一、TEM OBSERVATIONS OF THE DEVELOPMENT OF THE DISLOCATION ARRANGEMENTS DURING CYCLIC HARDENING（论文文献综述）
潘吉鹏[1]（2019）在《铸造GW83K镁合金疲劳应变局域化与裂纹萌生行为研究》文中研究表明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。
张剑锋[2]（2014）在《奥氏体不锈钢服役损伤的非线性超声检测与评价研究》文中进行了进一步梳理奥氏体不锈钢设备被广泛用于石化、电力等行业,然而疲劳、过度变形等损伤一直是威胁其长周期服役安全的潜在因素,此类损伤的定量识别和有效检出是设备安全领域的研究热点和难点。传统的无损检测技术,如射线、超声、磁粉等,仅能有效检出裂纹、夹杂等材料缺失类缺陷,对于威胁更大的位错、滑移等微纳尺度损伤的早期检出无能为力。近期的研究表明,非线性超声对材料中微纳尺度的损伤如位错、滑移等较敏感。然而现有工作多局限于铝、铜等较简单的金属材料,是否可用于奥氏体不锈钢等工程结构材料和设备仍需进一步研究探讨。本文基于非线性超声波动理论,开展了利用非线性超声技术检测奥氏体不锈钢的疲劳、拉伸以及棘轮损伤的实验研究,得到了奥氏体不锈钢微观结构演化、材料损伤与超声非线性参量的关联,建立了混合位错与超声非线性响应的理论模型,为非线性超声技术用于奥氏体不锈钢设备的损伤早期检测与评价提供了基础。主要研究工作和结论如下：（1）基于位错理论的超声非线性与损伤关联模型。研究发现刃型位错与螺型位错对超声非线性的响应不同,刃型位错的超声非线性响应高于螺型位错,经典的位错模型忽略了二者的差异,造成较大误差。本文提出了超声非线性混合位错模型,与Hikata、Cash等人提出的超声非线性模型相比,所建立的混合位错模型更好地预测冷轧304不锈钢塑性变形导致的超声非线性参量变化。（2）拉伸载荷下奥氏体不锈钢塑性损伤的非线性超声评价。进行了304不锈钢不同塑性变形程度的拉伸试验,测量了不同塑性损伤的超声纵波非线性参量和瑞利表面波非线性参量,建立了超声非线性参量与塑性损伤（变形）的函数关联。基于TEM观察位错微观结构数据,利用混合位错模型对304不锈钢拉伸塑性损伤过程中超声非线性参量的变化进行了理论预测。结果表明,由于拉伸变形过程中位错增殖以及形变马氏体相增加,超声纵波非线性参量和瑞利表面波非线性参量均随塑性损伤的增加而增大；超声非线性参量增加率随塑性损伤增加而上升的现象与刃型位错比例分数的增加有关；两种非线性超声参量的应力指数存在差异,主要是由材料近表面和内部损伤分布的差异导致。（3）奥氏体不锈钢低周疲劳损伤的非线性超声评价。进行了应力控制下的304不锈钢低周疲劳实验,测量了不同疲劳损伤的超声非线性参量,提出了内应力相关的超声非线性位错单极子与偶极子模型。基于TEM观察的位错微观结构数据,利用该模型对304不锈钢低周疲劳损伤过程中超声非线性参量的变化进行了理论解释。结果表明：低周疲劳损伤与超声非线性参量呈非单调的关系；疲劳损伤第一阶段超声非线性参量的增加主要是由于平面位错状态位错单极子和偶极子密度的上升,而第二阶段超声非线性参量的下降主要是由于伴随着位错墙和位错胞结构的形成而导致的位错单极子密度下降和偶极子高度减小。（4）奥氏体不锈钢循环软硬化行为的非线性超声技术表征。将应力控制下304不锈钢低周疲劳损伤过程中超声非线性参量与应变幅演化进行关联,发现304不锈钢低周疲劳第一次循环硬化和循环软化行为导致超声非线性增加,而二次循环硬化行为却引起超声非线性下降。这两种循环硬化行为导致不同超声非线性响应的原因在于硬化机制的差异。第一次循环硬化过程中超声非线性的增加是由于平面位错状态下位错密度的增加所导致；而二次循环硬化过程中超声非线性的下降在于位错胞结构的形成和发展,另外,马氏体相对超声非线性的增加也产生了一定影响,具体取决于加载应力幅。（5）奥氏体不锈钢棘轮损伤的非线性超声评价。进行了304不锈钢的棘轮损伤实验,测量了棘轮损伤的超声非线性参量,结合相同应力幅加载情况下疲劳损伤的超声非线性参量变化,对棘轮损伤过程中超声非线性演化规律及其内在机理进行了探讨。结果表明：棘轮损伤初期超声非线性参量显着增加是由于平面位错结构中位错密度的增加,而随后下降是因为形成了位错墙和位错胞结构,最后超声非线性的温和上升则与马氏体相的形成有关；与相同加载条件下疲劳损伤超声非线性参量演化相比,棘轮损伤的超声非线性参量总体要大,但是超声非线性峰值出现的周次更晚,这与棘轮损伤过程中产生了更多的位错和马氏体相且位错演化速度更慢有关。（6）奥氏体不锈钢损伤模式与超声非线性响应关联的探讨。对拉伸塑性损伤、疲劳损伤和棘轮损伤模式下不同损伤程度试样进行力学性能分析,并将其超声非线性参量与屈服强度进行关联。结果表明：超声非线性参量对拉伸、疲劳和棘轮损伤304不锈钢强度存在不同响应,其中对疲劳损伤导致的强度变化响应最为显着,其次为棘轮损伤,最后是拉伸塑性损伤。主要原因在于304不锈钢强度与超声非线性参量对不同损伤模式下材料微观组织的响应不同,强度对于马氏体相变量的敏感性高于超声非线性参量的敏感性。
张耀莉[3]（2020）在《新型高温结构材料拉伸和低周疲劳行为研究》文中进行了进一步梳理本文采用了 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。
夏书乐[4]（2019）在《低碳高硅马氏体高强钢组织与力学性能研究》文中进行了进一步梳理本文原创设计一类适于拼装固定型重载铁路辙叉用的全新低碳高硅MnSiCrMoNi系马氏体钢,以这类钢为研究对象,并与传统00Ni18Co9Mo4Ti马氏体时效钢做对比研究。首先优化了新型低碳高硅马氏体钢的热处理工艺,然后,利用金相、XRD、SEM、TEM,以及拉伸、冲击、摩擦磨损和应变疲劳等研究方法和手段,对两类钢的宏微观组织、相组成,常规力学性能、断裂韧性和疲劳性能以及磨损性能进行了系统研究。得出如下主要结论:22MnSi2CrMoNi钢经900°C奥氏体化水淬后320°C回火处理获得最优强韧配合,其强塑性与00Ni18Co9Mo4Ti马氏体时效钢相当,冲击韧性比马氏体时效钢高14.3%,综合力学性能达到马氏体时效钢水平,适合于制造固定型拼装重载铁路辙叉。钢中存在的高密度位错及弥散分布的细小?-碳化物保证了超高强度,同时,?-碳化物的析出降低了马氏体中的C含量,调整晶格畸变,保证了高韧性。22MnSi2CrMoNi钢具有与马氏体时效钢相当的疲劳性能,但其耐磨性略低于马氏体时效钢。这类低碳高硅马氏体钢具有优异疲劳性能的原因是,其具有高的屈服强度及较好的塑性、韧性,能够表现更大的塑性变形,抑制了疲劳裂纹的形成及扩展;另外,薄膜状残余奥氏体应变诱发马氏体相变钝化裂纹尖端,进一步抑制了疲劳裂纹扩展。两种钢耐磨性的差异主要取决于其磨损机理,22MnSi2CrMoNi钢以磨粒磨损为主,表面吸附氧化物少,不利于润滑,同时摩擦升温相当于对其进行回火,降低表层硬度进而加速磨损;而马氏体时效钢以粘着磨损为主,表面吸附的大量氧化物相当于固体润滑剂,同时起到隔热作用,降低表层温度,进而削弱磨损。18Mn3Si2CrMo和18Mn3Si2CrMoNi两种低碳高硅马氏体钢的相变动力学,微观组织及力学性能随等温温度的变化规律相同。这两种钢在冷却过程中均先生成部分马氏体,在随后等温过程中发生贝氏体相变,形成由低碳马氏体、低温贝氏体及高碳残余奥氏体多相组成的混合组织。在较低等温温度下,先生成的尺寸细小的马氏体在等温过程中得到充分回火,配合一定量高强韧贝氏体及高韧性的残余奥氏体使得材料获得最优强韧性。随着等温温度升高,贝氏体及马氏体板条明显粗化,不稳定块状残余奥氏体大幅度增加,降低了材料的冲击韧性。等温相变温度为315°C时,大幅度增加的不稳定大块状残余奥氏体过早的向马氏体的转变降低了材料的过渡疲劳寿命。试验钢的总疲劳寿命受各相协调作用的影响,使得不同总应变幅下的疲劳寿命存在差异;对材料的总疲劳寿命起主要作用的是高强韧性的低碳马氏体组织含量及残余奥氏体的形态,起次要作用的高强韧贝氏体组织含量及总残余奥氏体含量。
