于0.5时,随着试件压应力水平增加,瞬时应变恢复系数（瞬时应变恢复与加载时刻瞬时应变的比值）逐渐减小;试件压应力水平小于0.5时,弹性后效稳定值与徐变呈正比,弹性后效系数（弹性后效稳定值与徐变的比值）随着混凝土强度的增加而增加,随着加载龄期的增加而减小,随着持荷时间的增加而减小。建立了以试件压应力水平为自变量的瞬时应变恢复系数计算公式和考虑若干参数影响的弹性后效计算模型。（3）为考察钢筋混凝土轴压柱徐变及徐变对钢筋混凝土轴压柱力学性能的影响,进行了41个钢筋混凝土轴压短柱和16个大比例尺钢筋混凝土轴压柱徐变及徐变后轴心受压破坏试验。试验结果表明:当荷载水平小于等于0.4时,钢筋混凝土轴压柱徐变系数（柱徐变应变/柱加载时刻应变）随着混凝土轴心抗压强度的提高、纵向受压钢筋总配筋率的增加而减小。建立了钢筋混凝土轴压柱徐变模型,该模型考虑了纵向受压钢筋总配筋率、混凝土轴心抗压强度、加载龄期、尺寸效应对钢筋混凝土轴压柱徐变的影响。提出了以混凝土轴心抗压强度、徐变、试件截面折算厚度为自变量的钢筋混凝土轴压柱峰值压应变的计算公式。（4）为研究应变梯度对混凝土构件徐变及其徐变后力学性能的影响,进行了16根混凝土强度等级C30～C80、荷载水平（徐变阶段弯矩/受弯承载力）0.3～0.7、相对受压区高度0.15～0.45、梁高150mm～600mm的混凝土梁徐变及其徐变后继续加载至受弯破坏试验。试验结果表明:混凝土梁的曲率徐变系数（徐变阶段增加曲率/加载时刻曲率）随着混凝土梁荷载水平的增加而增加,随相对受压区高度的增加而减小、混凝土强度提高而减小。建立了钢筋混凝土梁曲率徐变模型,该模型在Park曲率徐变模型的基础上引入了梁受压边缘混凝土压应力水平对曲率徐变的影响系数、纵向受拉钢筋配筋率对曲率徐变的影响系数、加载时混凝土强度对曲率徐变的影响系数、梁高对曲率徐变的影响系数。提出了以受压区边缘混凝土加载时刻瞬时应变、徐变、加载时标准立方体混凝土抗压强度为自变量的混凝土梁受压边缘混凝土极限压应变（加载时刻应变、徐变、徐变后继续加载至受弯破坏新增应变之和）的计算公式。
任广振,吴健儿,李翔翔,邓显波,李富平,王诗航[6]（2020）在《高压电缆交联聚乙烯绝缘长期服役后的性能变化研究》文中研究表明为了准确表征电缆交联聚乙烯（XLPE）绝缘在长期服役过程中的性能演变,对比分析了110 k V新电缆XLPE绝缘和退役电缆XLPE绝缘的击穿特性、电荷陷阱特性和空间电荷特性的差异。结果表明:XLPE绝缘经过长期服役后,工频击穿强度变化较小,且绝缘层不同位置处击穿强度的差异性减弱;电荷陷阱能级由约1 eV减小至0.5～0.6 eV,且绝缘层不同位置处的能级差别不大,可以作为表征电缆绝缘在服役中性能演变的特征量;XLPE长期服役后在直流场下表现出明显的异极性电荷积聚,而新电缆XLPE绝缘则表现出少量同极性电荷注入。
张寅[7]（2021）在《氢含量对锆合金力学行为影响规律研究》文中研究说明锆合金由于具有较低的热中子吸收截面、优异的耐腐蚀性能和良好的力学性能等特点,被广泛用作反应堆燃料元件包壳管。锆包壳在反应堆中服役时会受到冷却介质的腐蚀,腐蚀产生的氢会被包壳吸收。锆合金吸氢会严重损害其力学性能,增加其脆性,影响反应堆的安全稳定运行。关于氢对锆合金力学性能的影响,目前研究者主要关注的是氢对其宏观力学性能的影响,而关于氢含量对锆合金微观变形行为和变形机制的影响还缺乏深入系统研究。基于上述背景,本文首先研究了锆合金的吸氢规律,在此基础上,研究了氢含量对锆合金力学行为及微观变形机制的影响,具体研究内容包括:锆合金的电解吸氢规律;氢含量对锆合金板状试样拉伸变形行为的影响规律;氢含量对锆合金环状试样环向变形行为的影响规律;氢含量对锆合金疲劳裂纹萌生与扩展行为的影响规律。研究了电解渗氢时间和退火工艺对SZA-4锆管吸氢量、氢化物类型及分布的影响规律。结果表明,随渗氢时间延长,锆管吸氢量增加,吸氢量与渗氢时间之间满足抛物线关系。结果还表明,锆管吸氢后在其表面形成氢化物层,随渗氢时间延长,氢化物层厚度增加。对氢化物层相结构分析表明,渗氢初期,氢化物层由δ-ZrH1.66相组成;随渗氢时间延长,δ-ZrH1.66相的含量逐渐增加;当渗氢24 h时,氢化物层中出现了 ε-ZrH1.801相。对渗氢锆管400℃/6h退火处理后,氢化物层厚度增加,且试样内部析出粗大的条状氢化物。相结构分析显示,此时氢化物层中ε-ZrH1.801相消失,原来的δ-ZrH1.66转变为δ-ZrH1.5。而经400℃/96 h退火处理后,氢化物层消失,锆管中析出细小均匀的条状氢化物。基于这些研究结果,建立了锆管电解吸氢时微观组织结构演变模型,得到了消除氢化物层的退火工艺。通过对不同氢含量的Zr-4合金板状试样进行RT和300℃原位拉伸试验,研究了氢含量对其拉伸变形行为的影响,结合TEM观察分析了不同氢含量试样的微观变形机制。力学性能结果显示,RT时,随氢含量增加,试样的强度由407 MPa增加到508 MPa,断面收缩率由51%下降到7.9%;而300℃时,随氢含量增加,试样的强度由246 MPa增加到318 MPa,断面收缩率由66%下降到52.9%。原位观察表明,RT拉伸变形时,随氢含量增加,试样表面滑移线数量减少,晶粒扭转程度降低,裂纹数量增多。断口观察表明,试样逐渐从延性断裂变为脆性断裂,出现韧-脆转变现象。TEM观察表明,试样内部的氢化物会阻碍位错运动,位错在氢化物处塞积,当氢化物数量增多时,氢化物之间会发生交叉或碰撞,并在其周围形成大量位错。而300℃拉伸时,随氢含量增加,无氢和吸氢试样表面都出现大量滑移线,晶粒发生显着扭转和拉长,表明其发生了较大塑性变形。拉伸断口均呈延性断裂特征。TEM观察显示,氢化物可发生弯曲或扭折,其变形能力明显增加。这些结果表明,RT时氢含量对锆合金的延性影响较大,而300℃时氢含量对其延性影响较小,氢化物数量是影响其室温延性的主要原因。通过对不同氢含量的锆合金环状试样进行鼓胀试验和环向拉伸试验,研究了氢含量对其环向变形行为的影响,结合原位SEM观察分析了吸氢锆合金环状试样的失效机制。力学性能结果表明,随氢含量增加,试样鼓胀变形时断裂载荷及延性均降低,且氢含量超过300 ppm时性能降低尤为显着。微观观察发现,吸氢试样环向变形时外表面会出现沿其轴向分布的裂纹,且随氢含量增加,裂纹数量增多,尺寸增大,试样逐渐由延性断裂变为脆性断裂。此外还发现,试样环向拉伸变形时,周向氢化物可以和基体一起变形,而径向氢化物易于形成裂纹,且随变形程度增加,裂纹数量增多,尺寸增大,最终导致试样沿径向断裂。这些研究表明,径向氢化物对锆管鼓胀（环向拉伸）断裂起主要作用,并建立了基于氢化物分布的锆管环向拉伸变形的断裂模型。通过对不同氢含量的Zr-4合金板状试样进行RT和300℃原位疲劳试验,研究了氢含量对其疲劳裂纹萌生与扩展行为的影响。疲劳性能结果表明,RT时,随氢含量增加,试样的疲劳寿命表现出先增加后降低的趋势（临界点约为200ppm氢）,而其疲劳裂纹扩展速率却表现出单调增加的趋势。300℃时,随氢含量增加,试样的疲劳寿命与RT时变化规律相同,但疲劳裂纹扩展速率随氢含量增加变化不大。微观机制分析表明,氢化物对促进疲劳裂纹扩展有显着作用,氢化物数量增多,裂纹扩展路径增多,疲劳裂纹扩展速率加快。而氢含量对锆合金疲劳寿命的影响表现出双重性,随氢含量增加,其强度增加,可以提高其疲劳性能,但随氢含量增加,氢化物数量增多,又会降低其疲劳性能。因此,随氢含量增加,试样的疲劳寿命表现出先增后降的趋势,其转折点与氢化物数量相关。此外,氢含量对试样的疲劳裂纹萌生机制也有重要影响,未吸氢试样的疲劳裂纹在亚表面萌生,而吸氢试样的疲劳裂纹在表面萌生,这表明氢含量对其疲劳裂纹萌生寿命具有显着影响。
