一、C-Mn钢裂尖区解理断裂行为的研究（论文文献综述）
李增辉[1]（2020）在《高寒动车组转向架钢的断裂韧性尺寸效应的研究》文中研究指明动车组转向架使用的低碳钢具有体心立方的晶体结构,在高寒地区时受到低温条件的影响,容易出现韧脆转变现象,导致其断裂韧性降低,甚至发生脆性断裂。长春轨道客车有限公司研发了低碳钢用于高寒下动车组转向架的制造,由于转向架的焊接缺陷以及组织的不均匀性等因素都会影响低碳钢的低温敏感性,使其低温脆断的可能性增大,因此继续对低温下钢的断裂韧性问题进行研究。本文主要研究低碳钢试样在低温下断裂韧性的尺寸效应,利用四种不同尺寸的紧凑拉伸试样在不同温度下进行了断裂韧性测试,得到了断裂韧性数据并且利用扫描电镜对断口进行观察分析。讨论了低温下韧脆转变行为导致的断裂韧性分散性以及温度相关性,利用:K-T、J-Q和J-A2理论,结合实验数据建立了低温下低碳钢的断裂韧性与试样尺寸关系,取得了以下研究成果。基于双参数K-T理论,通过线弹性有限元结合实验数据进行计算分析,研究了尺寸效应对断裂韧性的影响,最后揭示了试样尺寸（用约束参数T表示）对断裂韧性的影响规律。基于J-Q和J-A2理论,通过弹塑性有限元的模拟计算,研究试样尺寸对断裂韧性的影响,最后得到了约束参数Q、A2与断裂韧性数值之间的关系;在约束参数A2基础上建立了不同尺寸试样断裂韧性的转换模型。通过微观断裂力学下修正的Beremin模型理论,利用有限元的模拟计算,研究了低温下不同尺寸试样的断裂失效概率问题。得到了以Weibull应力和累计失效概率表示的不同尺寸试样的断裂失效概率;建立了建立了不同尺寸试样断裂韧性的转换模型。本文的研究内容可以为低温下低碳钢的断裂韧性变化问题提供一定的理论研究方法,有助于降低低碳钢断裂韧性实验难度,以便研发性能更优良的低温下的耐寒性钢材料。
李龙飞[2]（2020）在《钒对X80级管线钢抗氢腐蚀及力学性能影响研究》文中研究表明目前,X80级管线钢已广泛应用于石油和天然气的输送,随着国民经济发展对能源需求的急剧增加,越来越多边远地区的油气田被开发利用。油气管道常常会经过极寒、冻土等地带并多服役于潮湿的土壤中,输送介质多含硫化氢等酸性物质,因而,氢造成的管线钢失效问题日益突显。考虑到细小纳米级碳化物可以作为有效氢陷阱降低氢对管线钢的危害,本文研究了不同钒含量对X80级管线钢抗氢腐蚀及力学性能的影响,并且分析了 TMCP工艺不同终轧变形量和轧后回火温度对高钒X80级管线钢抗氢致塑性损失能力影响,为高钒X80级管线钢的开发应用提供参考。钒含量对热锻回火态X80级管线钢氢致裂纹敏感性的影响研究表明,纳米级碳化物数量随着钢中钒含量的增加而增多,当钒含量超过0.12 wt.%时,析出相平均尺寸增大。受钢中纳米级碳化物数量和尺寸分布的影响,随着钢中钒含量增加,有效氢扩散系数降低,可溶解氢浓度升高,氢致裂纹敏感性先降低后升高,钒含量为0.12 wt.%的实验钢具有最佳抗HIC腐蚀性能。钒含量对控轧控冷回火处理X80级管线钢氢致塑性损失影响研究表明,钢中20 nm以下的析出相作为氢陷阱与氢原子结合能力更强,其主要为球状或近球状的碳化钒,20 nm以上的析出相多为椭球状的铌钒复合碳化物。随着钢中钒含量的增加,钢中纳米级析出相的体积分数明显增大,位错密度升高,有效氢扩散系数降低,氢陷阱作用效率提升,氢致塑性损失得到改善,钒含量为0.13 wt.%的实验钢氢脆敏感性指数最低。相比于高钒控轧控冷回火X80级管线钢,未回火实验钢显微组织由板条状贝氏体和少量铁素体组成,实验钢中纳米级析出相的体积分数低而位错密度高,其抗氢致塑性损失性能更差。高钒X80级管线钢控轧控冷终轧变形量实验研究表明,随着终轧变形量的升高,钢中块状铁素体的含量降低,粒状贝氏体的含量升高,当变形量达到50%时,内部出现大量的等轴状晶粒,大角度晶界比例升高,形变存储能降低,发生了动态再结晶。随着终轧变形量升高,钢中纳米级析出相的数量先增加后减少。终轧变形量为40%的钢中析出相数量最多,析出相尺寸在10～15 nm范围内比例最大,且多为含钒碳化物（V4C3或V8C7）,此实验钢具有最佳的抵抗氢致塑性损失能力。四种不同终轧变形量实验钢氢致裂纹敏感性差异不大,引起氢致裂纹的裂纹源主要为Al2O3、MnS等夹杂物以及大尺寸富C相。裂纹更容易在特定的[100]取向晶粒内部或两晶粒间进行扩展延伸。高钒X80级管线钢控轧控冷轧后回火温度实验研究表明,随着轧后回火温度由450℃升高至650℃,钢中纳米级析出相的数量逐渐增多,回火温度继续升高至700℃,细小析出相数量降低且发生Ostwald熟化。轧后回火温度在450～650℃范围内的实验钢显微组织均由粒状贝氏体、板条状铁素体及少量多边形铁素体组成,回火温度为700℃的实验钢显微组织则由粗大的多边形铁素体组成,其显微硬度明显下降。回火温度升高,钢内部片层状结构的渗碳体含量降低,实验钢发生动态回复的程度升高,钢中位错密度降低。回火温度为650℃的实验钢具有最低的有效氢扩散系数,最高的可溶解氢浓度和氢陷阱密度,这均与其内部尺寸小于30 nm的碳化物数量最高有关,此实验钢具有最佳的抗氢致塑性损失能力。钒含量对控轧控冷回火处理X80级管线钢力学性能影响研究表明,钒含量最高（0.150wt.%V）的实验钢具有最高的韧脆转变温度,-49.43℃,其抵抗冷脆性能最差,钒含量最低（0.036 wt.%V）的实验钢韧脆转变温度最低,-68.12℃,具有最佳的抵抗冷脆性能,而另两种实验钢的韧脆转变温度居中,在-60℃左右。随着钒含量由0.036 wt.%增加到0.075 wt.%,实验钢的抗拉强度和屈服强度均明显提高,但钒含量的进一步升高对实验钢的强度影响很小,强度的增加主要是沉淀强化和细晶强化的共同作用。综合考虑X80级管线钢抗氢致开裂、抗氢致塑性损失、低温冲击韧性及强塑性等性能,控轧控冷工艺中终轧变形量为40%,轧后回火温度为650℃,钒含量控制在0.110～0.130 wt.%范围内的钢材具有开发价值。
周庆飞[3]（2019）在《75kg/m重载用钢轨淬火工艺及疲劳裂纹扩展行为研究》文中指出众所周知,珠光体钢轨随着珠光体片层间距的减小其抗拉强度、屈服强度得到相应的提高,疲劳寿命是否随之提高,有待进一步研究。为了使钢轨具有较高的屈服强度来提高重轨的承载力,获得细小的珠光体片层间距热处理钢轨成为各钢轨生产企业研发重点之一,而热处理钢轨屈服强度的提高对其疲劳寿命如何影响成为本文解决的关键技术问题。本文以75kg/m BGRE重轨钢为研究对象,研究了未热处理态、热处理态和不同淬火冷速态对BGRE钢疲劳裂纹扩展性能的影响。实验测定了疲劳裂纹扩展a-N曲线和疲劳裂纹扩展Paris区（Ⅱ区）的材料参数C值、m值;测定给出BGRE钢未热处理态、热处理态和不同淬火冷速条件下CT试样在强度因子ΔK=10MPa?m1/2和13.5MPa?m1/2时裂纹扩展速率,实验结果表明:随着不同淬火冷却速度的增大与之对应的C值增大、m值减小;在ΔK=10MPa?m1/2时裂纹扩展速率随冷却速度增大而减小,在ΔK=13.5MPa?m1/2时裂纹扩展速率随冷却速度变化不明显。在上述淬火工艺中,BGRE重轨钢8℃/s冷速试样具有最好的疲劳性能,疲劳裂纹扩展寿命较热处理态提高37.7%。在钢轨淬火终冷温度450℃条件下,研究了450℃自回火对BGRE钢不同淬火冷速试样疲劳性能的影响,绘制出裂纹扩展速率曲线,实验结果表明:450℃自回火对BGRE钢淬火后试样疲劳性能影响较大,表现为:随着裂纹扩展速率曲线Ⅰ区消失,裂纹扩展寿命有较大程度的降低。本文以含微合金元素Cr-Nb实验钢为研究对象,通过8℃/s淬火冷速和450℃自回火,研究微合金元素Cr-Nb对试验钢疲劳性能的影响,实验结果表明:当8℃/s淬火冷速时,试验钢与BGRE钢的疲劳性能相差较小分别为107万次、106万次;在450℃自回火后,实验钢与BGRE钢疲劳性能相差较大分别为107万次和88万次,表明试验钢有较好的自回火性能。通过上述实验研究,解析了不同淬火冷速下BGRE钢轨和Cr-Nb系微合金实验钢疲劳性能的影响因素,为进一步提高淬火钢轨疲劳寿命的同时,确保钢轨质量提供了科学、合理的理论基础,具有十分重要的指导意义。