赵晓洁[5]（2020）在《第二相析出对无碳化物贝氏体钢相变、组织及性能的影响》文中研究说明无碳化物贝氏体钢具有优异的综合性能,其开发和研究具有重要的应用意义。本文以中碳、高碳无碳化物贝氏体钢为研究对象,利用微合金化处理引入第二相,研究第二相析出对无碳化物贝氏体钢相变机理、微观组织以及常规力学性能和疲劳性能的影响,以达到加速贝氏体相变、提高贝氏体钢性能的目的。创新性地采用原位透射手段,观察中碳无碳化物贝氏体钢相变过程,研究贝氏体相变形核及长大过程中微观组织演变机制。通过调控热处理工艺,获取不同工艺参数下的贝氏体相变动力学、组织及性能。利用微量N和Al、微量N和V对无碳化物贝氏体钢进行微合金化处理,优化热处理工艺诱导析出与贝氏体铁素体具有高共格度的AlN和VN第二相,为贝氏体铁素体形核提供有效形核点,显着缩短贝氏体相变孕育期,加速贝氏体相变。同时,形核点的增加导致贝氏体组织得到细化,试验钢的强度和硬度提高。利用高温共聚焦显微镜原位观察AlN析出对中碳无碳化物贝氏体钢相变的影响,结果表明,AlN可作为贝氏体铁素体的有效形核点,不同形核位置处贝氏体铁素体的长大速率不同,其中晶粒内部形核的贝氏体长大速率较高;随着等温时间的增加,AlN可诱发更多的二次形核,相界面处的形核位置逐渐取代晶界位置占据主导。随着回火温度的升高,无碳化物高碳钢的贝氏体铁素体板条厚度增加,残余奥氏体的体积分数降低。160°C低温回火后高碳钢的综合力学性能最佳。不同回火温度下,高碳贝氏体钢的循环变形行为略有不同。160°C回火后高碳钢具有较高的循环硬化能力,且循环硬化后无明显的循环软化行为。在循环变形过程中,高碳贝氏体钢中残余奥氏体变形诱发生成马氏体,同时残余奥氏体中有形变孪晶出现。通过不同变形量的形变热处理工艺对中碳无碳化物贝氏体钢相变和微观组织影响试验,结果表明,对过冷奥氏体进行300°C低温形变热处理可使贝氏体相变孕育期大幅度缩短,显着促进贝氏体相变,等温30 s即可完成大部分的贝氏体转变。贝氏体的转变程度与形变热处理的变形量有关。形变热处理后贝氏体铁素体板条细化,且短小的板条数量增加。采用球差环境透射电子显微镜原位观察中碳无碳化物贝氏体钢相变过程,精准系统地观察纳米尺度贝氏体板条的形核及长大演变过程。结果表明,贝氏体长大过程包括贝氏体亚单元及超细亚单元重复形核及长大,贝氏体相变单元多为四边形长条;贝氏体形核及长大过程中存在位错,位错在相变过程中伴随贝氏体铁素体相界面移动。受测试试样厚度与晶粒直径的比值影响,相变仪、高温共聚焦显微镜和环境球差透射电镜3种方法测试贝氏体相变动力学结果存在差异。
董亚伟[6]（2014）在《多晶金属棘轮行为的微观机理及相关本构模型研究》文中进行了进一步梳理棘轮效应是材料或结构在非对称应力控制循环载荷下产生的一种塑性应变的累积现象。棘轮变形的产生将会导致结构变形超限或者疲劳寿命降低而不能正常工作,需要在结构设计和寿命预测时予以重点考虑。近30年来,国内外的许多学者对金属材料的棘轮行为开展了广泛的实验研究和理论描述。然而,绝大部分的研究都是宏观实验研究和基于宏观实验唯象地对棘轮行为进行理论描述,很少涉及到不同晶体结构材料棘轮变形的微观机理以及基于微观机理的本构模型研究。由于没有考虑棘轮变形的微观机理,目前已有的本构模型都有各自的局限性,不能对棘轮行为进行全面而准确的描述,过多的材料参数也限制了此类本构模型的工程应用,仍需大力发展。为此,很有必要首先对材料在单轴和非比例多轴下棘轮变形的微观机理进行深入和系统的研究,获得棘轮变形过程中微结构的演化规律,揭示材料棘轮变形的微观机理,进而建立基于微观机理的、全新的循环本构模型,提高对金属材料棘轮行为的预测能力。为了对不同晶体结构的多晶材料的棘轮变形微观机理进行系统的研究和建立基于微观机理的循环本构模型,本论文开展了以下研究工作：1.室温下,对两种多晶材料（面心立方低层错能的316L不锈钢和体心立方高层错能的20碳钢）开展了系统的单轴、非比例多轴应变控制和非对称应力控制循环实验研究。讨论了两种材料的应变循环特性、应力水平和加载路径对棘轮变形的影响,同时为研究棘轮变形微观机理的微观实验观察提供了试样以及为基于微观机理的本构模型的研究提供了实验基础。2.在宏观实验的基础上,针对同一加载工况下不同循环周次的一组试样,通过透射电子显微镜观察了棘轮变形不同阶段材料内部典型的位错亚结构及其演化规律。通过与单轴拉伸和对称应变循环过程中材料内部位错组态及其演化的对比,对两种材料的单轴、非比例多轴棘轮变形的微观机理进行了定性的解释。这部分研究工作对比了两种不同晶体结构多晶材料棘轮变形的微观机理,得到了一些对于揭示立方晶体多晶材料棘轮变形微观机理有用的结论,同时给建立基于位错机制的棘轮本构模型提供了物理基础。3.在循环变形的宏观实验结果和微观机理研究的基础上,引入了棘轮变形的位错机制,在小变形晶体塑性框架下,改进和发展了一个新的晶体塑性循环本构模型,对两种多晶材料的棘轮行为进行了模拟和预测。模型中引入了修正的与位错演化相关的Armstrong-Frederick非线性随动硬化演化率,同时采用与位错短程交互作用相关的临界剪应力来描述各项同性硬化。新发展的模型能对面心立方316L不锈钢和体心立方20碳钢的单轴和非比例多轴棘轮行为进行合理的描述；同时模型的单晶形式能合理预测了两种材料在单晶层次上的棘轮行为,反映单晶棘轮行为的晶体学取向和应力水平依赖性。
靖利军[7]（2020）在《梯度纳米晶Cu的疲劳性能和循环变形机理研究》文中提出约90%的金属结构件在服役过程中发生疲劳失效,提高金属材料的抗疲劳损伤性能对保障其安全服役具有重要意义。传统均匀结构金属材料普遍表现出高周疲劳强度和低周疲劳寿命的倒置关系,这与其拉伸强度-塑性的倒置及循环塑性应变局域化密切相关。粗晶（CG）材料疲劳极限低,但疲劳寿命高,而超细晶（UFG）材料疲劳极限明显提高,但疲劳寿命有限。梯度纳米晶（GNG）结构是一种表面纳米晶逐渐过渡到芯部粗晶的晶粒尺寸呈空间梯度分布的特殊结构,表现出良好的强塑性匹配和优异的高低周综合疲劳性能。这种多尺度非均匀结构的微观结构参数众多,如梯度纳米晶体积分数、芯部微观结构、梯度顺序及结构梯度大小等,然而,复杂结构参数对疲劳性能及循环变形行为的影响规律目前还不清楚。此外,梯度纳米材料的疲劳研究多集中在对称拉-压加载条件下,而实际服役中更普遍发生的非对称疲劳行为也不清楚。本工作利用表面机械碾磨处理制备了三类梯度纳米晶纯Cu样品,系统研究了梯度纳米晶表层体积分数和芯部基体微观结构对梯度纳米晶Cu疲劳性能和循环变形的影响,以及梯度纳米晶/粗晶（GNG/CG）Cu的非对称拉-压高周疲劳行为。主要结果如下:1.梯度纳米晶体积分数对GNG/CG Cu疲劳行为的影响规律在CG基体上可控制备出GNG表层体积分数分别为4.3%和13%的GNG/CG Cu样品。单向拉伸实验表明,随GNG表层体积分数的增加,屈服强度从123 MPa增加到144 MPa,但抗拉强度基本保持不变（～246 MPa）。应力控制高周疲劳研究发现,随GNG表层体积分数的增加,高周疲劳极限由88 MPa提高到98 MPa;梯度纳米晶表层发生异常晶粒长大,并且随GNG表层体积分数的增加,异常晶粒长大的发生、异常晶粒长大向表面的扩展及表面疲劳裂纹的萌生均被推迟,提高了高周疲劳寿命。总应变控制低周疲劳研究发现,当GNG表层体积分数增加时,初始响应应力幅提高,但低周疲劳寿命基本保持不变（约为CGCu的两倍）。梯度纳米晶表层发生均匀晶粒长大,有效抑制了塑性应变局域化和表面粗糙化,但GNG表层体积分数对长大晶粒尺寸及表面损伤程度影响较小。2.GNG/CG Cu的载荷控制非对称拉-压高周疲劳行为GNG/CG Cu在载荷控制的具有拉伸平均应力的非对称拉-压高周疲劳中表现出较CG Cu显着提高的疲劳极限和疲劳寿命。在相同应力幅下,随应力比的增加,GNG/CG Cu的疲劳寿命逐渐下降。