黄海亮[8]（2020）在《先进PM高温合金FGH98制备和性能表征相关基础问题的研究》文中研究指明镍基高温合金具有优良的高温力学性能、组织稳定性和抗腐蚀性能,是先进航空发动机涡轮盘等关键部件的首选材料。FGH98合金是我国正在研制的先进航空发动机涡轮盘用第三代镍基粉末高温合金,其航空发动机涡轮盘制备工艺路线为:氩气雾化制粉+热等静压+热挤压+等温锻造+双性能热处理,其中与热变形和热处理等制备工艺、微观组织、性能表征、化学成分优化设计等密切相关的若干问题,亟待进一步的深入研究。本论文有针对性地重点研究了热挤压态FGH98合金的热变形行为及其对后续热处理态组织演变的影响特点与规律、加热-保温-冷却过程中γ’相溶解与析出行为及规律、拉伸和蠕变性能表征及拉伸变形机制与蠕变变形机制,以及FGH98合金化学成分评估与可能的优化方向等内容。本文首先采用热模拟技术研究了热挤压态FGH98合金的热变形行为及其对后续热处理态组织的影响,采用的变形温度、应变速率和真应变分别为1060～1165℃、0.005～10 s-1 和 0.7。发现 1060～1130℃,应变速率 0.005～0.02 s-1是其最佳等温锻造热变形工艺窗口,此范围内变形,合金可发生超塑性变形或完成完全动态再结晶,并获得均匀细小的等轴晶粒组织（1.8～4.3 μm）,后续在1140℃亚固溶处理20 min后进而获得尺寸为4.1～6.2 μm的细小均匀的等轴晶组织,在1180℃过固溶处理20 min后则获得尺寸为20.3～28.4 μm的均匀等轴晶组织。而在高温低应变速率下,合金会发生应变硬化,形成不规则、不均匀的晶粒组织并在后续热处理中遗传下来。在过固溶处理过程中,未完成完全动态再结晶的变形试样中已完成动态再结晶的晶粒直接长大,而未完成动态再结晶的晶粒发生静态再结晶,形成细小晶粒,从而造成晶粒尺寸不均匀。采用中断加热和中断冷却实验研究了等温锻造态FGH98合金加热（10℃/min）和冷却（40℃/min）过程中γ’相溶解和析出相行为,并采用快速加热（200℃/s）的方式将试样加热至1109、1140和1172℃保温不同时间,研究保温过程中γ’相的溶解行为。发现γ’相溶解行为受γ’相成分、尺寸、γ/γ’界面共格应力以及基体位错含量影响。利用JMAK方程建立了保温过程中γ’相的溶解动力学方程。拟合得到了二次γ’相平均尺寸和面积分数在40 ℃/min冷却速率下随温度变化的关系式。采用三维原子探针分析了冷却析出的二次和三次γ’相与周围基体的成分分布,发现在二次γ’相周围存在Al、Ti等γ’相形成元素的贫化区,而三次γ’相周围没有,实验验证了连续冷却过程中γ’相析出行为受合金元素过饱和度和γ/γ’相之间元素再分配的共同控制。采用扫描电镜和透射电镜研究了过固溶处理FGH98合金室温和高温（650/750/815℃）拉伸变形行为和变形机制,发现随着变形温度的升高,合金层错能降低,主要拉伸变形机制从a/3<112>不全位错剪切形成层错机制向形变孪生机制转变。提出了 a/3<112>不全位错剪切γ’相形成层错与微孪晶共存的高温拉伸变形机制。解释了层错剪切的强化机理,和形变孪生的强韧化机理。另外研究发现γ’相尺寸增大促进了合金750℃拉伸变形机制由层错向形变孪生转变,提高合金塑性。研究了过固溶和亚固溶处理后合金的蠕变性能和蠕变机制,发现750℃/570 MPa下粗晶组织抗蠕变性能优于细晶组织,在低温高应力（650℃/870MPa）作用下,Orowan绕过和层错是主要蠕变机制;在中温中应力（750℃/570MPa）作用下,层错和形变孪生是主要蠕变机制;在高温低应力（815℃/400MPa）作用下,位错攀滑移是主要蠕变机制,蠕变机制主要受变形温度控制。最后,利用Thermo-Calc热力学软件和TTNi8数据库,以及经验公式,分析了单个合金元素以及特定合金元素组合对FGH98合金的相组成和性能的影响。在评估FGH98现有合金成分合理性基础上,提出了可考虑在Mo和W总含量不变的情况下,适当地增加W含量,降低Mo含量,以进一步提高合金的组织稳定性和合金的固溶强化。
谭元标[9]（2016）在《ZrTiAlV合金热变形行为及组织与力学性能的研究》文中研究说明空间飞行器在长期服役过程中受到太空中极其恶劣的环境影响,导致大量的关键零部件损伤或失效。因此,空间技术的发展要求航空结构材料应具有保持结构尺寸稳定性、较高的强度、良好的塑性、韧性、耐腐蚀以及耐高温性能。锆合金具有小的热中子吸收截面、良好耐蚀性能以及在辐照环境中具有长期尺寸稳定性,被认为是一种潜在的航空结构材料。为了满足航空结构材料的高强度要求,近年来发展了一系列高强度Zr TiAlV合金。本文主要研究了ZrTiAlV合金的热变形行为、热变形对Zr TiAlV合金相变的作用以及应力诱发马氏体转变对ZrTiAlV合金拉伸性能的影响。具有粗大β相晶粒的47Zr-45Ti-5Al-3V合金在热变形过程中,流变曲线可以分成三类:A型曲线出现在低温高应变速率条件下,合金仅发生动态回复;B型曲线出现在高温且应变速率为10-1 s-1条件下,表现出现应力降和二次屈服现象,并伴随着动态回复和动态再结晶过程;C型曲线出现在高温低应变速率条件下,表现出典型的动态再结晶特征。合金热变形过程中的形变激活能已计算,其值在155.8186.6kJ/mol范围内变化。对于具有不同初始β晶粒尺寸的47Zr-45Ti-5Al-3V合金的热变形行为,低温高应变速率时,细晶和粗晶合金的流变曲线在变形初期阶段都展现出显着的应力降现象,但粗晶的应力降幅度要比细晶高,合金仅仅发生动态回复;高温低应变速率时,流变曲线展现出典型的动态再结晶特征。细晶和粗晶的峰值应力都随变形温度的增加和应变速率的降低而降低,在给定的变形温度和应变速率,粗晶合金的峰值流变应力显着高于细晶合金。基于热加工图分析,细晶合金最优热加工参数是850?C和10-3s-1,而粗晶合金是950?C和10-3 s-1。对于具有片状初始α相组织的47Zr-45Ti-5Al-3V合金的热变形行为,在α+β相区,流变曲线表现出连续流变软化现象;流变软化程度随着应变速率的增加先降低再增加;在高温低应变速率变形时,热变形机制主要是片状α相的球化;低温高应变速率变形时,热变形机制主要是流变局部剪切带。在β单相区,低温高应变速率变形时,合金的热变形机制是β相动态回复;而高温低应变速率变形时,合金热变形机制是β相动态再结晶。在热变形过程中,具有片状初始α相47Zr-45Ti-5Al-3V合金发生了α→β相的转变。在550?C变形时,β相的体积分数随着应变速率的增加而增加;在600和650?C变形时,β相的体积分数随着应变速率的增加先降低然后逐渐增加。与变形前相比,变形后β相的体积分数要比变形前高。热变形促进了有片状初始α相47Zr-45Ti-5Al-3V合金的α→β相转变。51.1Zr-40.2Ti-4.5Al-4.2V合金从β单相区淬火后获得亚稳态β相组织。在室温拉伸过程中,合金将发生应力诱发马氏体转变,应力诱发马氏体的含量随应变速率和初始β相晶粒尺寸的增加而降低。应力诱发马氏体转变对51.1Zr-40.2Ti-4.5Al-4.2V合金拉伸性能有明显影响,随应变速率和初始β相晶粒尺寸的增加,应力诱发马氏体转变的触发应力增加,而抗拉强度逐渐降低。合金的加工硬化率曲线可以分成三个阶段;阶段ΙΙ和ΙΙΙ的加工硬化率随应变速率和初始β相晶粒尺寸的增加而逐渐降低。