胡正兴[4]（2019）在《带状组织对管线钢单轴拉伸和疲劳裂纹扩展行为影响的实验研究》文中研究说明带状组织作为管线钢中一种常见缺陷组织,往往引起钢材力学性能的各向异性,易导致钢材强度、塑性和韧性的下降。而其研究大多局限于铁素体/珠光体这种常见带状组织,且对带状组织与钢材力学行为关联性的研究还不够充分。数字图像相关（Digital image correlation,DIC）方法因其非接触、全场性和精度高等优势在对带状组织这种非均质材料变形机理的研究中具有巨大优势。本文基于DIC方法研究了除铁素体带外第二类组织带为粒状贝氏体、退化珠光体和马氏体-奥氏体岛状组织的混合相带状组织对管线钢单轴拉伸和疲劳裂纹扩展行为的影响,主要完成以下工作:首先,通过热处理工艺制备含有带状组织的金相拉伸试样,分析了带状组织特征,进而构建了基于DIC方法的带状组织多尺度变形测量系统,将试样表面腐蚀后的自然纹理作为DIC变形测试的散斑标记,并通过零变形实验验证了系统具有较高的精度和稳定性。其次,基于DIC测试系统研究了带状组织对管线钢拉伸性能的影响。结果表明,横向（Transverse direction,TD）试样在拉伸载荷下铁素体带产生主要变形,而轧制方向（Rolling direction,RD）试样中铁素体带和第二类组织带的协调变形能力较好,这是造成RD强度优于TD的主要原因;另外,带状组织的连续性对管线钢试样的拉伸性能有重要影响,连续性差的带状组织在第二类组织带的间断区容易产生应变集中,含连续性差带状组织的RD试样其强度甚至会劣于含连续性较好带状组织的TD试样。最后,研究了带状组织对管线钢疲劳裂纹扩展行为的影响。对管线钢的纵截面方向（本文以LD表示）试样和TD试样的疲劳裂纹扩展行为进行了对比分析,并基于DIC结合激光共聚焦显微镜非原位测得了疲劳裂纹扩展过程中的累积应变场。结果表明,LD试样中带状组织容易造成裂纹的大范围偏折,尤其在疲劳裂纹扩展前期容易造成相对TD试样更低的裂纹扩展速率,而在后期由于裂尖塑性区的增大,TD试样裂纹扩展路径中较多的铁素体也有利于裂尖钝化,从而减缓裂纹扩展速率的增长。整体上在所设定的载荷条件下LD试样比TD试样的疲劳裂纹扩展抗力略高。
廖小伟[5]（2018）在《低温环境下桥梁钢材与焊接细节的疲劳性能研究》文中研究表明在长期往复交通荷载作用下,钢结构桥梁的危险焊接细节极易发生疲劳开裂破坏,而在冬季寒冷和严寒地区服役的钢结构桥梁还面临着低温冷脆破坏的威胁。但是,目前各国规范尚未有关于钢桥低温疲劳问题的规定,相关研究也十分匮乏。因此,为了进一步明确钢桥焊接细节在低温环境下的疲劳性能,以大量的疲劳试验研究为基础,结合数值模拟和理论分析,从钢材和焊缝、焊接细节到构件层面,系统研究了低温对其疲劳性能的影响规律和机理。主要研究工作和结论如下:（1）在室温-60oC范围,以Q345qD和Q370qE钢材为对象,展开了共计39个光滑圆棒试样的应变控制疲劳试验、72个夏比V型缺口试样的冲击试验、91个标准紧凑拉伸试样的疲劳裂纹扩展速率试验和裂纹扩展门槛值测试,揭示了低温对钢材疲劳性能的影响规律,积累了宝贵的桥梁钢材低温疲劳数据。结果表明低温增强了两种钢材抵抗裂纹萌生和裂纹扩展的疲劳性能,降低了对接焊缝的抵抗疲劳裂纹扩展性能。（2）选取典型焊接构造——等厚板对接焊接接头和十字形非传力角焊缝接头,在室温和-60oC条件下,完成了共计43根有效试样的高周恒幅疲劳试验,并进行了基于局部应变法的疲劳裂纹萌生寿命预测和基于三维裂纹扩展分析的疲劳裂纹扩展寿命预测分析,揭示了低温对焊接细节疲劳性能的影响规律和机理。结果表明焊接细节的低温疲劳寿命不会低于室温,其疲劳性能主要受焊接过程和低温环境等因素共同作用,但是在低温环境下其疲劳裂纹萌生可能更容易发生。（3）基于三维裂纹扩展分析,进一步验证了含敏感细节受弯构件的低温疲劳性能,结合典型焊接细节的疲劳分析结果表明,由于现行低合金桥梁钢材一般都具有较高的断裂韧性,低温下临界裂纹尺寸的降低对焊接细节疲劳性能的影响几乎可以忽略。（4）结合疲劳试验和数值分析结果,提出了适用于室温-60oC环境下钢桥疲劳评估的Paris参数特征参考值,从钢材选择、焊接细节的低温疲劳性能及其疲劳性能的改善三个角度,为服役于低温寒冷和严寒地区钢桥焊接细节的抗疲劳设计提供了建议。
何永攀[6]（2017）在《S355J2W钢及焊接接头低温性能研究》文中提出S355J2W耐候钢主要用于高速列车转向架的制造,转向架是保证列车运行稳定性及安全性的关键部件。然而,S355J2W钢在低温下会发生韧脆转变,使材料突然发生脆性断裂。转向架各部位的连接主要通过焊接,焊接缺陷及组织的不均匀性等因素均会增大焊接接头的低温敏感性,从而使接头发生低温脆断的可能性增大。因此,有必要对S355J2W钢焊接接头的低温性能进行研究。本文以S355J2W钢MAG焊接接头为研究对象,通过在不同的温度下进行拉伸试验、冲击试验及断裂韧性试验,研究强度、塑性及韧性等指标随温度的变化规律,并深入探究了接头各区的韧脆转变行为;通过断口金相观察讨论了接头各区解理断裂的临界事件,通过EBSD分析了母材和焊缝晶粒取向及裂纹扩展路径;通过TEM对比分析了常温及低温下断口附近的微观组织及位错形貌;采用有限元分析方法结合断口细观参数测量,计算了接头各区的解理断裂应力,并深入分析了微观组织对低温韧性的影响。低温力学性能及韧性试验结果表明,随着温度降低,接头各区的强度增大而塑性、韧性降低,母材具有最好的低温韧性和最低的韧脆转变温度,而焊缝低温韧性最差,韧脆转变温度最高,为焊接接头最薄弱环节。低温下,接头各区的微观断裂机制逐渐由韧性断裂向脆性断裂转变。母材在-80～-115℃解理断裂的临界事件为晶粒尺寸的微裂纹穿过晶界扩展,在-196℃临界事件转变为微裂纹的形核,焊缝和热影响区微观组织的不均匀性造成解理断裂临界事件的差异性。母材中大角度晶界的比例较高,可有效阻碍裂纹扩展而使低温韧性提升,焊缝中先共析铁素体及侧板条铁素体内部的小角度晶界对裂纹扩展阻碍作用较小,而针状铁素体区域高比例的大角度晶界有利于提升低温韧性。母材在常温下较大的塑性变形引起位错增值,在-196℃下具有较低的位错密度,Nb2C析出相对位错的钉扎作用显着。母材解理起裂源位于晶界,焊缝解理起裂源多为夹杂相诱发形成,热影响区存在晶界和夹杂相两种形核机制。母材细小的微观组织使特征微裂纹长度较小,从而具有较大的解理断裂应力,宏观上表现为较好的低温韧性;焊缝和热影响区的中粗大的组织显着降低了解理断裂应力,从而具有较差的低温韧性,组织的不均匀性造成了解理断裂应力较大的离散性。
母明钰[7]（2017）在《面内/面外拘束与脆性断裂韧性的关联及纳入拘束的结构断裂评定》文中研究指明机械结构的脆性断裂是需要防范的最危险的失效模式。在含裂纹的机械结构中,面内与面外裂尖拘束同时存在,为了准确评价结构的完整性,需要考虑两种拘束对结构断裂行为的影响。为此,需要研究面内/面外拘束与材料脆性断裂韧性的关联及发展可同时纳入面内/面外拘束的结构完整性评价方法。本文基于国际上大量核压力容器合金钢的不同面内/面外拘束试样的脆性断裂韧性实验数据,结合这些试样不同拘束参数的大量三维有限元计算,通过与传统基于裂尖应力场的拘束参数（T,A2,Tz和h）的对比分析,研究了基于裂尖等效塑性应变的拘束参数Ap表征脆性断裂条件下的面内与面外拘束的能力及其与材料脆性断裂韧性的关联。在此基础上,进一步对承压管道周向内表面裂纹的拘束进行了三维有限元计算表征,研究了纳入面内与面外统一拘束Ap的结构断裂评定方法,探索了拘束参数Ap与Master Curve参考温度T0的可关联性。研究得到的主要结论如下:（1）传统的拘束参数T,A2,Q,Tz和h)各自主要表征面内或面外拘束。基于裂尖等效塑性应变的新拘束参数Ap可以统一地表征脆性断裂条件下宽范围的面内和面外裂尖拘束。Ap可以与不同合金钢的脆性断裂韧性KJc和Jc之间建立单一的关联曲线(即KJc/Kref-（?）和Jc/Jref-（?）关联线),这些关联线与等效塑性应变εp等值线和参考试样的选择无关。通过对关联线的拟合得到了不同合金钢的KJc/Kref-（?）石和Jc/Jref-（?）关联式。（2）对于承压管道中的周向内表面裂纹,不同拘束参数表征的沿裂纹前沿的拘束分布并不相同。对于大多数管道裂纹,用T应力表征的最大拘束出现在管道的自由表面附近,但是用Q和Ap表征的最大拘束出现在管道的最深点附近。管道裂纹的拘束水平随着裂纹深度a/t和裂纹长度c的增加而增大,但当a/t>0.3之后,拘束对a/t和aa/c不敏感。（3）基于K-Ap两参数,通过管道裂纹K和拘束参数Ap的计算和采用拘束Ap相关的材料脆性断裂韧性,在现有失效评定图（FAD）评定技术的框架内实现了纳入面内/面外统一拘束Ap的管道断裂评定。评定结果表明:基于Ap的拘束评定可以减少传统不考虑拘束评定的保守度。随着裂纹长度和裂纹深度的减小,纳入Ap的拘束评定的精度增益增大。（4）Master Curve参考温度T0与不同拘束参数的关联研究表明:T0与T应力和Q拘束参数之间由于大的数据分散不能建立良好的关联,而To与统一拘束参数Ap之间可以建立良好的关联。计算得到了三种不同核电压力容器合金钢的Master Curve参考温度T0与（?）的关联曲线和关联式。