GNG/CG Cu在非对称疲劳中发生明显的循环棘齿,即随着循环周次的增加,样品逐渐被拉长。但相比于CG Cu,GNG/CG Cu的循环棘齿应变明显减小。非对称高周疲劳中明显提高的最大应力导致GNG表层整体屈服,发生均匀晶粒长大,不同于对称高周疲劳时发生的异常晶粒长大。随循环棘齿的发生,真实最大应力进一步提高,微观塑性应变前沿向表面动态迁移。非对称疲劳中减小的压缩应力降低了循环塑性应变。3.芯部位错胞结构对梯度纳米晶Cu疲劳行为的影响利用拉拔处理和SMGT获得亚微米尺度位错胞的芯部结构及梯度纳米晶的表面结构,得到GNG/DC Cu样品。单向拉伸实验表明,其屈服强度为365 MPa,明显高于GNG/CG Cu,但基本没有加工硬化能力。应力控制高周疲劳研究发现,GNG/DC Cu的高周疲劳极限为150 MPa（相比于GNG/CG Cu提高了 53%）,疲劳比为0.4（与GNG/CG Cu相当）。异常晶粒长大协调了 GNG表层的循环塑性应变,但高强度DC基体显着推迟了 GNG表层异常晶粒长大的发生,进而推迟了表面疲劳裂纹萌生,提高了高周疲劳极限和疲劳寿命。总应变控制低周疲劳研究发现,GNG/DC Cu发生循环软化,由芯部位错胞和表面梯度纳米晶的均匀长大共同决定,而剪切带或异常晶粒/位错胞长大等严重局域化变形被有效抑制。GNG/DC Cu的循环应力幅明显高于GNG/CG Cu,低周疲劳寿命略低于GNG/CG Cu,优于DC Cu。本论文系统研究了梯度纳米结构参数（梯度纳米晶体积分数、芯部微观结构）和疲劳模式（应力/应变控制、对称/非对称加载）对梯度纳米结构Cu疲劳性能和循环变形机理的影响,为调控梯度结构以制备抗疲劳纳米结构金属提供指导。
周骞[8]（2015）在《低碳含量无碳化物贝氏体钢的强韧化及低周疲劳行为研究》文中指出本文设计和制备了三种不同铝含量（即0Al、0.6Al和1.2Al,质量百分比）的低碳无碳化物贝氏体钢,利用光学显微镜、扫描电镜、透射电镜、X-射线衍射、数字图像相关法和力学性能测试等,研究了热处理工艺参数、铝含量和加载速率对低碳无碳化物贝氏体钢微观组织及其演化、以及力学性能的影响,揭示了其强韧化的机制;利用低周疲劳试验,对低碳无碳化物贝氏体钢在不同应变幅下的低周疲劳行为进行了研究。研究了保温时间和等温淬火温度对1.2Al钢微观组织和力学性能的影响。结果表明,在320 oC等温淬火温度下,随着等温保持时间的延长,获得的无碳化物贝氏体型铁素体和残余奥氏体的含量均呈现出先增加后保持不变的趋势,其冲击韧性和总延伸率也先增加然后保持不变;随着等温保持时间的延长,虽然屈服强度基本保持不变,但是抗拉强度则先轻微下降然后保持不变。随着等温淬火温度从350 oC降低到300 oC,等温淬火后获得的贝氏体型铁素体板条的宽度、残余奥氏体的含量和尺寸均呈现出减小的趋势,屈服强度和抗拉强度轻微增加,总延伸率显着降低,而冲击韧性则表现为先增加后降低的趋势。研究了铝含量对低碳无碳化物贝氏体钢微观组织和力学性能的影响。结果表明,随着铝含量的增加,贝氏体型铁素体板条得到了明显细化,其屈服强度和冲击韧性得到了明显提高。此外,随着铝含量的增加,残余奥氏体的含量和尺寸均呈现出下降的趋势,抗拉强度、总延伸率随之下降,而冲击韧性则随之增加。这一结果表明,铝含量对实验钢的抗拉强度、拉伸延性及冲击韧性产生不一致性影响。研究了加载速率对1.2Al钢两种不同类型试样断裂吸收功的影响。结果表明,对于U型缺口试样,随着加载速率的增加,裂纹萌生功、裂纹扩展功和总吸收功均增加;对于预制裂纹试样,随着加载速率的增加,尽管裂纹萌生功基本保持不变,但是裂纹扩展功和总吸收功均逐渐增加。这主要是由于随着加载速率的增加残余奥氏体向马氏体转变的量降低的缘故。研究了两种不同等温温度（300 oC和350 oC）下等温淬火处理后1.2Al钢的低周疲劳行为。结果表明,在给定总应变幅下,两种等温淬火试样具有相似的循环应力响应行为,即初始阶段的循环硬化、然后循环软化直至失效,或者在初始阶段的循环硬化和循环饱和之后、循环软化直至失效。分析认为,初始阶段的循环硬化既不是由应变诱发的马氏体相变引起的,也不是由增加的位错引起的。原始组织中存在的高密度位错之间的相互作用、以及可移动位错的显着降低是引起初始阶段循环硬化的主要原因,而大量位错湮没和位错重排是引起初始循环硬化之后出现循环软化的主要原因。与350℃等温淬火试样相比,在低总应变幅下300 oC等温淬火试样具有较高的疲劳寿命,而在高总应变幅下300 oC等温淬火试样则显示出较低的疲劳寿命。这主要是由于300 oC等温淬火钢的屈服强度高于350 oC等温淬火钢的屈服强度、而350 oC等温淬火钢具有较高拉伸延性的综合作用所引起的。
李微[9]（2011）在《喷射沉积SiCp/Al-Si复合材料的疲劳行为研究》文中研究表明采用喷射沉积法制备的SiCp/Al-Si复合材料具有密度低、高比强度、高比刚度、低的热膨胀系数、高的耐磨性等优点,使其在车辆制动材料方面具有广阔的应用前景。在实际应用中,这些工程构件大多都处于循环载荷下,容易产生疲劳裂纹,引起疲劳破坏。目前由于缺乏喷射沉积SiCp/Al-Si复合材料疲劳性能的了解以及常规疲劳裂纹的机理研究,制约了该复合材料的结构设计和使用。因此研究SiC颗粒增强铝硅复合材料的疲劳性能对于构件的安全设计具有十分重要的意义。本论文采用喷射沉积技术制备了SiCp/Al-Si复合材料锭坯,系统研究了不同粒径SiC颗粒以及基体Si含量加入后,复合材料微观组织结构变化与疲劳性能的关系,分析其在疲劳裂纹形核与扩展阶段对裂纹扩展的迟滞效应。主要得到以下结论：（1）选择A1-7Si为基体合金,研究两种不同粒径SiCp （4.5μm,20μm）增强复合材料的微观组织及其静态力学行为,表明SiC颗粒的加入使复合材料的弹性模量高于相同工艺制备的基体合金,但是其抗拉强度以及延伸率较低,挤压坯中SiC颗粒分布有沿挤压方向排列的趋势。对比研究4.5μm与20μm SiCp/Al-7Si复合材料发现,前者由于颗粒间距小,颗粒承载大,表现出较高的弹性模量和抗拉强度,断裂方式以SiC颗粒与铝基体界面脱离为主要形式,而后者表现为SiC颗粒自身的断裂。选择粒径为4.5μm SiCp为增强相,研究了基体合金分别为Al-7Si、Al-13Si、A1-20Si复合材料的力学行为,表明随Si含量的增加,复合材料的初晶Si以及共晶Si的体积百分数、弹性模量、屈服强度以及抗拉强度也随之增加,同时延伸率随之降低,脆性增加,初晶Si的断裂的倾向性提高。（2）对比研究20μm和SiC颗粒增强A1-7Si复合材料的低周疲劳性能的研究表明,不同粒径SiC颗粒增强Al-7Si复合材料包括基体合金在总应变控制下,都表现出相似循环应力响应行为,即循环硬化,且随总应变幅值的增大,其循环硬化程度也相应的提高。在高应变幅值下,前者要高于后者,而在低应变幅值下,后者的疲劳寿命较高。其中小尺寸颗粒增强复合材料由于受到高位错密度及低软化效应影响,在低应变幅值（0.30%,0.35%,0.40%）下,循环硬化程度较高,而在高应变幅值（0.50%）下,小尺寸颗粒增强复合材料的软化效应会加剧,其空洞一旦形核就很容易扩展并在SiC颗粒聚集区连接,其硬化效应将会受到抑制,循环硬化程度会降低。不同Si含量（7%,13%,20%）的4.5μm SiCp/Al-Si的低周疲劳寿命遵循Coffin-Manson关系式,其疲劳延性系数ε’f值分别为2.63,1.09和0.85,其疲劳延性指数c值分别为-0.5284,-0.4506以及-0.5954。在给定塑性应变幅值下,Si含量越高,其对应的低周疲劳寿命就越低,循环硬化程度也随之降低,分析认为Si含量的增加导致Si相的断裂及其Si相与基体界面处大量空洞的形核所造成的微裂纹数量随之增多,且随循环次数的增加,微裂纹之间的连接更加容易,加剧了软化程度,导致应力松弛,抵消部分由位错增殖带来的硬化效应。