陈士堃[10]（2019）在《偏高岭土基地聚物混凝土力学性能及微观机理研究》文中指出地聚物混凝土（geopolymerconcrete）是一种新型的混凝土材料,由于其生产能耗与碳排放量较低,因此受到了国内外学者的广泛关注。由于地聚物混凝土中的胶凝相（地聚物）与普通混凝土中的胶凝相（硅酸盐水泥）具有组成和结构上的本质区别,因此两者在力学性能上具有较大差异。针对地聚物和地聚物混凝土的力学性能已有许多学者开展了丰富的研究。本文在此基础上,针对混凝土工程应用中的一些重要力学性能,以偏高岭土基地聚物（metakaolin-based geopolymer,MKG）以及MKG混凝土为研究对象开展了深入研究,以期揭示地聚物混凝土力学性能背后的微观机理,为其工程应用提供指导。首先,针对MKG的蠕变性能,本文采用纳米压痕技术对其中凝胶相的杨氏模量、硬度和蠕变性能进行了研究,并探讨了 Si/Al比的影响。结合微观结构的表征,本文发现MKG中凝胶相的力学性能与其微结构中的特征孔尺寸存在明显的尺寸效应,配比参数Si/Al比影响特征孔尺寸进而影响力学性能。结合微观分析,本文提出了解释这一尺寸效应的壳-核模型。其次,针对MKG的干燥收缩性能,本文通过干燥试验测量了不同水固比MKG的失水-收缩曲线,发现干燥收缩率与失水率之间存在两阶段关系,同时发现孔隙结构在MKG的干燥收缩行为中起到控制作用。基于微观结构的表征,建立了考虑毛细应力、表面能变化和凝胶固结影响的物理模型,定量地估计了 MKG的收缩行为,进一步阐明了微观结构对控制地聚合物收缩的关键作用。再次,针对MKG混凝土与钢筋之间的粘结行为,本文通过静力和动力钢筋拉拔试验研究了粘结尺寸、加载速率对MKG混凝土-钢筋粘结行为的影响。发现与普通混凝土相比,MKG混凝土与钢筋之间存在更高的粘结力。传递相同的荷载,MKG混凝土比普通混凝土需要的保护层厚度和粘结长度更小。同时,加载速率对MKG混凝土-钢筋粘结性能的影响高于普通混凝土。通过力学模型的解析,揭示出地聚物-钢筋界面对粘结强度动力敏感性的决定性影响。最后,探讨了 MKG压阻功能化过程中的力-电耦合问题,本文提出了将导电聚合物引入MKG自然形成的裂缝中以实现压阻功能化的设计思路,并通过压阻试验证明了该设计思路的可行性。结合裂纹表面形貌的表征,本文还给出了解析材料压阻行为的力-电接触耦合模型,为材料的进一步优化奠定了基础。
二、试样尺寸对G_C和J_C的影响（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、试样尺寸对G_C和J_C的影响（论文提纲范文）
（1）原位合成MAX相增强TiAl基复合材料及界面的第一性原理计算（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 211系MAX相Ti_2AlC(N)及其固溶体的研究进展 |
| 1.3 TiAl金属间化合物的改性研究 |
| 1.4 第一性原理计算在界面的应用 |
| 1.5 选题意义及研究内容 |
| 2 实验与计算方法 |
| 2.1 样品制备所需原料和实验仪器 |
| 2.2 样品制备 |
| 2.3 样品表征 |
| 2.4 性能测试 |
| 2.5 第一性原理计算方法 |
| 3 原位合成Ti_2AlC增强TiAl基复合材料的研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 以石墨为碳源合成TiAl/Ti_2AlC复合材料 |
| 3.3 不同碳源原位合成TiAl/Ti_2AlC复合材料 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 原位合成Ti_2AlC(N)增强TiAl基复合材料的研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 以TiN为氮源原位合成TiAl/Ti_2AlN夏合材料 |
| 4.3 以C_3N_4为原料原位合成TiAl/Ti_2Al(C,N)复合材料 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 Si元素对原位合成TiAl/Ti_2AlC(N)复合材料的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 添加Si元素对原位合成TiAl/Ti_2AlC复合材料的影响 |
| 5.3 添加Si元素对原位合成TiAl/Ti_2AlN复合材料的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 复合材料界面的第一性原理计算 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 TiB_2/TiC复合材料界面的理论模拟与计算 |
| 6.3 Ti_2AlC/TiC复合材料界面的理论模拟与计算 |
| 6.4 TiAl/Ti_2AlC复合材料界面的理论模拟与计算 |
| 6.5 本章小结 |
| 7 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间发表论文及从事科学研究情况 |
（2）铸造GW83K镁合金疲劳应变局域化与裂纹萌生行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 镁合金塑性变形机制及其在疲劳过程中的作用 |
| 1.2.1 滑移 |
| 1.2.2 孪生 |
| 1.2.3 不同塑性变形机制在镁合金疲劳中的启动规律 |
| 1.3 晶内循环应变局域化与疲劳损伤 |
| 1.3.1 驻留滑移带(Persistent slip bands,PSBs) |
| 1.3.2 PSBs内应变局域化 |
| 1.3.3 表面应变释放(Surface relief)和挤入挤出带 |
| 1.3.4 疲劳损伤模型 |
| 1.4 晶间应变局域化与疲劳裂纹萌生 |
| 1.4.1 塑性变形在晶间传递与协调 |
| 1.4.2 晶间应变局域化与裂纹萌生 |
| 1.5 镁合金的疲劳损伤 |
| 1.5.1 镁合金疲劳损伤机制 |
| 1.5.2 影响镁合金疲劳行为的因素 |
| 1.6 选题意义及研究内容 |
| 参考文献 |
| 第二章 合金制备与试验方法 |
| 2.1 镁合金材料制备和热处理工艺 |
| 2.1.1 GW83K镁合金熔炼铸造 |
| 2.1.2 热处理工艺 |
| 2.2 拉伸和疲劳测试 |
| 2.3 显微组织观察与分析 |
| 2.3.1 OM和 LCSM金相组织观察 |
| 2.3.2 SEM表面形貌和断口观察 |
| 2.3.3 EBSD晶粒取向分布观察 |
| 2.3.4 TEM显微形貌观察和结构分析 |
| 2.4 亚晶粒尺度表面应变表征 |
| 参考文献 |
| 第三章 铸造GW83K镁合金的疲劳性能和疲劳组织特征 |
| 3.1 铸造GW83K镁合金的显微组织和拉伸性能 |
| 3.2 铸造GW83K镁合金在低应力幅加载下的疲劳行为 |
| 3.2.1 铸造GW83K镁合金的S-N曲线和疲劳强度 |
| 3.2.2 铸造GW83K镁合金的疲劳循环曲线 |
| 3.2.3 铸态GW83K镁合金的表面损伤形貌演变过程 |
| 3.2.4 固溶态和时效态GW83K镁合金的表面损伤形貌演变过程 |
| 3.3 铸造GW83K镁合金的疲劳断口分析 |
| 3.4 分析与讨论 |
| 3.4.2 T4与T6 态镁合金之间不同的PSBs模式 |
| 3.4.3 PSBs模式在较“软”和“硬”镁合金中的普适性 |
| 3.6 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 GW83K镁合金晶内应变局域化及疲劳损伤模型 |
| 4.1 不同热处理状态GW83K镁合金的疲劳循环曲线 |
| 4.2 不同热处理状态GW83K镁合金的疲劳损伤特征 |