杨宝[8]（2016）在《X90管线钢在土壤模拟溶液中应力腐蚀开裂研究》文中认为本文以高强度X90管线钢为研究对象,通过电化学实验、慢应变速率拉伸试验（SSRT）和腐蚀疲劳试验（CF）等测试手段,对其在近中性pH值NS4土壤模拟溶液中进行了应力腐蚀开裂研究。对其在近中性环境中的电化学行为、应力腐蚀（SCC）开裂敏感性、硬化行为以及裂纹开裂行为等进行了分析,讨论了在该试验条件下的应力腐蚀开裂机理,并对应力腐蚀裂纹开裂速率进行了定量分析。主要结论如下:电化学实验结果表明:静态下,X90管线钢表现出明显的阳极活性溶解特征,开路电位Eop=-714mV,腐蚀电位Ecorr=-743.6mV;动态下,Eop随着波动载荷次数N值增大而先增大后持续减小;N值的增大加速了金属的阳极溶解过程但抑制了阴极反应的过程,在0≤N<500次时,总反应由阴极还原反应主导,当N≥500次时,则转变为由阳极溶解反应所主导,总反应表现为以离子传递电荷为主导的多步反应过程。SSRT试验结果表明:在试验条件下SSRT曲线为典型的Round-house型曲线;材料在不同的应变区间存在不同的应变硬化指数n值,总体上母材的n值高于焊缝的,近中性pH值NS4溶液会导致材料的n值下降。管线钢母材和焊缝对近中性NS4溶液具有明显的SCC敏感性,且焊缝的敏感性高于母材,主要表现为塑性损失和二次裂纹;试样表面的点蚀坑具有诱发和促进微裂纹的产生和扩展作用;在空气中的断裂机制为韧窝微孔型韧性断裂,而在近中性NS4溶液中则表现为韧-脆混合型断裂机制。腐蚀疲劳试验结果表明:母材在空气和近中性溶液环境中的断口均呈现脆性断裂特征,断面均分布有许多二次裂纹,表现为穿晶和沿晶混合开裂形式,主要以穿晶开裂为主,裂纹开裂属于阳极溶解和氢脆的混合机制;管线钢SCC裂纹扩展对近中性溶液环境具有较高的开裂敏感性,阳极溶解所导致的裂纹扩展速率在整个裂纹扩展过程中贡献较小;同时,管线钢在近中性溶液环境中SCC裂纹扩展速率在近门槛区可用da/dN=4.14×10-9（?K-6.48）1.43来近似描述,而在裂纹稳定扩展区则可用da/dN=6.80×10-10（?K-8.63）2来表示。
石晓辉[9]（2016）在《网篮组织TC18钛合金损伤容限性能及高周疲劳强度研究》文中研究说明损伤容限设计准则是现代飞机实现低成本、长寿命安全飞行需要遵守的重要准则,随着对飞机安全性和经济性的要求日益提高,对钛合金航空结构件的损伤容限性能及高周疲劳强度要求也越来越高。钛合金网篮组织具有优异的损伤容限性能而被广泛应用于现代先进飞机的关键构件。因此,理解不同钛合金网篮组织特征对损伤容限性能及高周疲劳强度的影响因素及规律对于拓宽其在航空领域的应用意义重大。然而,由于钛合金损伤容限性能及高周疲劳强度影响因素的复杂性以及钛合金网篮组织特征参数的多样性,准确找到网篮组织特征对钛合金损伤容限性能及高周疲劳强度的影响规律成为需要解决的关键问题。本文以网篮组织TC18钛合金为例,采用实验研究、理论分析和有限元数值模拟相结合的方法,对其损伤容限性能、高周疲劳行为进行了较为深入和系统的研究。主要研究内容和结论如下:基于显微组织观察以及断口、裂纹扩展路径的分析揭示了不同网篮组织特征对合金断裂韧性以及断裂机制的影响。发现具有长且粗片状α相（长度在15μm以上,厚度约为1.5-2μm）的组织能够更有效地对主裂纹产生偏转作用。组织中长且粗的片状α相能够显着增加TC18合金断裂韧性试样的断口粗糙度以及裂纹扩展路径的曲折度,从而提高了合金的断裂抗力,是TC18钛合金获得良好断裂韧性的必要条件。综合考虑裂纹沿扩展路径所吸收的塑性功及裂纹扩展路径曲折度对断裂韧性的共同影响,提出并建立了网篮组织TC18钛合金断裂韧性的数学模型。该断裂韧性模型具有较满意的预测精度,整体预测误差在10%以内。基于模型分析发现:内部断裂抗力（裂尖塑性功）对TC18钛合金的断裂韧性起主要作用,占到总韧性的80%-95%左右。外部断裂抗力（裂纹扩展路径曲折度的贡献）对TC18钛合金的断裂韧性起次要作用,占总韧性的5%-20%左右。基于显微组织、断裂韧性试样断口和裂纹扩展路径等方面的分析,揭示了表面氧化对合金断裂韧性的影响机制。在低于600℃进行氧化处理后,合金断裂韧性变化不大。然而,在高于700℃进行氧化处理后,合金断裂韧性急剧降低,试样表面氧化层及富氧层是导致该现象的主要原因。表面氧化层和富氧层的存在能够减小断裂韧性试样剪切唇的面积,降低裂纹扩展路径的曲折度,并严重限制了断裂韧性试样侧表面裂尖塑性区尺寸及二次裂纹的形成,从而较大程度地削弱了断裂抗力。阐明了网篮组织特征对TC18钛合金在Paris区的疲劳裂纹扩展速率及疲劳裂纹扩展机理的影响。发现当AK为较低水平时,5种组织形态下合金的疲劳裂纹扩展速率差别较明显,然而当AK为较高水平时,5种组织形态下合金的疲劳裂纹扩展速率差异较小。其原因如下:在较低AK水平下,裂纹尖端塑性区较小,准解理断裂机制主导疲劳裂纹扩展过程,此时由显微组织所引起的裂纹偏折效应能够强烈影响合金的疲劳裂纹扩展速率。随着应力强度因子范围△K的逐渐增大,裂尖塑性区尺寸逐渐增大,条带机制成为疲劳裂纹扩展的主要机制,此时,由显微组织的裂纹偏转效应所引起的疲劳裂纹扩展抗力差别不大,从而导致不同工艺下合金的疲劳裂纹扩展速率愈来愈相近。最后,提出并建立了基于屈服强度和断裂真应变的疲劳裂纹扩展速率通用的Paris模型,能够较好地描述5种双重退火工艺下TC18钛合金的疲劳裂纹扩展速率。阐明了不同网篮组织特征下TC18钛合金高周疲劳裂纹萌生机制,揭示了高周疲劳裂纹萌生机制对合金疲劳强度的影响规律及影响机制。研究发现:对于TC18钛合金而言,高的屈服强度和高周疲劳条件下高的亚表面裂纹萌生概率都能对合金疲劳强度产生有利影响。亚表面裂纹萌生概率是由其显微组织形态决定的。组织中较粗大的α相是TC18钛合金网篮组织的“弱相”,为疲劳裂纹的优先萌生位置。因此,较弱相在疲劳试样中的分布决定了裂纹萌生的位置。当较弱相分布于试样表面时,疲劳裂纹将在表面萌生。当较弱相分布于试样内部时,疲劳裂纹则更倾向于在亚表面萌生。一般而言,具有较高β转变组织强度和具有少量较弱相的组织更容易实现高的亚表面裂纹萌生率。基于Abaqus软件,以最大主应力σmax（Maxps）准则作为损伤起始判据,以临界能量释放率Gc作为裂尖失效的判据,利用扩展有限元（XFEM）法模拟了断裂韧性试样裂尖的损伤及失效过程。同时,利用有限元法建立seam型裂纹,并以此来输出断裂韧性试样在失效时的裂尖应力强度因子参量,进而实现了断裂韧性预测。