（3）不同粒径SiCp/Al-7Si复合材料疲劳裂纹扩展行为研究表明,小尺寸SiC颗粒（4.5μm）增强复合材料的门槛值ΔKth（3.88MPa·m1/2）要高于基体合金（3.60MPa·m1/2）以及大尺寸SiC颗粒（20μm）复合材料（3.63MPa·m1/2）,且在相同的△K水平下,小尺寸颗粒复合材料裂纹扩展速率始终比基体材料低；20μmSiCp/Al-7Si复合材料的裂纹扩展速率,在近门槛区以及稳定裂纹扩展区,低于基体材料；而在快速扩展区,则高于基体。增强相SiC颗粒对裂纹偏折以及SiC微裂纹萌生均会使裂纹路径曲折,提高裂纹扩展抗力,特别是SiC颗粒的自身微裂纹萌生是导致小尺寸SiC颗粒复合材料具有较高的闭合效应的主要原因。SiC颗粒对裂纹偏折是20μmSiCp/Al-7Si复合材料疲劳裂纹门槛值高于基体合金的主要原因。随△K的增加,裂纹穿过SiC颗粒向前扩展概率增加,SiC颗粒与基体频繁分离以及SiC颗粒频繁断裂导致该复合材料的裂纹扩展速率会高于基体合金。不同基体Si含量（7%,13%,20%）复合材料疲劳裂纹扩展行为研究表明,在低AK下,复合材料的疲劳裂纹遇到Si颗粒发生偏转,Si相有阻碍裂纹扩展的作用,且随Si含量的增加,裂纹偏转频率越高,裂纹路径更为曲折；由于复合材料的抗拉强度、屈服强度以及弹性模量也Si含量的增加而提高,导致裂纹尖端的张开位移（CTOD）的减小,使得4.5μm SiCp/Al-20Si复合材料表现出最高门槛值。而在高AK下,随Si含量的增加,疲劳裂纹尖端处由于Si/Al基体界面处空洞的形核以及初晶Si的断裂所造成的微裂纹就越多,且随应力因子的提高,裂纹尖端处微裂纹的连接更加容易是导致复合材料疲劳裂纹扩展抗力逐渐降低的主要原因。（4）随相对密度的提高,SiCp/Al-Si复合材料热疲劳裂纹扩展的速率下降。裂纹扩展速率、显微硬度随热循环次数的增加表现出类阶段性的起伏变化,体现出热循环过程中热应力释放与产生交替支配引起的位错密度的周期变化。裂纹绕过Si颗粒向前扩展,裂纹穿过Si颗粒向前扩展是裂纹在Si相中扩展的两种主要表现形式；此外,Si颗粒对裂纹有钝化作用；SiC颗粒与基体的界面脱离以及SiC颗粒的断裂是热疲劳裂纹与SiC的发生相互作用的两种主要机制。
董慧君[10]（2019）在《奥氏体与铁素体循环变形微观演变对比研究》文中提出钢铁材料在工程中具有十分广泛、重要的应用。按照铁的晶格类型,可分为体心立方结构（Body-centered cubic,BCC）和面心立方结构（Face-centered cubic,FCC）两大类。由于构件在服役过程中不可避免受到外界载荷作用,易发生循环变形,如疲劳、棘轮等,影响构件的使用寿命和运行安全。材料的塑性变形本质上是位错运动的宏观表现,材料晶体结构通过影响派纳力等因素直接影响位错运动的难易程度及其演化形式。因此,从微观晶体结构角度探讨宏观变形行为的差异,将位错、晶界变化与循环应力-应变关系相联系,对深入理解钢铁材料的变形机理具有重要意义。本研究以晶粒尺度为亚毫米量级的奥氏体（Z2CND18.12N奥氏体不锈钢）和铁素体（工业纯铁）为例,基于XRD（X-ray diffraction,XRD）和EBSD（Electron backscattered diffraction,EBSD）技术对比分析疲劳、棘轮变形过程中微观组织、结构演变行为,深入理解FCC和BCC金属的变形机理及其差异,为发展损伤检测与寿命评估方法奠定基础。主要研究内容及结论如下:（1）对比奥氏体与铁素体的循环变形响应发现,具有面心立方结构的奥氏体不锈钢在疲劳变形时呈现出循环硬化-循环软化-二次硬化的响应特性,具有体心立方结构的工业纯铁只发生循环硬化;两种材料在棘轮变形时都表现为循环硬化;棘轮变形的应变和应变幅变化明显大于疲劳变形,说明前者损伤更为严重。（2）奥氏体与铁素体的循环加载表面形貌和XRD分析表明:循环变形过程中两种材料的总位错密度均呈现增加的趋势,其中奥氏体刃型位错比例随循环加载增加明显,螺型位错比例不断减小,铁素体中螺型位错占主导地位。原因在于奥氏体具有较低的派纳力和层错能,以刃型位错为主的位错滑移更加容易,而铁素体的层错能较高,易发生螺位错的交滑移。相同加载周次下,棘轮变形的位错密度和刃型位错比例明显高于疲劳。（3）EBSD分析表明:循环加载过程中两种材料的花样质量BC总体降低,局域取向差ML增加,其中疲劳变形中奥氏体的ML和BC值较铁素体低,原因在于奥氏体疲劳过程中晶界处应力集中、局域化变形明显,使晶粒破碎,晶粒内部ML计算区域小,整体ML值较低,而工业纯铁固溶强化效应弱,滑移系容易被激活,晶粒完整且整体发生变形,ML值较大。变形过程中两材料小角度晶界数量及比例均迅速增加,其中奥氏体（50）3晶界迅速减小,原因在于（50）3晶界阻断了大角度晶界网络的连通性,变形过程中受位错作用数量降低。与疲劳变形相比,两种材料棘轮变形的BC值较小,ML值较大。
二、TEM OBSERVATIONS OF THE DEVELOPMENT OF THE DISLOCATION ARRANGEMENTS DURING CYCLIC HARDENING（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、TEM OBSERVATIONS OF THE DEVELOPMENT OF THE DISLOCATION ARRANGEMENTS DURING CYCLIC HARDENING（论文提纲范文）
（1）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 |
（2）奥氏体不锈钢服役损伤的非线性超声检测与评价研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景及意义 |
| 1.2 结构损伤非线性超声评价的研究现状 |
| 1.2.1 结构损伤非线性超声检测的实验研究进展 |
| 1.2.2 结构损伤非线性超声评价的理论与模型研究进展 |
| 1.3 目前存在的主要问题 |
| 1.4 本文研究的主要内容 |
| 第2章 基于位错理论的损伤演化超声非线性模型 |
| 2.1 概述 |
| 2.2 经典超声非线性位错模型的回顾 |
| 2.2.1 位错弦模型 |
| 2.2.2 位错偶模型 |
| 2.3 刃型位错与螺型位错的超声非线性叠加模型 |
| 2.3.1 刃型位错与螺型位错的超声非线性响应差异分析 |
| 2.3.2 基于线性叠加效应的混合位错模型 |
| 2.3.3 线性叠加模型在冷轧变形304不锈钢中的应用 |
| 2.4 超声非线性效应的混合位错模型 |
| 2.4.1 混合位错模型推导 |
| 2.4.2 泊松比对超声非线性参量的影响 |
| 2.4.3 刃型位错与螺型位错对超声非线性参量的影响 |
| 2.4.4 混合位错模型在冷轧变形304不锈钢当中的应用 |
| 2.5 内应力对超声非线性参量影响的探讨 |
| 2.6 小结 |
| 第3章 拉伸载荷下奥氏体不锈钢塑性损伤的非线性超声评价 |
| 3.1 概述 |
| 3.2 材料与不同塑性变形试样的制作 |
| 3.3 非线性超声检测系统与实验测量系统 |
| 3.3.1 非线性超声检测系统简介 |
| 3.3.2 非线性超声实验测量系统 |
| 3.4 拉伸塑性损伤的非线性超声测量实验 |
| 3.4.1 拉伸塑性损伤的非线性超声纵波测量 |
| 3.4.2 拉伸塑性损伤的非线性超声瑞利表面波测量 |
| 3.5 奥氏体不锈钢塑性损伤的微观组织演化与力学性能分析 |
| 3.5.1 金相显微组织分析 |
| 3.5.2 位错微观组织与演化 |
| 3.5.3 塑性变形致强度硬化 |
| 3.5.4 显微硬度分析 |
| 3.6 拉伸塑性损伤与超声非线性响应的关联 |
| 3.6.1 基于非线性超声混合位错模型拉伸塑性损伤的理论预测 |
| 3.6.2 超声非线性参量与塑性变形的函数关联 |
| 3.7 小结 |