| 4.2.1 不同热处理状态GW83K镁合金的表面疲劳损伤形貌演变过程 |
| 4.2.2 不同热处理状态GW83K镁合金的晶内疲劳损伤特征 |
| 4.3 不同热处理状态GW83K镁合金的疲劳位错组态观察 |
| 4.3.1 GW83K镁合金的循环不可逆机制和表面应变释放机制 |
| 4.4 分析与讨论 |
| 4.4.1 PSBs模式对晶内应变局域化的影响 |
| 4.4.2 GW83K镁合金的疲劳损伤模型 |
| 4.4.3 热处理状态对GW83K镁合金PSBs模式的影响机制 |
| 4.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 GW83K镁合金晶间应变局域化及疲劳裂纹萌生 |
| 5.1 T4 态镁合金表面应变局域化随加载应变幅的演化 |
| 5.1.1 T4 态镁合金在0.4%应变幅加载下的表面应变分布 |
| 5.1.2 T4 态镁合金在0.6%应变幅加载下的表面应变分布 |
| 5.2 T6 态镁合金表面应变局域化随加载应变幅的演化 |
| 5.2.1 T6 态镁合金在0.4%和0.6%应变幅加载下的表面应变分布 |
| 5.3 分析与讨论 |
| 5.3.1 PSBs模式对晶间累积应变局域化的影响 |
| 5.3.2 应变局域化对疲劳寿命的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 晶粒尺寸对不同热处理状态GW83K镁合金疲劳损伤行为和性能的影响 |
| 6.1 不同晶粒尺寸GW83K镁合金的显微组织和疲劳性能 |
| 6.1.1 不同晶粒尺寸GW83K镁合金的显微组织和拉伸性能 |
| 6.1.2 不同晶粒尺寸GW83K镁合金的疲劳性能 |
| 6.2 不同晶粒尺寸GW83K镁合金的疲劳损伤形貌 |
| 6.2.1 不同晶粒尺寸GW83K镁合金的疲劳表面损伤形貌 |
| 6.2.2 不同晶粒尺寸GW83K镁合金的疲劳断口形貌 |
| 6.3 不同晶粒尺寸GW83K镁合金的DIC表面应变表征 |
| 6.3.1 晶粒尺寸对应变局域化分布的影响 |
| 6.3.2 晶粒尺寸对应变局域化水平的影响 |
| 6.4 分析与讨论 |
| 6.4.1 晶粒尺寸对T4和T6态GW83K镁合金疲劳寿命的影响 |
| 6.4.2 应变局域化水平和分布对GW83K镁合金疲劳寿命的影响 |
| 6.4.3 影响疲劳Hall-Petch关系式中Kf的因素 |
| 6.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第七章 结论 |
| 7.1 研究结论 |
| 7.2 创新点 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间的研究成果 |
（3）层状盐岩储油库围岩力学和渗透特性及安全评价研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| 英文摘要 |
| 1 绪论 |
| 1.1 选题背景及研究意义 |
| 1.1.1 我国石油现状及战略石油储备的意义 |
| 1.1.2 我国盐岩特性及储油库建设基本条件 |
| 1.1.3 本文的研究意义 |
| 1.2 国内外研究现状 |
| 1.2.1 盐穴储库围岩力学特性及水溶造腔研究进展 |
| 1.2.2 盐穴储库围岩孔渗特性研究进展 |
| 1.2.3 盐穴储库安全评价研究进展 |
| 1.3 研究思路及研究工作 |
| 1.3.1 总体研究思路 |
| 1.3.2 主要研究工作 |
| 2 盐穴储油库选址建设宏观适宜性评估 |
| 2.1 盐穴储油库建设流程 |
| 2.1.1 地面工程 |
| 2.1.2 水溶造腔 |
| 2.1.3 原油注采 |
| 2.1.4 周期性密封检测及设备维护 |
| 2.2 盐穴储油库选址基本原则及影响因素 |
| 2.2.1 基本原则 |
| 2.2.2 影响因素 |
| 2.3 盐穴储油库选址及建设宏观适宜性评价方法 |
| 2.3.1 层次分析模型构建理论 |
| 2.3.2 储油库宏观适宜性评价方法 |
| 2.4 金坛盐矿储油库建设宏观适宜性评价 |
| 2.4.1 金坛盐矿宏观区域工程地质特征 |
| 2.4.2 金坛盐矿储油库宏观适宜性评价 |
| 2.5 本章小结 |
| 3 盐穴储油库围岩微观孔隙结构特征研究 |
| 3.1 存储介质基本物理性质 |
| 3.1.1 原油成分分析 |
| 3.1.2 卤水成分分析 |
| 3.2 储库围岩基本物理性质 |
| 3.2.1 成分分析 |
| 3.2.2 电镜扫描 |
| 3.3 基于气体吸附法的围岩孔隙结构特征分析 |
| 3.3.1 吸附理论简介 |
| 3.3.2 孔结构与吸附等温线的关系 |
| 3.3.3 试验及结果 |
| 3.4 储库围岩孔径分布特征研究 |
| 3.4.1 BJH法 |
| 3.4.2 压汞法 |
| 3.4.3 储库围岩全孔径分布特征 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 盐穴储油库围岩孔渗特性及渗流规律研究 |
| 4.1 孔渗特性测试方法及理论 |
| 4.1.1 渗透率测试方法及理论 |
| 4.1.2 孔隙度测试方法及理论 |
| 4.2 不同静水压力下围岩孔渗特征分析 |
| 4.2.1 试样制备 |
| 4.2.2 测试结果及分析 |
| 4.3 油水侵蚀下夹层及盖层孔渗特性研究 |
| 4.3.1 试样二次筛选及预处理 |
| 4.3.2 考虑滑脱效应下的绝对渗透率 |
| 4.3.3 试验结果及分析 |
| 4.4 夹层及盖层液体渗流模型的建立 |
| 4.4.1 单相液体稳定渗流基本微分方程 |
| 4.4.2 多夹层液体渗流规律研究 |
| 4.4.3 盖层液体渗流规律研究 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 油水侵蚀下夹层力学特性及劣化机制分析 |
| 5.1 夹层试样制备与试验设备 |
| 5.2 夹层单轴压缩试验 |
| 5.2.1 试验结果及应力-应变曲线分析 |
| 5.2.2 不同侵蚀条件下的损伤演化方程 |
| 5.3 夹层三轴压缩试验结果及分析 |
| 5.3.1 三轴压缩试验结果分析 |
| 5.3.2 超静孔隙流体压力对夹层强度的影响 |
| 5.4 油水侵蚀对夹层劣化机制的分析 |
| 5.4.1 油-岩作用分析及TAN演化规律 |
| 5.4.2 水-岩作用分析及p H值演化规律 |
| 5.4.3 劣化机制分析 |
| 5.5 关于夹层力学特性与渗透特性的讨论 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 盐穴储油库长期运行安全性分析 |
| 6.1 盐穴储油库三维数值建模 |
| 6.1.1 边界条件及腔体形态 |
| 6.1.2 矿柱间距的确定 |
| 6.1.3 本构模型 |
| 6.1.4 数值模型的建立 |
| 6.2 盐穴储油库稳定性分析 |
| 6.2.1 不同运行阶段压力分析 |
| 6.2.2 不同工况储库稳定性风险评估 |
| 6.3 盐穴储油库密闭性分析 |
| 6.3.1 运行条件及评价标准 |
| 6.3.2 渗流范围分析 |
| 6.3.3 孔隙压力变化分析 |
| 6.3.4 渗漏量分析 |
| 6.3.5 综合分析结果 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 结论与展望 |