袁军军[10]（2016）在《高强钢焊缝金属组织和性能的研究》文中研究表明本文通过X70管线钢用药芯焊丝研究焊缝金属低温冲击韧性不稳定及出现低值的原因。通过X120管线钢用金属粉芯焊丝研究了Si和Cu元素对X120管线钢焊缝金属组织和性能的影响。本课题实验分为两个部分:（1）X70管线钢用药芯焊丝焊缝金属组织、拉伸性能和冲击性能的研究。采用平焊（PC2048）、立向下（PC2049）、立向上（PC2224）三种不同的焊接位置,进行多层多道焊接。在焊接接头中间取1个拉伸试样和10个分别相邻的冲击试样,分别进行室温拉伸和低温（-40℃）冲击试验。（2）X120管线钢焊缝金属组织及力学性能分析。设计一组X120管线钢用焊丝成分,并在此焊丝成分的基础上修改Si和Cu的含量,得到Cu元素含量是0.05wt.%时,Si元素含量分别为0.4wt.%、1.2wt.%、2.0wt.%;Si元素含量为0.4wt.%时,Cu元素含量是0.05wt.%、0.2wt.%的四组成分相互对比的焊缝金属试样。分别进行不同温度（20℃、-50℃、-80℃、-110℃、-196℃）的拉伸实验和不同温度（20℃、-50℃、-80℃、-110℃、-196℃）的冲击实验。用OM和SEM对焊缝金属的微观组织、拉伸和冲击试样的断口进行分析,用Image J软件测量冲击断口上的三个微观参数。第一部分研究结果表明低温冲击韧性波动且出现低值的原因有如下几方面:（1）焊缝中存在粗大晶粒,解理起裂于粗大晶粒区且晶粒越粗大韧性越低。（2）夹杂物是解理断裂的起裂源,当冲击试样开缺口部位刚好有夹杂、裂纹等缺陷存在时,裂纹扩展过程中,遇到这些缺陷,冲击韧性值会急剧降低。（3）起裂源距离冲击试样缺口根部越近时,应力达到临界值的载荷越小,对应韧性越低。综上,焊缝金属低温冲击韧性不稳定出现低值的根本原因是冲击试样开缺口所在平面夹杂等焊接缺陷与多道焊焊缝金属柱状晶区粗大的晶粒重合,成为其最薄弱的环节,且重合位置距缺口尖端越近冲击功越低。第二部分研究结果表明:（1）在碳含量很低的情况下（0.06wt.%）,Si元素也能促进板条贝氏体的形成,Si元素从0.4wt.%增加到2.0wt.%,焊缝金属由块状铁素体+粒状贝氏体为主转变为板条贝氏体+少量马氏体组织为主;焊缝金属力学性能整体变化趋势是强度增加,塑性和韧性降低。当Si元素含量为2.0wt.%时,焊缝金属部分拉伸试样的拉伸性能变差,焊缝金属中有氢致裂纹,原因是焊缝金属中有氢元素富集,焊缝金属中未回火的马氏体组织又对氢致裂纹有较高的敏感性。（2）当Cu元素从0.045wt.%增加到0.188wt.%时,Cu元素抑制了粒状贝氏体及柱状晶界偏析贝氏体的形成。随着Cu元素含量的提高,焊缝金属组织由块状铁素体+大量粒状贝氏体+少量柱状晶界偏析板条贝氏体变为粗大块状铁素体+粒状贝氏体。粒状贝氏体组织含量降低,铁素体含量增加,整体显微硬度值降低。焊缝金属力学性能整体变化趋势是强度、塑性降低,韧性有小幅度提高。
二、C-Mn钢裂尖区解理断裂行为的研究（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、C-Mn钢裂尖区解理断裂行为的研究（论文提纲范文）
（1）高寒动车组转向架钢的断裂韧性尺寸效应的研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 背景及意义 |
| 1.1.1 研究背景 |
| 1.1.2 工程意义 |
| 1.2 国内外研究现状 |
| 1.2.1 低温下钢的断裂韧性的研究 |
| 1.2.2 断裂韧性的尺寸效应的研究 |
| 1.3 研究内容及技术方案 |
| 1.3.1 研究内容 |
| 1.3.2 技术方案 |
| 1.4 本章小结 |
| 2 低碳钢的拉伸与断裂试验 |
| 2.1 不同尺寸的紧凑拉伸试样的设计 |
| 2.1.1 紧凑拉伸试样 |
| 2.1.2 预制裂纹 |
| 2.2 低碳钢的拉伸性能 |
| 2.3 低温下不同尺寸试样的断裂韧性试验及结果 |
| 2.4 断裂试样的断口分析 |
| 2.5 结果分析 |
| 2.6 本章小结 |
| 3 线弹性断裂力学下的尺寸效应分析及有限元计算 |
| 3.1 K-T理论介绍 |
| 3.2 基于线弹性断裂力学的有限元模拟计算及分析 |
| 3.2.1 有限元简介 |
| 3.2.2 建立CT试样的有限元模型 |
| 3.2.3 计算结果与分析 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 弹塑性断裂力学下的尺寸效应分析及有限元计算 |
| 4.1 J-Q和J-A2理论的介绍 |
| 4.1.1 J-Q理论 |
| 4.1.2 J-A_2理论 |
| 4.2 基于弹塑性断裂力学的有限元模拟计算及分析 |
| 4.2.1 建立二维CT试样、边界层(MBL)的有限元模型 |
| 4.2.2 约束参数Q计算结果 |
| 4.2.3 建立三维CT试样的有限元模型 |
| 4.2.4 约束参数A_2计算结果 |
| 4.2.5 建立约束参数与断裂韧性之间的模型 |
| 4.3 线弹性和弹塑性尺寸效应结果分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 不同尺寸试样的断裂失效概率研究 |
| 5.1 断裂失效概率的相关理论 |
| 5.1.1 主曲线法 |
| 5.1.2 解理断裂局部法模型 |
| 5.2 不同尺寸试样的断裂失效概率分析 |
| 5.2.1 WEIBULL理论的修正模型 |
| 5.2.2 基于断裂失效概率有限元模拟计算及分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 结论与展望 |
| 6.1 总结 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及攻读硕士/博士学位期间取得的研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（2）钒对X80级管线钢抗氢腐蚀及力学性能影响研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 国内外高级别管线钢的研究现状及发展趋势 |
| 2.1.1 管线钢及管道工程的发展史 |
| 2.1.2 国内管线钢的应用现状 |
| 2.1.3 管线钢未来发展趋势及挑战 |
| 2.2 控轧控冷工艺在管线钢中的应用 |
| 2.2.1 控制轧制 |
| 2.2.2 控制冷却 |
| 2.3 管线钢的腐蚀及失效机理 |
| 2.3.1 环境氢脆 |
| 2.3.2 应力腐蚀 |
| 2.3.3 其他腐蚀 |
| 2.4 管线钢的成分及力学、焊接性能 |
| 2.4.1 管线钢中化学成分 |
| 2.4.2 管线钢的强韧性及抗变形能力 |
| 2.4.3 管线钢的焊接性能 |
| 2.5 本课题研究意义及内容 |
| 3 钒含量对管线钢氢致裂纹敏感性的影响 |
| 3.1 实验材料与方法 |
| 3.1.1 实验材料 |
| 3.1.2 实验方法 |
| 3.2 钒含量对管线钢中纳米级析出相特征及组织的影响 |
| 3.2.1 平衡相析出的热力学计算 |
| 3.2.2 钒含量对碳氮化物析出及组织的影响 |
| 3.3 钒含量对管线钢中氢扩散行为及氢陷阱效率的影响 |
| 3.3.1 含钒钢氢渗透曲线及氢扩散行为 |
| 3.3.2 含钒钢氢陷阱效率 |
| 3.4 钒含量对管线钢抗氢致开裂性能的影响 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 钒含量对控轧控冷管线钢氢致塑性损失性能的影响 |
| 4.1 实验材料与方法 |
| 4.1.1 实验材料 |
| 4.1.2 实验方法 |
| 4.2 钒含量对轧后回火钢析出相、显微组织、位错密度及氢致塑性损失的影响 |
| 4.2.1 钒含量对轧后回火态钢析出相、显微组织影响 |
| 4.2.2 钒含量对轧后回火态钢位错密度的影响 |
| 4.2.3 钒含量对轧后回火态钢氢扩散行为及氢陷阱效率的影响 |
| 4.2.4 钒含量对轧后回火态钢氢致塑性损失的影响 |
| 4.3 高钒轧后未回火钢析出相、显微组织、位错密度及氢致塑性损失研究 |
| 4.3.1 高钒轧后未回火钢析出相、显微组织和位错密度 |
| 4.3.2 高钒轧后未回火管线钢氢扩散行为及氢致塑性损失研究 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 终轧变形量对管线钢氢扩散及氢致塑性损失的影响 |