| 第4章 奥氏体不锈钢低周疲劳损伤的非线性超声评价 |
| 4.1 概述 |
| 4.2 应力控制下的奥氏体不锈钢低周疲劳实验 |
| 4.3 疲劳损伤试样的非线性超声测量 |
| 4.4 不同疲劳损伤试样的微观分析 |
| 4.4.1 位错微观结构演化分析 |
| 4.4.2 疲劳过程中马氏体相变 |
| 4.5 疲劳损伤与超声非线性响应关联的微观机制探讨 |
| 4.6 基于超声非线性位错单极子和偶极子模型的损伤预测 |
| 4.7 奥氏体不锈钢循环软硬化行为的非线性超声表征 |
| 4.7.1 304不锈钢循环变形响应 |
| 4.7.2 循环软硬化的微观机制分析 |
| 4.7.3 循环软硬化行为与超声非线性参量的关联 |
| 4.8 小结 |
| 第5章 奥氏体不锈钢棘轮损伤的非线性超声评价 |
| 5.1 概述 |
| 5.2 奥氏体不锈钢的棘轮损伤实验 |
| 5.3 棘轮变形损伤演化分析 |
| 5.4 棘轮损伤的非线性超声测量 |
| 5.5 奥氏体不锈钢棘轮损伤的微观组织分析 |
| 5.5.1 金相显微组织分析 |
| 5.5.2 位错微观组织分析 |
| 5.5.3 拉伸强度分析 |
| 5.5.4 显微硬度分析 |
| 5.6 棘轮损伤过程中超声非线性演化规律及其内在机理 |
| 5.7 奥氏体不锈钢损伤模式与超声非线性响应关联的探讨 |
| 5.8 小结 |
| 第6章 总结与展望 |
| 6.1 本文的主要工作与结论 |
| 6.2 本文的主要创新点 |
| 6.3 研究展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间取得的成果与奖励 |
| 1. 发表/投稿论文 |
| 2. 获得奖励 |
（3）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 |
（4）低碳高硅马氏体高强钢组织与力学性能研究（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 马氏体基高强度钢研究新进展 |
| 1.2.1 马氏体钢的研究现状 |
| 1.2.2 高强度多相钢的研究现状 |
| 1.3 合金元素在钢中的作用 |
| 1.4 高强度钢的强化与塑韧化 |
| 1.4.1 钢的强化机制 |
| 1.4.2 钢的塑韧化机制 |
| 1.5 组成相对高强度多相钢力学性能的影响 |
| 1.6 高强度钢的损伤 |
| 1.6.1 疲劳损伤 |
| 1.6.2 磨损损伤 |
| 1.7 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 性能测试 |
| 2.2.1 常规力学性能 |
| 2.2.2 疲劳性能 |
| 2.2.3 磨损性能 |
| 2.3 微观组织分析 |
| 2.3.1 相分析 |
| 2.3.2 微观组织分析 |
| 第3章 低碳高硅马氏体钢的成分与工艺优化 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 热处理工艺 |
| 3.3 试验结果与分析 |
| 3.3.1 不同成分低碳高硅马氏体钢力学性能 |
| 3.3.2 不同回火工艺对低碳高硅马氏体钢力学性能的影响 |
| 3.3.3 不同回火工艺对低碳高硅马氏体钢显微组织的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 22MnSi2CrMoNi钢与00Ni18Co9Mo4Ti马氏体时效钢组织与性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 热处理工艺 |
| 4.3 常规力学性能及微观组织 |
| 4.3.1 常规力学性能 |
| 4.3.2 显微组织 |
| 4.4 疲劳性能 |
| 4.4.1 回火温度对22MnSi2CrMoNi钢疲劳性能的影响 |
| 4.4.2 疲劳裂纹扩展性能 |
| 4.4.3 循环变形行为 |
| 4.4.4 疲劳寿命 |
| 4.4.5 微观组织演变 |
| 4.4.6 疲劳断口特征 |
| 4.5 磨损性能 |
| 4.5.1 耐磨性 |
| 4.5.2 磨损组织 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 18Mn3Si2CrMo钢 M_s温度以下等温相变组织与性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 热处理工艺 |
| 5.3 试验结果与分析 |
| 5.3.1 相变动力学 |
| 5.3.2 显微组织 |
| 5.3.3 常规力学性能 |
| 5.3.4 相含量与力学性能之间的关系 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 18Mn3Si2CrMoNi钢循环变形行为研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 热处理工艺 |
| 6.3 试验结果与分析 |
| 6.3.1 显微组织及常规力学性能 |
| 6.3.2 循环变形行为 |
| 6.3.3 疲劳寿命 |
| 6.3.4 相组织含量与疲劳寿命之间的关系 |
| 6.4 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 |
（5）第二相析出对无碳化物贝氏体钢相变、组织及性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及意义 |
| 1.2 贝氏体钢的研究进展 |
| 1.3 贝氏体相变研究进展 |
| 1.3.1 贝氏体相变机制 |
| 1.3.2 贝氏体相变动力学 |
| 1.3.3 贝氏体相变热力学 |
| 1.3.4 贝氏体相变主要特征 |
| 1.4 无碳化物贝氏体组织及性能 |
| 1.4.1 无碳化物贝氏体中贝氏体铁素体 |
| 1.4.2 无碳化物贝氏体中残余奥氏体 |
| 1.4.3 无碳化物贝氏体钢性能 |
| 1.5 无碳化物贝氏体钢加速相变研究现状 |
| 1.5.1 化学成分设计 |
| 1.5.2 热处理工艺优化 |
| 1.5.3 奥氏体形变热处理 |
| 1.5.4 奥氏体晶粒尺寸调控 |
| 1.5.5 应力场或者磁场引入 |
| 1.6 微合金化对贝氏体钢的影响 |
| 1.6.1 微合金化对贝氏体相变的影响 |
| 1.6.2 微合金化对贝氏体组织的影响 |
| 1.6.3 微合金化对贝氏体钢力学性能的影响 |
| 1.7 本文研究的主要内容 |
| 第2章 试验内容和方法 |
| 2.1 贝氏体钢成分设计 |
| 2.2 性能测试 |
| 2.2.1 硬度测试 |
| 2.2.2 拉伸性能测试 |
| 2.2.3 低周疲劳性能测试 |
| 2.3 微观组织分析 |
| 2.3.1 XRD分析 |
| 2.3.2 OM组织观察 |
| 2.3.3 SEM组织观察 |
| 2.3.4 TEM组织观察 |
| 2.3.5 EBSD组织观察 |
| 2.3.6 高温原位观察 |
| 第3章 AlN析出对中碳无碳化物贝氏体钢相变、组织及性能的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 试验材料和测试方法 |
| 3.3 试验结果 |
| 3.3.1 AlN析出的热力学分析及相变作用机理 |
| 3.3.2 AlN析出对中碳钢无碳化物贝氏体相变的影响 |
| 3.3.3 AlN析出对中碳无碳化物贝氏体钢微观组织的影响 |
| 3.3.4 AlN析出对中碳无碳化物贝氏体钢力学性能的影响 |