| 7.1 主要结论 |
| 7.2 创新点 |
| 7.3 展望 |
| 参考文献 |
| 附录 |
| A 作者学习期间以第一作者完成的论文 |
| B 作者学习期间发表的专利 |
| C 作者学习期间参加的科研项目 |
| D 作者学习期间获得的荣誉和奖励 |
| E 学位论文数据集 |
| 致谢 |
（4）结构钢动态本构模型与方形高强CFST构件抗侧向冲击性能（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究的背景和意义 |
| 1.2 相关课题研究现状 |
| 1.2.1 材料动态力学性能研究 |
| 1.2.2 高强钢管混凝土构件静、动力性能研究 |
| 1.2.3 钢管混凝土构件抗冲击性能研究 |
| 1.2.4 文献概述及存在的主要问题 |
| 1.3 本文的主要研究内容 |
| 第2章 S690高强结构钢动态力学性能研究 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 试验概况 |
| 2.2.1 材料 |
| 2.2.2 试样尺寸与制备 |
| 2.2.3 试验设备与原理 |
| 2.3 试验结果及分析 |
| 2.3.1 准静态试验 |
| 2.3.2 中应变率试验 |
| 2.3.3 高应变率试验 |
| 2.4 应变率效应模型 |
| 2.4.1 C-S模型 |
| 2.4.2 J-C模型 |
| 2.4.3 M-J-C模型 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 不同强度结构钢动态力学本构模型 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 结构钢的动态试验数据库 |
| 3.2.1 数据库建立 |
| 3.2.2 数据库完善 |
| 3.3 动态力学本构模型 |
| 3.3.1 动态应力-应变关系 |
| 3.3.2 动态屈服强度 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 方形高强钢管混凝土侧向冲击试验研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 试验概况 |
| 4.2.1 试验设计 |
| 4.2.2 试件制备 |
| 4.2.3 材料性能 |
| 4.2.4 试验设备与试验过程 |
| 4.3 试验结果与分析 |
| 4.3.1 冲击过程 |
| 4.3.2 破坏模态 |
| 4.3.3 冲击力 |
| 4.3.4 变形 |
| 4.3.5 能量吸收 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 方形高强钢管混凝土侧向冲击有限元分析 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 有限元模型与验证 |
| 5.2.1 模型建立 |
| 5.2.2 材料模型 |
| 5.2.3 模型验证 |
| 5.3 动态力学本构模型差异的影响 |
| 5.3.1 模型概况 |
| 5.3.2 钢材动态本构模型构建 |
| 5.3.3 有限元结果与分析 |
| 5.4 全过程分析 |
| 5.4.1 模型概况 |
| 5.4.2 无轴力工况 |
| 5.4.3 轴力-侧向冲击耦合工况 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 方钢管混凝土构件动力响应研究与侧向冲击承载力计算方法 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 动力响应参数分析 |
| 6.2.1 参数情况 |
| 6.2.2 参数分析结果 |
| 6.2.3 参数分析总结 |
| 6.3 冲击承载力计算方法 |
| 6.3.1 现有抗冲击设计方法 |
| 6.3.2 基于m-v-n相关关系的冲击承载力计算方法 |
| 6.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 附录Ⅰ 以往研究中结构钢动态力学性能试验数据 |
| 附录Ⅱ 方钢管混凝土构件m-v-n相关关系数据 |
| 附录Ⅲ 基于Light GBM框架的机器学习Python程序 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其他成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（5）混凝土的徐变及其对构件受力性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究目的与意义 |
| 1.2 普通混凝土徐变研究现状 |
| 1.2.1 徐变影响因素 |
| 1.2.2 徐变模型 |
| 1.2.3 混凝土徐变后卸载变形恢复研究现状 |
| 1.3 钢筋混凝土构件徐变研究现状 |
| 1.3.1 钢筋混凝土轴压柱徐变 |
| 1.3.2 混凝土梁徐变 |
| 1.3.3 徐变后的混凝土柱和梁受力性能 |
| 1.4 高强混凝土徐变及活性粉末混凝土徐变现状 |
| 1.4.1 高强混凝土徐变 |
| 1.4.2 活性粉末混凝土徐变 |
| 1.5 存在的问题 |
| 1.6 本文的研究内容 |
| 第2章 混凝土受压徐变试验及受压徐变模型修正 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 试件设计及试验方法 |
| 2.2.1 混凝土材料性能 |
| 2.2.2 试件设计及制作 |
| 2.2.3 试验方案 |
| 2.3 对试验结果的分析 |
| 2.3.1 收缩试验结果 |
| 2.3.2 徐变试验结果 |
| 2.3.3 徐变值与现有模型对比 |
| 2.4 修正的混凝土徐变模型 |
| 2.4.1 弹性模量评估 |
| 2.4.2 掺矿物掺合料的混凝土徐变模型 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 混凝土徐变后卸载应变恢复规律 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 试验设计 |
| 3.2.1 试验方案设计 |
| 3.2.2 试件材料选用和配合比 |
| 3.2.3 混凝土抗压强度 |
| 3.2.4 试验装置及试验过程 |
| 3.3 试验结果 |
| 3.3.1 瞬时恢复应变 |
| 3.3.2 弹性后效 |
| 3.4 试验结果分析 |
| 3.4.1 瞬时恢复应变结果分析 |
| 3.4.2 瞬时应变恢复模型 |
| 3.4.3 弹性后效结果分析 |
| 3.4.4 弹性后效模型 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 钢筋混凝土短柱徐变及徐变后力学性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 材料性能及试件设计 |
| 4.2.1 混凝土和钢筋材料性能 |
| 4.2.2 试件设计 |
| 4.3 钢筋混凝土轴压短柱徐变 |
| 4.3.1 试验温湿度情况 |
| 4.3.2 钢筋混凝土短柱收缩 |
| 4.3.3 钢筋混凝土短柱轴压徐变结果 |
| 4.3.4 考虑应力重分布的钢筋混凝土短柱徐变分析 |
| 4.3.5 钢筋混凝土轴心受压短柱徐变计算模型 |