| 5.1 实验材料与方法 |
| 5.1.1 实验材料 |
| 5.1.2 实验方法 |
| 5.2 终轧变形量对管线钢析出相、显微组织及晶体学特征的影响 |
| 5.2.1 终轧变形量对管线钢中析出相特征的影响 |
| 5.2.2 终轧变形量对管线钢显微组织及晶体学取向的影响 |
| 5.3 终轧变形量对管线钢氢扩散行为及氢致塑性损失的影响 |
| 5.3.1 终轧变形量对管线钢中氢扩散行为的影响 |
| 5.3.2 氢致裂纹起源与延伸的影响研究 |
| 5.3.3 终轧变形量对管线钢氢致塑性损失的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 轧后回火工艺对管线钢氢扩散及氢致塑性损失的影响 |
| 6.1 实验材料与方法 |
| 6.1.1 实验材料 |
| 6.1.2 实验方法 |
| 6.2 轧后回火温度对管线钢析出相、显微组织及晶体学特征的影响 |
| 6.2.1 轧后回火温度对管线钢析出相特征的影响 |
| 6.2.2 轧后回火温度对管线钢显微组织及硬度的影响 |
| 6.2.3 轧后回火温度对管线钢晶界类型分布及晶体学特征的影响 |
| 6.3 轧后回火温度对管线钢氢扩散行为及氢致塑性损失的影响 |
| 6.3.1 轧后回火温度对管线钢中氢扩散行为的影响 |
| 6.3.2 轧后回火温度对管线钢氢致塑性损失的影响 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 钒含量对X80级管线钢力学性能影响研究 |
| 7.1 实验材料及方法 |
| 7.1.1 实验材料 |
| 7.1.2 实验方法 |
| 7.2 不同钒含量管线钢的析出相、显微组织及晶体学特征 |
| 7.2.1 管线钢中析出相特征研究 |
| 7.2.2 管线钢显微组织及晶体学特征 |
| 7.3 钒含量对管线钢低温冲击韧性的影响 |
| 7.3.1 冲击断口形貌及韧脆转变温度研究 |
| 7.3.2 冲击韧性及脆性断裂机理研究 |
| 7.4 钒含量对管线钢强度和塑性的影响 |
| 7.5 本章小结 |
| 8 结论及后期工作设想 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 后期工作设想 |
| 9 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 |
（3）75kg/m重载用钢轨淬火工艺及疲劳裂纹扩展行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 国内外重载铁路的发展历程 |
| 1.1.1 国内重载铁路的发展 |
| 1.1.2 国外重载铁路的发展 |
| 1.2 重载铁路的发展趋势 |
| 1.3 我国重载钢轨的发展现状及趋势 |
| 1.4 钢轨的损伤与失效 |
| 1.5 疲劳断裂理论研究 |
| 1.5.1 疲劳裂纹萌生与扩展 |
| 1.5.2 疲劳裂纹扩展速率曲线 |
| 1.5.3 基于ΔK的裂纹扩展速率模型表达 |
| 1.5.4 影响疲劳裂纹扩展速率的因素 |
| 1.6 显微组织对疲劳裂纹扩展性能的影响 |
| 1.6.1 钢轨的淬火 |
| 1.6.2 钢轨淬火工艺的选择 |
| 1.6.3 珠光体组织对钢轨疲劳性能的影响 |
| 1.7 合金元素在钢轨中的作用 |
| 1.8 选题的目的与研究意义 |
| 1.9 研究内容 |
| 2 研究材料及方法 |
| 2.1 实验用钢及其化学成分 |
| 2.2 取样及试样尺寸的确定 |
| 2.2.1 取样位置 |
| 2.2.2 试样尺寸 |
| 2.3 实验方案 |
| 2.3.1 不同淬火工艺实验 |
| 2.3.2 自回火实验 |
| 2.3.3 疲劳裂纹扩展速率实验 |
| 2.3.4 疲劳裂纹轨迹的观察 |
| 2.3.5 硬度测试 |
| 2.3.6 组织及断口分析 |
| 3 不同淬火工艺的BGRE钢疲劳裂纹扩展行为研究 |
| 3.1 不同淬火工艺对BGRE钢显微组织的影响 |
| 3.2 BGRE钢疲劳裂纹扩展a-N曲线分析 |
| 3.3 BGRE钢疲劳裂纹扩展速率曲线分析 |
| 3.3.1 裂纹扩展速率曲线分析 |
| 3.3.2 不同淬火工艺下的Paris方程 |
| 3.3.3 淬火工艺对BGRE钢疲劳性能的影响对比分析 |
| 3.4 BGRE钢不同淬火工艺疲劳裂纹扩展机制分析 |
| 3.4.1 不同淬火工艺对硬度的影响 |
| 3.4.2 疲劳断口形貌及裂纹扩展路径 |
| 3.5 本章小结 |
| 4 自回火对BGRE钢疲劳裂纹扩展行为的影响 |
| 4.1 BGRE钢自回火后疲劳裂纹扩展a-N曲线分析 |
| 4.2 BGRE钢自回火后疲劳裂纹扩展速率曲线分析 |
| 4.3 BGRE钢自回火后疲劳裂纹扩展机制分析 |
| 4.3.1 自回火对硬度的影响 |
| 4.3.2 疲劳裂纹扩展断口 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 合金元素对BGRE钢疲劳裂纹扩展行为的影响 |
| 5.1 实验钢疲劳裂纹扩展a-N曲线 |
| 5.2 疲劳裂纹扩展速率曲线分析 |
| 5.2.1 淬火工艺对实验钢疲劳裂纹扩展速率的影响 |
| 5.2.2 不同淬火工艺下的Paris方程 |
| 5.2.3 合金元素对75Kg/m钢疲劳裂纹扩展速率的影响 |
| 5.3 实验钢疲劳裂纹扩展机制分析 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（4）带状组织对管线钢单轴拉伸和疲劳裂纹扩展行为影响的实验研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题背景和研究意义 |
| 1.2 钢中带状组织的研究现状 |
| 1.2.1 带状组织形成机理 |
| 1.2.2 带状组织对钢的力学行为影响研究现状 |
| 1.3 材料的疲劳裂纹扩展机制概述 |
| 1.4 DIC方法的研究进展及其应用 |
| 1.4.1 DIC方法的研究进展 |
| 1.4.2 DIC在金属材料力学行为研究中的应用 |
| 1.5 本文主要工作 |
| 第二章 管线钢带状组织与力学行为关联性实验研究方法分析 |
| 2.1 DIC方法基本原理和系统要素 |
| 2.1.1 DIC方法基本原理 |
| 2.1.2 DIC方法系统要素 |
| 2.2 实验材料制备和带状组织特征分析 |
| 2.2.1 实验原材料 |
| 2.2.2 热处理方法 |
| 2.2.3 金相拉伸试样制备方法 |
| 2.2.4 带状组织特征分析 |
| 2.3 带状组织多尺度变形测量系统构建 |
| 2.3.1 带状组织多尺度变形测量系统 |
| 2.3.2 测量精度分析 |
| 2.4 带状组织的形变表征方法分析 |
| 2.4.1 DIC增量位移场测试技术 |
| 2.4.2 变形表征的应变参量 |
| 2.5 本章小结 |
| 第三章 带状组织对管线钢拉伸性能影响的实验研究 |
| 3.1 带状组织取向对管线钢拉伸各向异性行为的影响 |
| 3.1.1 试样制备 |
| 3.1.2 实验过程 |
| 3.1.3 实验结果与分析 |
| 3.2 带状组织连续性对管线钢拉伸性能的影响 |
| 3.2.1 试样制备 |
| 3.2.2 实验过程 |
| 3.2.3 实验结果与分析 |
| 3.3 本章小结 |
| 第四章 带状组织对管线钢疲劳裂纹扩展行为影响的实验研究 |
| 4.1 试样制备与实验设备 |
| 4.1.1 试样制备 |
| 4.1.2 实验设备 |
| 4.2 疲劳裂纹扩展实验方法 |
| 4.2.1 图像采集和加载条件 |
| 4.2.2 疲劳裂纹扩展速率计算方法 |
| 4.3 实验结果与分析 |
| 4.3.1 a-N曲线 |
| 4.3.2 疲劳裂纹扩展速率 |