| 3.4 分析与讨论 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 AlN析出对高碳无碳化物贝氏体钢相变、组织及性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 试验材料和测试方法 |
| 4.3 试验结果 |
| 4.3.1 AlN析出对高碳钢无碳化物贝氏体相变的影响 |
| 4.3.2 AlN析出对高碳无碳化物贝氏体钢微观组织和力学性能的影响 |
| 4.3.3 回火温度对高碳无碳化物贝氏体钢微观组织和力学性能的影响 |
| 4.3.4 高碳无碳化物贝氏体钢的循环变形行为 |
| 4.3.5 高碳无碳化物贝氏体钢循环变形过程中组织演变 |
| 4.4 分析与讨论 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 VN析出对中碳无碳化物贝氏体钢相变、组织及性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 试验材料和测试方法 |
| 5.3 试验结果 |
| 5.3.1 VN析出的热力学分析及相变作用机理 |
| 5.3.2 VN析出对中碳无碳化物贝氏体钢相变的影响 |
| 5.3.3 VN析出对中碳无碳化物贝氏体钢微观组织和力学性能的影响 |
| 5.3.4 形变热处理对无碳化物贝氏体钢相变的影响 |
| 5.3.5 无碳化物贝氏体钢热效应分析 |
| 5.3.6 形变热处理对无碳化物贝氏体钢微观组织的影响 |
| 5.4 分析与讨论 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 中碳无碳化物贝氏体钢相变原位观察 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 试验材料和测试方法 |
| 6.3 试验结果 |
| 6.3.1 热膨胀分析 |
| 6.3.2 LSCM原位观察贝氏体相变 |
| 6.3.3 ETEM原位观察贝氏体相变 |
| 6.4 分析与讨论 |
| 6.5 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 |
（6）多晶金属棘轮行为的微观机理及相关本构模型研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究意义 |
| 1.2 金属棘轮行为的研究现状 |
| 1.2.1 宏观实验研究 |
| 1.2.2 金属材料棘轮变形微观机理的研究 |
| 1.2.3 金属材料循环棘轮本构模型的研究 |
| 1.3 现有研究工作的不足 |
| 1.4 本论文的主要研究内容 |
| 1.5 本论文的主要创新点 |
| 第2章 不同晶体结构材料棘轮行为的实验研究 |
| 2.1 实验条件 |
| 2.2 单轴拉伸实验 |
| 2.3 应变控制循环实验 |
| 2.3.1 面心立方316L不锈钢的应变循环特性 |
| 2.3.2 体心立方20碳钢的应变循环特性 |
| 2.4 棘轮行为的实验研究 |
| 2.4.1 面心立方316L不锈钢的棘轮行为 |
| 2.4.2 体心立方20碳钢的棘轮行为 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 不同晶体结构材料棘轮行为微观机理的实验研究 |
| 3.1 实验方法和条件 |
| 3.2 面心立方316L不锈钢棘轮变形的微观机理 |
| 3.2.1 单轴棘轮变形微观机理 |
| 3.2.2 多轴棘轮变形微观机理 |
| 3.3 体心立方20碳钢棘轮变形的微观机理 |
| 3.3.1 单轴棘轮变形微观机理 |
| 3.3.2 多轴棘轮变形微观机理 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 基于位错机制的循环晶体塑性本构模型研究 |
| 4.1 循环晶体塑性本构模型 |
| 4.1.1 单晶粘塑性主控方程 |
| 4.1.2 基于位错机制的随动硬化和各向同性硬化演化率 |
| 4.1.3 相关内变量的演化 |
| 4.1.4 单晶到多晶的尺度过渡准则 |
| 4.1.5 显式数值积分算法 |
| 4.2 面心立方316L不锈钢棘轮行为的模拟和预测 |
| 4.2.1 面心立方晶体的滑移系和材料参数的确定 |
| 4.2.2 单轴棘轮行为的模拟和预测 |
| 4.2.3 多轴棘轮行为的模拟和预测 |
| 4.2.4 单晶尺度棘轮行为的预测 |
| 4.3 体心立方20碳钢棘轮行为的模拟和预测 |
| 4.3.1 体心立方晶体的滑移系和材料参数的确定 |
| 4.3.2 单轴棘轮行为的模拟和预测 |
| 4.3.3 多轴棘轮行为的模拟和预测 |
| 4.3.4 单晶尺度棘轮行为的预测 |
| 4.4 本章小结 |
| 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文 |
（7）梯度纳米晶Cu的疲劳性能和循环变形机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 传统均匀结构金属的疲劳行为 |
| 1.1.1 粗晶材料的疲劳性能及机理 |
| 1.1.2 超细晶材料的疲劳性能及机理 |
| 1.2 多尺度非均匀结构金属的疲劳行为 |
| 1.2.1 双峰结构材料的疲劳 |
| 1.2.2 柱状纳米孪晶结构材料的疲劳 |
| 1.2.3 多尺度亚稳纳米层片结构材料的疲劳 |
| 1.3 梯度纳米结构材料的制备及力学行为 |
| 1.3.1 梯度纳米结构材料的概念 |
| 1.3.2 梯度纳米结构材料的制备方法 |
| 1.3.3 梯度纳米结构材料的力学性能及变形机制 |
| 1.4 梯度纳米结构材料的疲劳行为研究进展 |
| 1.4.1 梯度纳米结构材料的疲劳性能 |
| 1.4.2 梯度纳米结构材料的循环变形 |
| 1.4.3 梯度纳米结构材料的损伤行为 |
| 1.5 本论文研究目的及研究内容 |
| 第二章 样品制备与实验方法 |
| 2.1 样品制备及原理 |
| 2.1.1 实验材料 |
| 2.1.2 表面机械碾磨处理 |
| 2.2 微观结构表征方法 |
| 2.2.1 扫描电子显微镜 |
| 2.2.2 透射电子显微镜 |
| 2.2.3 激光共聚焦显微镜 |
| 2.2.4 X射线衍射分析 |
| 2.3 力学性能实验方法 |
| 2.3.1 显微硬度测量 |
| 2.3.2 准静态单向拉伸实验 |
| 2.3.3 疲劳实验 |
| 第三章 梯度纳米晶表层体积分数对GNG/CG Cu疲劳行为的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验结果 |
| 3.2.1 制备态样品的微观结构 |
| 3.2.2 拉伸性能 |
| 3.2.3 高周疲劳性能 |
| 3.2.4 高周疲劳微观结构及表面损伤 |
| 3.2.5 低周疲劳性能 |
| 3.2.6 低周疲劳微观结构及表面损伤 |
| 3.3 分析与讨论 |
| 3.3.1 梯度纳米晶表层体积分数对高周疲劳的影响 |
| 3.3.2 梯度纳米晶表层体积分数对低周疲劳的影响 |
| 3.3.3 优化的高低周综合疲劳性能 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 梯度纳米晶Cu的非对称高周疲劳行为 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验结果 |
| 4.2.1 滞后环演化 |
| 4.2.2 循环棘齿变形 |
| 4.2.3 疲劳微观结构 |
| 4.2.4 疲劳表面损伤形貌 |
| 4.2.5 疲劳性能 |
| 4.3 分析与讨论 |
| 4.3.1 平均应力对疲劳行为的影响 |
| 4.3.2 最大应力对疲劳行为的影响 |