| 4.4 钢筋混凝土轴压短柱徐变后力学性能 |
| 4.4.1 钢筋混凝土轴压短柱徐变后继续加载至受压破坏试验 |
| 4.4.2 钢筋混凝土短柱受压破坏试验结果 |
| 4.4.3 徐变对钢筋混凝土轴压短柱峰值压应变的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 大比例尺钢筋混凝土柱徐变及徐变后力学性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 试件设计与制作 |
| 5.2.1 试件设计 |
| 5.2.2 试件制作及加载 |
| 5.3 大比例尺钢筋混凝土轴压柱徐变 |
| 5.3.1 试验温湿度变化 |
| 5.3.2 钢筋混凝土轴压柱徐变试验结果 |
| 5.3.3 考虑尺寸效应的钢筋混凝土轴压柱徐变模型 |
| 5.4 大比例尺钢筋混凝土轴压柱徐变后力学性能 |
| 5.4.1 大比例尺钢筋混凝土轴压柱徐变后继续加载至破坏试验 |
| 5.4.2 大比例尺钢筋混凝土柱徐变后继续加载至破坏试验结果 |
| 5.4.3 徐变对大比例尺钢筋混凝土轴压柱中混凝土强度影响 |
| 5.4.4 徐变对大比例尺钢筋混凝土轴压柱峰值压应变的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 混凝土梁徐变及徐变后力学性能 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 试验方案 |
| 6.2.1 材料特性 |
| 6.2.2 混凝土配合比设计 |
| 6.2.3 试件设计 |
| 6.2.4 试件加载 |
| 6.2.5 加载阶段及徐变阶段数据采集 |
| 6.3 混凝土梁徐变 |
| 6.3.1 加载参数及环境温湿度 |
| 6.3.2 加载时试验梁不同高度处应变 |
| 6.3.3 试验梁曲率徐变 |
| 6.3.4 曲率徐变计算模型 |
| 6.3.5 梁受压区边缘混凝土压应变徐变计算模型 |
| 6.3.6 试验梁跨中挠度徐变 |
| 6.3.7 梁跨中挠度徐变计算模型 |
| 6.4 混凝土梁徐变后受力性能 |
| 6.4.1 徐变后继续加载至受弯破坏试验 |
| 6.4.2 试验梁受压边缘混凝土极限压应变计算方法 |
| 6.5 本章小结 |
| 结论 |
| 附录A 活性粉末混凝土棱柱体受压徐变 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（6）高压电缆交联聚乙烯绝缘长期服役后的性能变化研究（论文提纲范文）
| 0 引言 |
| 1 试验 |
| 1.1 试样制备 |
| 1.2 工频击穿试验 |
| 1.3 热刺激电流测量 |
| 1.4 空间电荷测量 |
| 2 试验结果 |
| 2.1 工频击穿场强对比 |
| 2.2 电荷陷阱特性对比 |
| 2.3 空间电荷特性的比较 |
| 3 分析与讨论 |
| 4 结论 |
（7）氢含量对锆合金力学行为影响规律研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 绪论 |
| 2.1 锆合金 |
| 2.1.1 概述 |
| 2.1.2 锆的起源 |
| 2.1.3 锆的基本性能及特点 |
| 2.1.4 锆的合金化及常见锆合金 |
| 2.2 锆合金的吸氢行为 |
| 2.2.1 锆合金的吸氢形式 |
| 2.2.2 锆合金的吸氢机制 |
| 2.2.3 氢在锆合金中的存在形式 |
| 2.2.4 氢化物的析出及其影响因素 |
| 2.3 氢对锆合金力学性能影响的研究现状 |
| 2.3.1 氢对锆合金拉伸性能的影响 |
| 2.3.2 氢对锆合金疲劳性能的影响 |
| 2.3.3 氢对锆合金其它力学性能的影响 |
| 2.4 本论文的研究意义及内容 |
| 2.4.1 研究意义 |
| 2.4.2 研究内容 |
| 3 实验材料及方法 |
| 3.1 实验材料 |
| 3.1.1 锆合金管材 |
| 3.1.2 锆合金板材 |
| 3.2 实验方法 |
| 3.2.1 吸氢实验 |
| 3.2.2 氢含量的测定 |
| 3.2.3 拉伸试验 |
| 3.2.4 先进鼓胀试验 |
| 3.2.5 原位疲劳试验 |
| 3.2.6 显微组织观察与分析 |
| 3.2.7 X射线衍射分析 |
| 4 锆合金吸氢规律研究 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 渗氢时间对锆合金吸氢行为的影响 |
| 4.2.1 实验过程简述 |
| 4.2.2 渗氢时间对锆合金吸氢量的影响 |
| 4.2.3 渗氢时间对氢化物分布及相结构的影响 |
| 4.2.4 分析讨论 |
| 4.3 退火工艺对氢化物分布和相结构的影响 |
| 4.3.1 400℃/6h退火处理 |
| 4.3.2 400℃/96h退火处理 |
| 4.3.3 分析讨论 |
| 4.4 成分及显微组织对锆合金吸氢规律的影响 |
| 4.4.1 实验过程简述 |
| 4.4.2 不同显微组织的SZA-4锆管的吸氢规律 |
| 4.4.3 不同显微组织的SZA-6锆管的吸氢规律 |
| 4.4.4 分析讨论 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 氢含量对锆合金板状试样拉伸变形行为影响规律研究 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 实验过程简述 |
| 5.3 氢含量对锆合金板状试样室温拉伸变形行为的影响 |
| 5.3.1 室温拉伸性能 |
| 5.3.2 室温拉伸变形的原位观察 |
| 5.3.3 断口形貌观察 |
| 5.3.4 TEM分析 |
| 5.4 氢含量对锆合金板状试样300℃拉伸变形行为的影响 |
| 5.4.1 300℃拉伸性能 |
| 5.4.2 300℃拉伸变形的原位观察 |
| 5.4.3 断口形貌观察 |
| 5.4.4 TEM分析 |
| 5.5 分析讨论 |
| 5.5.1 氢含量对锆合金板状试样拉伸性能的影响 |
| 5.5.2 氢含量对锆合金板状试样变形行为的影响 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 氢含量对锆合金环状试样环向变形行为影响规律研究 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 实验过程简述 |
| 6.3 氢含量对锆合金环状试样鼓胀变形行为的影响 |
| 6.3.1 鼓胀变形 |
| 6.3.2 断口形貌观察 |
| 6.4 氢含量对锆合金环状试样环向拉伸变形行为的影响 |
| 6.4.1 环向拉伸变形 |
| 6.4.2 断口形貌观察 |
| 6.5 原位观察吸氢锆合金环状试样环向拉伸变形行为 |
| 6.6 分析讨论 |
| 6.7 本章小结 |
| 7 氢含量对锆合金疲劳裂纹萌生与扩展行为影响规律研究 |
| 7.1 前言 |
| 7.2 实验过程简述 |
| 7.3 氢含量对锆合金室温疲劳裂纹萌生与扩展行为的影响 |
| 7.3.1 室温疲劳裂纹萌生与扩展的原位观察 |
| 7.3.2 室温疲劳寿命 |
| 7.3.3 室温疲劳裂纹扩展速率 |
| 7.3.4 疲劳断口形貌观察 |
| 7.4 氢含量对锆合金300℃疲劳裂纹萌生与扩展行为的影响 |
| 7.4.1 300℃疲劳裂纹萌生与扩展的原位观察 |
| 7.4.2 300℃疲劳寿命 |