| 4.3.3 疲劳裂纹扩展路径分析 |
| 4.3.4 累积应变分析 |
| 4.3.5 疲劳断口分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 总结与展望 |
| 5.1 工作总结 |
| 5.2 工作展望 |
| 参考文献 |
| 发表论文和参加科研情况说明 |
| 致谢 |
（5）低温环境下桥梁钢材与焊接细节的疲劳性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 主要符号对照表 |
| 第1章 引言 |
| 1.1 研究背景与意义 |
| 1.2 钢桥的疲劳设计与评估研究现状 |
| 1.2.1 钢桥疲劳问题的研究历史 |
| 1.2.2 现行疲劳设计规范总结 |
| 1.2.3 疲劳评估方法研究进展 |
| 1.3 钢结构的低温疲劳问题研究现状 |
| 1.3.1 结构钢材的低温力学与断裂韧性研究 |
| 1.3.2 结构钢材的低温疲劳性能研究 |
| 1.3.3 结构钢材的低温疲劳裂纹扩展性能研究 |
| 1.3.4 构造细节的低温疲劳性能研究 |
| 1.3.5 钢结构的抗低温疲劳设计规定 |
| 1.4 本文的研究目标与主要内容 |
| 1.4.1 现有研究不足与研究目标 |
| 1.4.2 主要研究内容与总体思路 |
| 第2章 低温环境下典型桥梁钢材的应变控制疲劳性能试验研究 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 化学成分 |
| 2.1.2 基本力学性能 |
| 2.1.3 微观组织 |
| 2.2 试验方案 |
| 2.3 结果与讨论 |
| 2.3.1 试验结果 |
| 2.3.2 循环弹塑性行为 |
| 2.3.3 应变控制的疲劳性能 |
| 2.3.4 不同钢材疲劳性能的对比 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 低温环境下典型桥梁钢材的疲劳裂纹扩展试验研究 |
| 3.1 材料概述 |
| 3.2 试验方案 |
| 3.2.1 夏比冲击试验 |
| 3.2.2 裂纹扩展速率试验 |
| 3.2.3 门槛值测试 |
| 3.3 试验结果 |
| 3.3.1 夏比冲击韧性 |
| 3.3.2 裂纹扩展速率 |
| 3.3.3 裂纹扩展门槛值 |
| 3.4 讨论与分析 |
| 3.4.1 低温对疲劳裂纹扩展行为的影响机理 |
| 3.4.2 应力比对裂纹扩展速率的影响 |
| 3.4.3 不同钢材的裂纹扩展性能对比 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 低温环境下钢桥典型焊接细节的疲劳性能试验研究 |
| 4.1 材料与试件 |
| 4.2 试验方案 |
| 4.3 试验结果与分析 |
| 4.3.1 试件局部尺寸测量结果 |
| 4.3.2 疲劳试验结果 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 低温环境下钢桥典型焊接细节的疲劳寿命预测分析 |
| 5.1 疲劳寿命预测方法 |
| 5.1.1 裂纹萌生寿命 |
| 5.1.2 裂纹扩展寿命 |
| 5.2 焊接细节的裂纹萌生寿命预测分析 |
| 5.2.1 方法验证 |
| 5.2.2 有限元分析 |
| 5.2.3 萌生寿命预测与对比分析 |
| 5.3 焊接细节的裂纹扩展寿命数值模拟 |
| 5.3.1 等厚板对接焊接细节 |
| 5.3.2 十字形非传力角焊缝细节 |
| 5.3.3 考虑多裂纹耦合的扩展分析 |
| 5.3.4 与应力强度因子解析解的对比 |
| 5.4 焊接细节的低温扩展寿命影响因素分析 |
| 5.4.1 临界裂纹尺寸 |
| 5.4.2 随环境温度变化的Paris参数 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 低温环境下钢桥焊接细节的抗疲劳设计建议 |
| 6.1 低温对含典型焊接细节受弯构件疲劳寿命影响的分析验证 |
| 6.1.1 带焊接盖板的受弯梁构造细节 |
| 6.1.2 带横向腹板加劲肋的受弯梁构造细节 |
| 6.2 低温环境下钢桥焊接细节的疲劳评估与设计建议 |
| 6.2.1 低温对疲劳裂纹扩展寿命影响的一般性分析 |
| 6.2.2 低温疲劳评估Paris参数特征参考值 |
| 6.2.3 抗低温疲劳的设计建议 |
| 6.3 本章小结 |
| 第7章 结论与展望 |
| 7.1 主要结论 |
| 7.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 个人简历、在学期间发表的学术论文与研究成果 |
（6）S355J2W钢及焊接接头低温性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题的研究背景及意义 |
| 1.2 钢材低温力学性能及韧性研究现状 |
| 1.2.1 低温拉伸性能 |
| 1.2.2 低温冲击韧性 |
| 1.2.3 低温断裂韧性 |
| 1.2.4 解理断裂微观机理 |
| 1.3 宏观断裂力学的研究进展及其局限性 |
| 1.3.1 Griffith裂纹理论 |
| 1.3.2 裂纹尖端张开位移(COD)理论 |
| 1.3.3 J积分理论 |
| 1.3.4 宏观断裂力学的局限性 |
| 1.4 解理断裂的细观表征 |
| 1.4.1 细观解理断裂应力 |
| 1.4.2 解理断裂判据 |
| 1.4.3 韧脆转变机理的细观表征 |
| 1.5 本课题研究的主要内容 |
| 第2章 试验材料及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验方法 |
| 2.2.1 低温拉伸性能试验 |
| 2.2.2 低温冲击韧性试验 |
| 2.2.3 低温断裂韧性试验 |
| 2.2.4 三点弯曲试样断口金相观察 |
| 2.2.5 母材及焊缝的EBSD试验研究 |
| 2.2.6 三点弯曲试样断口TEM试验研究 |
| 2.2.7 解理断裂应力的有限元计算 |
| 第3章 S355J2W钢焊接接头低温力学性能及韧性研究 |
| 3.1 低温拉伸性能研究 |
| 3.1.1 拉伸性能 |
| 3.1.2 强度随温度变化的参数拟合 |
| 3.1.3 断口形貌 |
| 3.2 低温冲击韧性研究 |
| 3.2.1 冲击吸收功 |
| 3.2.2 断口纤维率 |
| 3.2.3 纤维区宽度对冲击韧性的影响 |
| 3.2.4 断口形貌 |
| 3.3 低温断裂韧性研究 |
| 3.3.1 三点弯曲试验P-V曲线 |
| 3.3.2 断裂韧性计算方法及结果 |
| 3.3.3 断裂韧性随温度的变化规律 |
| 3.3.4 塑性裂纹长度对断裂韧性的影响 |
| 3.3.5 断口形貌 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 微观组织对S355J2W钢焊接接头低温韧性的影响 |
| 4.1 解理断裂临界事件 |
| 4.2 母材及焊缝的EBSD试验研究 |
| 4.2.1 晶粒取向及相的EBSD分析 |
| 4.2.2 解理裂纹扩展路径EBSD分析 |
| 4.3 三点弯曲试样断口TEM观察 |
| 4.4 有限元计算结果 |
| 4.4.1 真实应力-应变曲线 |
| 4.4.2 预制裂纹前沿应力应变分布 |
| 4.5 解理起裂源位置及形貌分析 |
| 4.6 微观组织对解理断裂应力的影响 |
| 4.7 本章小结 |
| 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士期间发表的学术论文 |
（7）面内/面外拘束与脆性断裂韧性的关联及纳入拘束的结构断裂评定（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 研究背景和意义 |