| 4.3.3 最小应力对疲劳行为的影响 |
| 4.3.4 残余压应力对疲劳行为的影响 |
| 4.3.5 非对称加载对疲劳寿命的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 芯部位错胞结构对梯度纳米晶Cu疲劳行为的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验结果 |
| 5.2.1 制备态样品的微观结构 |
| 5.2.2 拉伸性能 |
| 5.2.3 高周疲劳性能 |
| 5.2.4 高周疲劳微观结构及表面损伤 |
| 5.2.5 低周疲劳性能 |
| 5.2.6 低周疲劳微观结构及表面损伤 |
| 5.3 分析与讨论 |
| 5.3.1 位错胞基体对高周疲劳极限的影响 |
| 5.3.2 表面梯度纳米晶层对高周疲劳比的影响 |
| 5.3.3 位错胞基体对低周疲劳寿命的影响 |
| 5.3.4 优异的疲劳极限与过渡寿命匹配 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 全文总结 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 在读期间发表的学术论文与取得的其他成果 |
| 作者简介 |
（8）低碳含量无碳化物贝氏体钢的强韧化及低周疲劳行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景 |
| 1.2 贝氏体 |
| 1.2.1 贝氏体的发现 |
| 1.2.2 贝氏体的相变 |
| 1.2.3 贝氏体的分类 |
| 1.3 贝氏体钢 |
| 1.3.1 贝氏体钢的发展及应用 |
| 1.3.2 低碳无碳化物贝氏体钢的发展及应用 |
| 1.4 低碳无碳化物贝氏体钢的特征 |
| 1.4.1 合金元素在低碳无碳化物贝氏体钢中的作用 |
| 1.4.2 低碳无碳化物贝氏体钢的转变动力学 |
| 1.4.3 低碳无碳化物贝氏体钢的微观组织特征 |
| 1.5 相变诱发塑性效应 |
| 1.5.1 相变诱发塑性效应的原理 |
| 1.5.2 应力或应变诱发相变 |
| 1.6 金属材料的强韧化 |
| 1.6.1 传统钢铁材料的强化途径 |
| 1.6.2 低碳无碳化物贝氏体钢的强韧化途径 |
| 1.7 金属材料的疲劳性能 |
| 1.7.1 金属材料疲劳研究的发展 |
| 1.7.2 金属材料的低周疲劳行为 |
| 1.8 本文的研究内容 |
| 第2章 实验内容及方法 |
| 2.1 等温淬火处理 |
| 2.2 微观组织分析 |
| 2.2.1 光学显微镜观察 |
| 2.2.2 扫描电镜观察 |
| 2.2.3 透射电镜观察 |
| 2.2.4 X-射线衍射分析 |
| 2.2.5 数字图像相关法分析 |
| 2.3 基本力学性能测试 |
| 2.3.1 冲击性能测试 |
| 2.3.2 拉伸性能测试 |
| 2.3.3 断裂吸收功测试 |
| 2.4 低周疲劳性能测试 |
| 第3章 低碳含量无碳化物贝氏体钢的微观组织与力学性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验材料与方法 |
| 3.3 实验结果 |
| 3.3.1 不同保温时间和等温温度下的微观组织 |
| 3.3.2 不同保温时间和等温温度下的力学性能 |
| 3.4 讨论 |
| 3.4.1 不同保温时间下微观组织与力学性能的关系 |
| 3.4.2 不同等温温度下微观组织与力学性能的关系 |
| 3.4.3 低碳无碳化物贝氏体钢的优越性 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 铝含量对低碳无碳化物贝氏体钢微观组织和力学性能的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验材料及方法 |
| 4.3 实验结果 |
| 4.3.1 三种钢的微观组织 |
| 4.3.2 三种钢的拉伸性能 |
| 4.3.3 三种钢的冲击韧性 |
| 4.4 讨论 |
| 4.4.1 铝含量对微观组织的影响 |
| 4.4.2 铝含量对拉伸性能的影响 |
| 4.4.3 铝含量对冲击性能的影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 低碳含量无碳化物贝氏体钢断裂吸收功的加载速率敏感性 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验材料及方法 |
| 5.2.1 实验材料 |
| 5.2.2 实验方法 |
| 5.3 实验结果 |
| 5.3.1 不同加载速率下的断裂吸收功 |
| 5.3.2 三点弯曲变形过程中的微观组织演化 |
| 5.4 讨论 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 低碳含量无碳化物贝氏体钢的低周疲劳行为 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 实验材料及方法 |
| 6.2.1 实验材料 |
| 6.2.2 实验方法 |
| 6.3 实验结果 |
| 6.3.1 循环硬化和循环软化行为 |
| 6.3.2 低周疲劳寿命 |
| 6.3.3 微观组织演化 |
| 6.4 讨论 |
| 6.4.1 第一周拉伸加载过程中的应变硬化行为 |
| 6.4.2 微观组织演化对循环变形行为的影响 |
| 6.4.3 微观组织演化对疲劳寿命的影响 |
| 6.5 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 |
（9）喷射沉积SiCp/Al-Si复合材料的疲劳行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 插图索引 |
| 附表索引 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 颗粒增强铝基复合材料及其力学行为 |
| 1.1.1 颗粒增强铝基复合材料简介 |
| 1.1.2 颗粒增强铝基复合材料的力学行为 |
| 1.2 颗粒增强铝基复合材料的疲劳性能 |
| 1.2.1 颗粒增强铝基复合材料的高周疲劳性能 |
| 1.2.2 颗粒增强铝基复合材料的低周疲劳性能 |
| 1.2.3 颗粒增强铝基复合材料的热疲劳性能 |
| 1.3 颗粒增强铝基复合材料的疲劳裂纹扩展行为 |
| 1.3.1 疲劳裂纹扩展曲线 |
| 1.3.2 疲劳裂纹扩展机制 |
| 1.4 本论文研究背景、研究目的和主要内容 |
| 1.4.1 研究背景 |
| 1.4.2 研究目的 |
| 1.4.3 研究内容 |
| 第2章 喷射沉积SiCp/Al-Si复合材料微观组织及其静态拉伸变形行为 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 试样的制备与测试 |
| 2.2.1 喷射沉积SiCp/Al-Si复合材料的制备 |
| 2.2.2 喷射沉积SiCp/Al-Si复合材料热挤压工艺 |
| 2.2.3 喷射沉积SiCp/Al-Si复合材料热处理工艺 |
| 2.2.4 拉伸性能测试及其微观组织分析 |
| 2.3 不同尺寸SiC颗粒增强Al-7Si复合材料静态拉伸行为 |
| 2.3.1 显微组织 |
| 2.3.2 拉伸性能 |
| 2.3.3 断口形貌 |
| 2.4 不同Si含量的4.5μmSiC_p/Al-Si复合材料静态拉伸行为 |
| 2.4.1 显微组织 |
| 2.4.2 拉伸性能 |
| 2.4.3 断口形貌 |
| 2.5 分析与讨论 |
| 2.5.1 SiC颗粒尺寸对复合材料静态拉伸行为的影响 |