| 7.4.3 300℃疲劳裂纹扩展速率 |
| 7.4.4 疲劳断口形貌观察 |
| 7.5 分析讨论 |
| 7.5.1 氢含量对锆合金疲劳裂纹萌生行为的影响 |
| 7.5.2 氢含量对锆合金疲劳裂纹扩展行为的影响 |
| 7.6 本章小结 |
| 8 结论 |
| 9 本论文主要创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（8）先进PM高温合金FGH98制备和性能表征相关基础问题的研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 镍基粉末高温合金发展现状 |
| 2.2 镍基粉末高温合金涡轮盘制备工艺 |
| 2.2.1 母合金冶炼工艺 |
| 2.2.2 粉末制备与粉末预处理工艺 |
| 2.2.3 粉末热固结工艺 |
| 2.2.4 涡轮盘成形工艺 |
| 2.2.5 热处理工艺 |
| 2.3 镍基粉末高温合金成分特征 |
| 2.4 镍基粉末高温合金组织特征 |
| 2.4.1 γ'相 |
| 2.4.2 碳化物、硼化物 |
| 2.5 镍基粉末高温合金组织调控研究进展 |
| 2.6 镍基粉末高温合金性能研究进展 |
| 2.7 研究意义与内容 |
| 3 FGH98合金热变形行为及其对后续热处理态组织影响 |
| 3.1 实验材料与方法 |
| 3.2 热挤压态FGH98合金显微组织 |
| 3.3 热挤压态FGH98合金热变形行为特征 |
| 3.4 热挤压态FGH98合金本构模型的构建 |
| 3.4.1 峰值应力本构模型 |
| 3.4.2 应变补偿本构模型 |
| 3.5 热变形组织与热加工性能 |
| 3.5.1 变形温度对变形组织的影响 |
| 3.5.2 应变速率对变形组织的影响 |
| 3.5.3 热挤压态FGH98合金热加工性能 |
| 3.6 变形条件对过固溶处理显微组织影响 |
| 3.6.1 变形温度对过固溶热处理显微组织影响 |
| 3.6.2 应变速率对过固溶热处理显微组织影响 |
| 3.7 变形条件对亚固溶处理影响 |
| 3.7.1 变形温度对亚固溶热处理显微组织影响 |
| 3.7.2 应变速率对亚固溶热处理显微组织影响 |
| 3.8 本章小结 |
| 4 FGH98合金γ'相溶解与析出行为 |
| 4.1 实验材料与方法 |
| 4.2 FGH98合金等温锻造态γ'相形貌 |
| 4.3 γ'相溶解行为 |
| 4.3.1 连续加热过程中γ'相形貌变化 |
| 4.3.2 加热时间对γ'相形貌的影响 |
| 4.3.3 γ'相溶解行为影响因素分析 |
| 4.3.4 γ'相溶解动力学分析 |
| 4.3.5 γ'相溶解过程中的团聚与粗化行为 |
| 4.4 γ'相的析出行为 |
| 4.4.1 冷却过程中γ'相的演变 |
| 4.4.2 冷却过程中γ'相析出机理与形貌演变规律 |
| 4.5 本章小结 |
| 5 FGH98合金拉伸和蠕变变形行为与机制 |
| 5.1 实验材料与方法 |
| 5.2 温度对合金拉伸行为的影响 |
| 5.2.1 固溶处理显微组织 |
| 5.2.2 不同温度下的拉伸性能 |
| 5.2.3 拉伸变形后的显微组织 |
| 5.3 γ'相尺寸对合金拉伸行为的影响 |
| 5.3.1 不同冷却方式下时效后显微组织 |
| 5.3.2 不同冷却方式下合金750 ℃拉伸性能 |
| 5.3.3 拉伸变形后显微组织 |
| 5.4 合金拉伸变形行为与机制 |
| 5.4.1 拉伸变形机制 |
| 5.4.2 温度对拉伸变形行为的影响 |
| 5.4.3 γ'相尺寸对拉伸行为的影响 |
| 5.5 合金的蠕变变形行为与机制 |
| 5.5.1 热处理后合金显微组织 |
| 5.5.2 蠕变性能曲线 |
| 5.5.3 蠕变后显微组织特征 |
| 5.5.4 显微组织对蠕变的影响 |
| 5.5.5 蠕变变形机制 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 FGH98合金的化学成分评估分析 |
| 6.1 FGH98合金的相组成 |
| 6.2 合金元素对平衡相析出规律的影响 |
| 6.2.1 固溶强化元素的影响 |
| 6.2.2 析出强化元素的影响 |
| 6.2.3 特定合金元素组合比对合金平衡相的影响 |
| 6.2.4 晶界强化元素的影响 |
| 6.3 合金元素对性能影响 |
| 6.3.1 合金元素对抗蠕变性能的影响 |
| 6.3.2 合金元素对抗氧化性能的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 结论 |
| 8 主要创新点 |
| 参考文献 |
| 作者简介及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（9）ZrTiAlV合金热变形行为及组织与力学性能的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题背景及意义 |
| 1.2 锆和锆合金的性质以及研究进展 |
| 1.2.1 锆和锆合金的性质 |
| 1.2.2 锆及锆合金的研究进展 |
| 1.3 锆合金的显微组织特征 |
| 1.3.1 Zr-Nb合金的显微组织特征 |
| 1.3.2 ZrTiAlV合金的显微组织特征 |
| 1.4 锆及锆合金的相变特点 |
| 1.4.1 金属Zr的相变特点 |
| 1.4.2 合金元素对锆合金相变的影响 |
| 1.4.3 锆合金的非平衡相变特征 |
| 1.5 锆合金的塑性变形 |
| 1.6 金属材料热加工特性的研究 |
| 1.6.1 热变形行为的研究方法 |
| 1.6.2 基于热加工图金属材料热变形行为的研究 |
| 1.7 本文主要研究内容 |
| 第2章 实验内容及研究方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 热处理实验 |
| 2.3 热变形实验 |
| 2.4 拉伸测试实验 |
| 2.5 微观组织分析 |
| 2.5.1 金相组织观察 |
| 2.5.2 XRD物相分析 |
| 2.5.3 SEM显微组织观察 |
| 2.5.4 TEM显微组织观察 |
| 第3章 具有粗大β相晶粒的 47Zr-45Ti-5Al-3V合金热变形行为的研究 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 实验材料及方法 |
| 3.2.1 实验材料 |
| 3.2.2 热变形实验 |
| 3.2.3 显微组织观察 |
| 3.3 实验结果和分析 |
| 3.3.1 真应力-应变曲线 |
| 3.3.2 热变形本构方程 |
| 3.3.3 热变形后的显微组织 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 初始β相晶粒尺寸对 47Zr-45Ti-5Al-3V合金热变形行为的影响 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 实验材料及方法 |
| 4.2.1 实验材料 |
| 4.2.2 热变形实验 |
| 4.2.3 显微组织观察 |
| 4.3 实验结果与讨论 |
| 4.3.1 真应力-应变曲线 |
| 4.3.2 热变形本构方程 |
| 4.3.3 47Zr-45Ti-5Al-3V合金的热加工图分析 |