| 1.2 拘束断裂力学理论及应用的研究现状 |
| 1.2.1 裂尖拘束表征参数与断裂理论 |
| 1.2.2 纳入拘束效应的结构完整性评定 |
| 1.2.3 解理断裂机理和拘束对Master Curve参考温度T_0的影响 |
| 1.3 目前研究存在的问题 |
| 1.4 本文研究内容 |
| 第2章 脆性断裂条件下面内与面外统一拘束参数及其与断裂韧性的关联 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 不同拘束试样脆性断裂韧性的实验数据 |
| 2.3 有限元分析 |
| 2.4 结果与讨论 |
| 2.4.1 不同J积分时对应的等效塑性应变ε_p等值线所围面积 |
| 2.4.2 脆性断裂时面内与面外拘束效应的统一表征 |
| 2.4.3 面内/面外拘束与脆性断裂韧性的关联 |
| 2.5 小结 |
| 第3章 高强钢脆性断裂试样面内与面外裂尖拘束参数的三维分析 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 不同面内/面外拘束试样的实验断裂韧性 |
| 3.3 有限元建模及拘束参数的计算 |
| 3.4 结果与讨论 |
| 3.4.1 沿厚度方向裂纹前端拘束参数的分布 |
| 3.4.2 各拘束参数与断裂韧性的关联 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 宽范围面内和面外拘束与核压力容器钢解理断裂韧性的统一关联 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 宽范围面内与面外拘束试样的解理断裂韧性数据 |
| 4.3 有限元分析 |
| 4.4 结果与讨论 |
| 4.4.1 裂尖前ε_p等值线所围面积与裂尖拘束参数的分布 |
| 4.4.2 宽范围面内与面外拘束的统一表征 |
| 4.4.3 宽范围面内/面外拘束与核压力容器钢解理断裂韧性的统一关联 |
| 4.5 小结 |
| 第5章 承压管道周向内表面裂纹的拘束表征与分析 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 有限元建模 |
| 5.2.1 材料 |
| 5.2.2 含周向内表面裂纹管道的有限元建模 |
| 5.3 拘束参数的计算 |
| 5.4 结果与讨论 |
| 5.4.1 裂纹前沿拘束参数的分布 |
| 5.4.2 管道裂纹与标准断裂试样的拘束对比 |
| 5.5 小结 |
| 第6章 基于统一拘束参数A_p的承压管道裂纹的断裂评定方法 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 有限元建模方法 |
| 6.2.1 材料 |
| 6.2.2 有限元模型 |
| 6.3 含不同尺寸裂纹管道的失效评定曲线构建 |
| 6.4 不同尺寸管道裂纹的拘束参数A_p的计算 |
| 6.5 纳入统一拘束参数A_p的断裂评定 |
| 6.6 纳入传统拘束参数Q的断裂评定 |
| 6.7 小结 |
| 第7章 不同合金钢Master Curve参考温度T_0与统一拘束A_p关联 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 参考温度T_0及主曲线的计算 |
| 7.2.1 解理断裂韧性K_(Jc)的测定和计算 |
| 7.2.2 断裂韧性数据的有效性检查 |
| 7.2.3 参考温度T_0的计算 |
| 7.2.4 主曲线的计算 |
| 7.3 22NiMoCr3-7钢参考温度T_0与拘束的关联 |
| 7.3.1 22NiMoCr3-7钢不同拘束试样的断裂韧性数据、参考温度T_0及拘束参数 |
| 7.3.2 22NiMoCr3-7钢参考温度T_0与拘束参数的关联 |
| 7.4 A533钢参考温度T_0与拘束的关联 |
| 7.4.1 A533钢不同试样的断裂韧性数据、参考温度T_0及拘束参数 |
| 7.4.2 A533钢参考温度T_0与拘束参数的关联 |
| 7.5 A515 Grade 65钢参考温度T_0与拘束的关联 |
| 7.5.1 A515 Grade 65钢不同试样的断裂韧性数据、参考温度T_0及拘束参数 |
| 7.5.2 有限元建模 |
| 7.5.3 A515 Grade 65钢参考温度T_0与拘束参数的关联 |
| 7.6 小结 |
| 第8章 总结与展望 |
| 8.1 主要结论 |
| 8.2 论文创新点 |
| 8.3 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士期间发表的论文 |
（8）X90管线钢在土壤模拟溶液中应力腐蚀开裂研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题研究的背景及意义 |
| 1.2 国内外研究现状 |
| 1.2.1 管线钢的研究现状 |
| 1.2.2 X90管线钢的研究与发展 |
| 1.2.3 管线钢应力腐蚀开裂概述 |
| 1.2.4 高pH值应力腐蚀开裂 |
| 1.2.5 近中性pH值应力腐蚀开裂 |
| 1.2.6 管线钢应力腐蚀开裂影响因素 |
| 1.3 应力腐蚀开裂的研究手段与方法 |
| 1.4 本文的研究内容和技术路线 |
| 1.4.1 本文研究的内容 |
| 1.4.2 本文研究的技术路线 |
| 第二章 X90管线钢的电化学行为 |
| 2.1 前言 |
| 2.2 试验材料及方法 |
| 2.1.1 试样材料及制备 |
| 2.1.2 试验介质环境 |
| 2.1.3 试验方法 |
| 2.3 试验结果与分析讨论 |
| 2.3.1 静态下X90管线钢电化学特征 |
| 2.3.2 波动应力下X90管线钢电化学特征 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 X90管线钢在近中性pH溶液中的SCC行为 |
| 3.1 前言 |
| 3.2 试验材料及方法 |
| 3.2.1 试验材料 |
| 3.2.2 试验介质环境 |
| 3.2.3 试验方法 |
| 3.3 试验结果与分析讨论 |
| 3.3.1 SSRT曲线及分析 |
| 3.3.2 拉伸断口及分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 波动载荷下X90管线钢SCC裂纹扩展行为 |
| 4.1 前言 |
| 4.2 试验材料及方法 |
| 4.2.1 试验材料 |
| 4.2.2 试验介质环境 |
| 4.2.3 试验方法 |
| 4.3 试验结果与分析讨论 |
| 4.3.1 介质环境对X90管线钢SCC速率的影响 |
| 4.3.2 X90管线钢SCC微观断口分析 |
| 4.3.3 X90管线钢在不同介质中的裂纹形貌及开裂机理 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 结论与展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间取得的研究成果 |
（9）网篮组织TC18钛合金损伤容限性能及高周疲劳强度研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 论文的主要创新与贡献 |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 钛合金断裂韧性研究现状 |
| 1.2.1 断裂韧性简介 |
| 1.2.2 钛合金显微组织对断裂韧性的影响 |
| 1.2.3 钛合金表面氧化对断裂韧性影响 |
| 1.2.4 钛合金断裂韧性模型研究进展 |
| 1.3 材料疲劳及疲劳裂纹扩展行为简介 |
| 1.3.1 疲劳简介 |
| 1.3.2 疲劳裂纹萌生行为 |
| 1.3.3 疲劳裂纹扩展行为 |
| 1.4 钛合金高周疲劳及疲劳裂纹扩展行为研究现状 |