| 2.5.2 Si含量对复合材料静态拉伸行为的影响 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 喷射沉积SiCp/Al-Si复合材料低周疲劳行为 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 试样的制备与测试 |
| 3.2.1 材料与试样 |
| 3.2.2 低周疲劳测试方法 |
| 3.2.3 显微组织观察 |
| 3.3 不同尺寸SiC颗粒增强Al-7Si复合材料的低周疲劳性能 |
| 3.3.1 Al-7Si合金低周疲劳性能 |
| 3.3.2 4.5μm SiC_p/Al-7Si复合材料低周疲劳性能 |
| 3.3.3 20μm SiC_p/Al-7Si复合材料低周疲劳性能 |
| 3.3.4 疲劳后的微观组织 |
| 3.4 不同Si含量的4.5μm SiC_p/Al-Si复合材料的低周疲劳性能 |
| 3.4.1 4.5μm SiC_p/Al-7Si复合材料低周疲劳性能 |
| 3.4.2 4.5μm SiC_p/Al-13Si复合材料低周疲劳性能 |
| 3.4.3 4.5μm SiC_p/Al-20Si复合材料低周疲劳性能 |
| 3.5 分析与讨论 |
| 3.5.1 SiC颗粒尺寸对复合材料低周疲劳性能的影响 |
| 3.5.2 Si含量对复合材料低周疲劳性能的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 喷射沉积SiC_p/Al-Si复合材料疲劳裂纹扩展行为 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 试样的制备与测试 |
| 4.2.1 材料与试样 |
| 4.2.2 疲劳裂纹扩展测试方法 |
| 4.3 不同尺寸SiC颗粒增强Al-7Si复合材料疲劳裂纹扩展行为 |
| 4.3.1 疲劳裂纹扩展曲线 |
| 4.3.2 疲劳裂纹扩展路径 |
| 4.4 不同Si含量的4.5μmSiC_p/A1-Si复合材料疲劳裂纹扩展行为 |
| 4.4.1 疲劳裂纹扩展曲线 |
| 4.4.2 疲劳裂纹扩展路径 |
| 4.5 分析与讨论 |
| 4.5.1 SiC颗粒尺寸对复合材料的疲劳裂纹扩展机制的影响 |
| 4.5.2 Si含量对复合材料疲劳裂纹扩展机制的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 喷射沉积SiC_p/Al-Si复合材料热疲劳行为 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 试样的制备与测试 |
| 5.2.1 热疲劳试样的制备 |
| 5.2.2 热疲劳测试方法 |
| 5.2.3 材料的物理性能及力学性能的测量 |
| 5.3 实验结果 |
| 5.3.1 显微组织及其力学性能 |
| 5.3.2 上限温度对热疲劳裂纹扩展的影响 |
| 5.3.3 相对密度对热疲劳裂纹扩展的影响 |
| 5.3.4 热处理对热疲劳裂纹扩展的影响 |
| 5.3.5 断口形貌 |
| 5.4 分析与讨论 |
| 5.4.1 热疲劳微裂纹的萌生机制 |
| 5.4.2 热疲劳微裂纹的扩展机制 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论与展望 |
| 本论文的创新点 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 附录A 攻读博士学位期间所发表的论文目录 |
（10）奥氏体与铁素体循环变形微观演变对比研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 课题研究背景及意义 |
| 1.2 结构钢的力学变形 |
| 1.2.1 结构钢的主要力学行为 |
| 1.2.2 铁素体材料疲劳和棘轮行为 |
| 1.2.3 奥氏体材料疲劳和棘轮行为 |
| 1.3 XRD技术在材料力学行为研究中的应用 |
| 1.3.1 XRD技术理论基础 |
| 1.3.2 XRD技术评价材料力学变形的现状 |
| 1.4 EBSD技术在材料力学行为研究中的应用 |
| 1.4.1 EBSD技术理论基础 |
| 1.4.2 EBSD技术评价材料力学变形的现状 |
| 1.5 本课题的研究内容及意义 |
| 2 试验材料与方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验方法 |
| 2.2.1 热处理实验 |
| 2.2.2 微观组织及表面形貌实验 |
| 2.2.3 EBSD实验 |
| 2.2.4 XRD实验 |
| 2.2.5 疲劳和棘轮加载实验 |
| 3 奥氏体与铁素体组织及循环应力-应变响应分析 |
| 3.1 组织形貌分析 |
| 3.1.1 奥氏体组织形貌分析 |
| 3.1.2 铁素体组织形貌分析 |
| 3.2 循环应力-应变分析 |
| 3.2.1 疲劳应力-应变分析 |
| 3.2.2 棘轮应力-应变分析 |
| 3.2.3 循环变形过程中表面形貌变化 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 奥氏体与铁素体不同变形阶段的XRD分析 |
| 4.1 XRD处理方法 |
| 4.1.1 位错类型计算 |
| 4.1.2 位错密度计算 |
| 4.2 奥氏体与铁素体疲劳变形的位错变化分析 |
| 4.3 奥氏体与铁素体棘轮变形的位错变化分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 奥氏体与铁素体不同变形阶段的EBSD分析 |
| 5.1 奥氏体和铁素体疲劳损伤的EBSD分析 |
| 5.1.1 晶粒取向分析与EBSD损伤参数 |
| 5.1.2 晶界特征分析 |
| 5.2 奥氏体与铁素体棘轮损伤的EBSD分析 |
| 5.2.1 晶粒取向分析与EBSD损伤参数 |
| 5.2.2 晶界特征分析 |
| 5.3 奥氏体与铁素体循环变形的微观演变对比分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表学术论文情况 |
| 致谢 |
四、TEM OBSERVATIONS OF THE DEVELOPMENT OF THE DISLOCATION ARRANGEMENTS DURING CYCLIC HARDENING（论文参考文献）
- [1]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)
- [2]奥氏体不锈钢服役损伤的非线性超声检测与评价研究[D]. 张剑锋. 华东理工大学, 2014(05)
- [3]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)
- [4]低碳高硅马氏体高强钢组织与力学性能研究[D]. 夏书乐. 燕山大学, 2019(03)
- [5]第二相析出对无碳化物贝氏体钢相变、组织及性能的影响[D]. 赵晓洁. 燕山大学, 2020
- [6]多晶金属棘轮行为的微观机理及相关本构模型研究[D]. 董亚伟. 西南交通大学, 2014(01)
- [7]梯度纳米晶Cu的疲劳性能和循环变形机理研究[D]. 靖利军. 中国科学技术大学, 2020(01)
- [8]低碳含量无碳化物贝氏体钢的强韧化及低周疲劳行为研究[D]. 周骞. 燕山大学, 2015(06)
- [9]喷射沉积SiCp/Al-Si复合材料的疲劳行为研究[D]. 李微. 湖南大学, 2011(05)
- [10]奥氏体与铁素体循环变形微观演变对比研究[D]. 董慧君. 大连理工大学, 2019(02)