| 4.3.4 热变形后的显微组织 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 具有片状初始α相组织的 47Zr-45Ti-5Al-3V合金热变形行为的研究 |
| 5.1 前言 |
| 5.2 实验材料及方法 |
| 5.2.1 实验材料 |
| 5.2.2 热变形实验 |
| 5.2.3 显微组织观察 |
| 5.3 实验结果与讨论 |
| 5.3.1 真应力-应变曲线 |
| 5.3.2 热变形本构方程 |
| 5.3.3 热变形后的显微组织 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 热变形对 47Zr-45Ti-5Al-3V合金α → β相变的影响 |
| 6.1 前言 |
| 6.2 实验材料及方法 |
| 6.2.1 实验材料 |
| 6.2.2 热变形实验 |
| 6.2.3 维氏硬度的测量 |
| 6.2.4 显微组织观察 |
| 6.2.5 XRD物相分析 |
| 6.3 实验结果 |
| 6.3.1 热变形前合金的相组成和显微组织 |
| 6.3.2 热变形后合金的相组成和显微组织 |
| 6.3.3 47Zr-45Ti-5Al-3V合金变形后的硬度 |
| 6.4 分析与讨论 |
| 6.4.1 应变速率和变形温度对于a → β相变的影响 |
| 6.4.2 a → β相转变对合金硬度的影响 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 应力诱发马氏体转变对51.1Zr-40.2Ti-4.5Al-4.2V合金力学性能的影响 |
| 7.1 前言 |
| 7.2 实验材料及方法 |
| 7.2.1 实验材料 |
| 7.2.2 拉伸测试实验 |
| 7.2.3 显微组织观察 |
| 7.2.4 XRD物相分析 |
| 7.3 结果与讨论 |
| 7.3.1 合金拉伸变形前的相组成和显微组织 |
| 7.3.2 合金变拉伸形后的相组成和显微组织 |
| 7.3.3 拉伸应力应变曲线 |
| 7.3.4 加工硬化行为 |
| 7.3.5 拉伸断口组织形貌 |
| 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 |
（10）偏高岭土基地聚物混凝土力学性能及微观机理研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1. 研究背景和意义 |
| 1.2. 地聚物的基本力学性能 |
| 1.2.1. 地聚物基本力学性能的影响因素 |
| 1.2.2. 地聚物基本力学性能的改良 |
| 1.3. 地聚物混凝土力学性能的深入研究 |
| 1.3.1. 动力条件下的力学性能 |
| 1.3.2. 多轴应力下的力学性能 |
| 1.3.3. 断裂力学性能 |
| 1.3.4. 高温力学性能 |
| 1.3.5. 长期力学性能 |
| 1.4. 地聚物混凝土构件的力学性能 |
| 1.4.1. 地聚物混凝土梁的力学性能 |
| 1.4.2. 地聚物混凝土板的力学性能 |
| 1.4.3. 地聚物混凝土柱的力学性能 |
| 1.4.4. 地聚物混凝土结构中的粘结力学性能 |
| 1.5. 目前地聚物混凝土力学性能研究中存在的问题 |
| 1.6. 本文的主要研究内容 |
| 1.7. 本章参考文献 |
| 第2章 地聚物的蠕变性能 |
| 2.1. 引言 |
| 2.2. 试验方法 |
| 2.2.1. 材料 |
| 2.2.2. 地聚物胶凝材料的制备 |
| 2.2.3. 纳米压痕试验 |
| 2.2.4. 扫描电镜和能谱仪表征 |
| 2.2.5. 压汞孔隙测定 |
| 2.3. 分析方法 |
| 2.3.1. 硬度和杨氏模量 |
| 2.3.2. 蠕变模量和特征时间 |
| 2.4. 结果 |
| 2.4.1. 杨氏模量和硬度 |
| 2.4.2. 纳米压痕蠕变性能 |
| 2.4.3. 凝胶相组成 |
| 2.4.4. 凝胶的微观表征 |
| 2.4.5. 孔隙结构 |
| 2.5. 讨论 |
| 2.5.1. 配比对孔隙结构的影响 |
| 2.5.2. 孔隙结构与力学行为的关系 |
| 2.6. 本章小结 |
| 2.7. 本章附录A |
| 2.8. 本章附录B |
| 2.9. 本章附录C |
| 2.10. 本章参考文献 |
| 第3章 地聚物的干燥收缩性能 |
| 3.1. 引言 |
| 3.2. 试验方法 |
| 3.2.1. 材料与制备 |
| 3.2.2. 净浆干燥收缩试验 |
| 3.2.3. 压汞孔隙测定 |
| 3.2.4. 扫描电镜表征 |
| 3.3. 结果和讨论 |
| 3.3.1. 干燥收缩-失水关系 |
| 3.3.2. 地聚物中的孔隙系统 |
| 3.3.3. 基于微观结构的干燥收缩行为建模 |
| 3.3.4. 进一步讨论 |
| 3.4. 本章小结 |
| 3.5. 本章参考文献 |
| 第4章 地聚物混凝土与钢筋的粘结性能 |
| 4.1. 引言 |
| 4.2. 粘结尺寸对粘结性能的影响 |
| 4.2.1. 试验方法 |
| 4.2.2. 试验结果与讨论 |
| 4.3. 加载速率对粘结性能的影响 |
| 4.3.1. 试验方法 |
| 4.3.2. 试验结果与讨论 |
| 4.4. 本章小结 |
| 4.5. 本章附录A |
| 4.6. 本章参考文献 |
| 第5章 地聚物压阻功能化的力-电耦合问题 |
| 5.1. 引言 |
| 5.2. 试验方法 |
| 5.2.1. 材料 |
| 5.2.2. 样品制备 |
| 5.2.3. 压阻效应测量 |
| 5.2.4. 变形测量 |
| 5.2.5. 裂纹表面宏观形貌测量 |
| 5.2.6. 裂纹表面微观形貌观察 |
| 5.3. 结果和讨论 |
| 5.3.1. 单一裂纹的压阻行为 |
| 5.3.2. 裂纹表面形貌 |
| 5.3.3. 单一裂纹压阻行为的解析模型 |
| 5.3.4. 多裂纹样品的压阻行为 |
| 5.4. 本章小结 |
| 5.5. 本章参考文献 |
| 第6章 总结与展望 |
| 6.1. 本文的主要结论 |
| 6.2. 本文的创新点 |
| 6.3. 未来研究展望 |
| 作者简历和科研成果 |
四、试样尺寸对G_C和J_C的影响（论文参考文献）
- [1]原位合成MAX相增强TiAl基复合材料及界面的第一性原理计算[D]. 宋晓杰. 山东科技大学, 2018(03)
- [2]铸造GW83K镁合金疲劳应变局域化与裂纹萌生行为研究[D]. 潘吉鹏. 上海交通大学, 2019(06)
- [3]层状盐岩储油库围岩力学和渗透特性及安全评价研究[D]. 张楠. 重庆大学, 2019(01)
- [4]结构钢动态本构模型与方形高强CFST构件抗侧向冲击性能[D]. 杨晓强. 哈尔滨工业大学, 2020(01)
- [5]混凝土的徐变及其对构件受力性能的影响[D]. 陈庞. 哈尔滨工业大学, 2020
- [6]高压电缆交联聚乙烯绝缘长期服役后的性能变化研究[J]. 任广振,吴健儿,李翔翔,邓显波,李富平,王诗航. 绝缘材料, 2020(07)
- [7]氢含量对锆合金力学行为影响规律研究[D]. 张寅. 北京科技大学, 2021
- [8]先进PM高温合金FGH98制备和性能表征相关基础问题的研究[D]. 黄海亮. 北京科技大学, 2020
- [9]ZrTiAlV合金热变形行为及组织与力学性能的研究[D]. 谭元标. 燕山大学, 2016(01)
- [10]偏高岭土基地聚物混凝土力学性能及微观机理研究[D]. 陈士堃. 浙江大学, 2019