| 1.4.1 钛合金高周疲劳性能研究现状 |
| 1.4.2 钛合金疲劳裂纹扩展速率研究现状 |
| 1.5 数值模拟在断裂分析中的研究现状 |
| 1.6 网篮组织钛合金损伤容限及高周疲劳研究中存在的问题 |
| 1.7 本文的选题背景及意义 |
| 1.8 本文主要研究内容及研究思路 |
| 第2章 试验材料和方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 双重退火试验 |
| 2.3 真空退火及氧化处理试验 |
| 2.4 力学性能试验 |
| 2.4.1 室温拉伸性能 |
| 2.4.2 断裂韧性 |
| 2.4.3 疲劳裂纹扩展速率 |
| 2.4.4 高周疲劳性能 |
| 2.5 微观组织及断口观察 |
| 2.6 本章小结 |
| 第3章 TC18钛合金断裂韧性及模型建立 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 TC18钛合金不同双重退火工艺下的显微组织 |
| 3.3 TC18钛合金不同双重退火工艺下的拉伸性能及断裂韧性 |
| 3.4 不同网篮特征TC18钛合金的疲劳裂纹扩展路径及断裂机制 |
| 3.5 TC18钛合金断裂韧性模型建立 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 表面氧化对TC18钛合金断裂韧性的影响研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 真空退火及氧化处理后TC18钛合金组织 |
| 4.3 真空退火及氧化处理后TC18钛合金拉伸性能 |
| 4.4 真空退火及氧化处理后TC18钛合金断裂韧性 |
| 4.5 氧化处理对TC18钛合金断裂韧性影响机制 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 TC18钛合金PARIS区疲劳裂纹扩展行为及模型研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 TC18钛合金Paris区da/dN-△K曲线及寿命 |
| 5.3 TC18钛合金疲劳裂纹扩展行为 |
| 5.4 基于拉伸性能的TC18钛合金da/dN模型建立 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 TC18钛合金高周疲劳性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 不同双重退火工艺下TC18钛合金S-N曲线 |
| 6.3 不同双重退火工艺下TC18钛合金高周疲劳裂纹萌生行为 |
| 6.4 显微组织形态对TC18钛合金疲劳裂纹萌生位置的影响 |
| 6.5 本章小结 |
| 第7章 TC18钛合金断裂韧性的模拟研究 |
| 7.1 引言 |
| 7.2 基于XFEM的TC18钛合金断裂失效分析 |
| 7.2.1 几何模型的创建 |
| 7.2.2 材料属性及损伤准则的设置 |
| 7.2.3 XFEM裂纹的定义及输出设置 |
| 7.2.4 模型计算及结果分析 |
| 7.3 基于seam型裂纹的TC18钛合金断裂韧性预测 |
| 7.3.1 模型建立及输出设置 |
| 7.3.2 模拟结果分析 |
| 7.4 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文 |
| 攻读博士学位期间申请的发明专利 |
| 致谢 |
（10）高强钢焊缝金属组织和性能的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究工程背景 |
| 1.2 高强钢及其焊接的发展现状 |
| 1.2.1 高强管线钢的发展 |
| 1.2.2 高强钢焊接研究现状 |
| 1.3 影响高强钢焊缝金属性能的因素 |
| 1.3.1 影响焊缝金属韧性不稳定的因素 |
| 1.3.2 微观组织对高强钢焊缝金属性能的影响 |
| 1.3.3 合金元素在焊缝金属中的作用 |
| 1.3.4 热输入对高强钢焊缝热影响区韧性的影响 |
| 1.4 断裂理论的发展及应用 |
| 1.4.1 断裂力学的发展 |
| 1.4.2 材料的断裂形式 |
| 1.5 本课题研究内容及目标 |
| 1.6 本章小结 |
| 第2章 实验材料及研究方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 拉伸实验 |
| 2.2.1 拉伸实验综述 |
| 2.2.2 拉伸实验方法 |
| 2.2.3 拉伸试样断口的分析方法 |
| 2.3 夏比冲击实验 |
| 2.3.1 夏比冲击实验综述 |
| 2.3.2 冲击实验方法 |
| 2.3.3 冲击试样断口的分析方法 |
| 2.4 微观组织分析及微观数据测量 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 Fabshield71T8焊缝金属冲击韧性不稳定的原因分析 |
| 3.1 焊缝金属微观组织分析 |
| 3.2 拉伸性能分析 |
| 3.3 冲击韧性不稳定的原因分析 |
| 3.3.1 冲击试样断口微观参数测量及分析 |
| 3.3.2 平焊位置冲击韧性不稳定的原因分析 |
| 3.3.3 立向下位置冲击韧性不稳定的原因分析 |
| 3.3.4 立向上位置冲击韧性不稳定的原因分析 |
| 3.4 实验结果与讨论 |
| 3.4.1 粗大晶粒对冲击性能波动的影响 |
| 3.4.2 缺陷对冲击性能波动的影响 |
| 3.4.3 起裂源的位置对冲击性能波动的影响 |
| 3.4.4 柱状晶区的比例对冲击性能的影响 |
| 3.4.5 冲击试样取样位置对冲击性能的影响 |
| 3.5 改进意见 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 Si和Cu对X120管线钢焊缝金属组织和性能的影响 |
| 4.1 焊缝金属组织分析 |
| 4.2 拉伸实验结果及分析 |
| 4.2.1 宏观拉伸性能参数分析 |
| 4.2.2 拉伸断口分析 |
| 4.3 冲击实验结果及分析 |
| 4.3.1 焊缝金属的冲击韧性 |
| 4.3.2 微观断口参数分析 |
| 4.3.3 微观断口分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 结论 |
| 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 |
四、C-Mn钢裂尖区解理断裂行为的研究（论文参考文献）
- [1]高寒动车组转向架钢的断裂韧性尺寸效应的研究[D]. 李增辉. 北京交通大学, 2020(03)
- [2]钒对X80级管线钢抗氢腐蚀及力学性能影响研究[D]. 李龙飞. 北京科技大学, 2020(01)
- [3]75kg/m重载用钢轨淬火工艺及疲劳裂纹扩展行为研究[D]. 周庆飞. 内蒙古科技大学, 2019(03)
- [4]带状组织对管线钢单轴拉伸和疲劳裂纹扩展行为影响的实验研究[D]. 胡正兴. 天津大学, 2019(06)
- [5]低温环境下桥梁钢材与焊接细节的疲劳性能研究[D]. 廖小伟. 清华大学, 2018(04)
- [6]S355J2W钢及焊接接头低温性能研究[D]. 何永攀. 西南交通大学, 2017(07)
- [7]面内/面外拘束与脆性断裂韧性的关联及纳入拘束的结构断裂评定[D]. 母明钰. 华东理工大学, 2017(07)
- [8]X90管线钢在土壤模拟溶液中应力腐蚀开裂研究[D]. 杨宝. 西安石油大学, 2016(04)
- [9]网篮组织TC18钛合金损伤容限性能及高周疲劳强度研究[D]. 石晓辉. 西北工业大学, 2016(01)
- [10]高强钢焊缝金属组织和性能的研究[D]. 袁军军. 兰州理工大学, 2016(01)