导读:本文包含了高温变形和断裂论文开题报告文献综述、选题提纲参考文献及外文文献翻译，主要关键词:合金,高温,复合材料,晶形,微结构,热机,组织。
高温变形和断裂论文文献综述
付建新[1]（2017）在《CoCrFeNiMn系高熵合金高温变形与断裂行为研究》一文中研究指出多主元高熵合金作为一种新型的合金材料,它是由五种或五种以上主要元素构成且每种元素的原子百分比在5-35%之间。由于该合金多主元特性产生的高熵效应、晶格畸变效应、缓慢扩散效应等,使合金在结构上易于形成简单的固溶体结构(面心立方、体心立方或两相混合),而非复杂的金属间化合物。另外在一些热处理条件下可能在基体中伴随生成纳米析出相。这种特殊结构产生的固溶强化、析出强化效果使高熵合金表现出优异的力学性能,例如较高的拉伸强度和延展性,优异的抗高温蠕变性能和热稳定性等。然而,关于高熵合金高温变形和断裂行为发生的机理尚无完善的论述,需要进行深入的研究。本文利用真空电磁感应熔炼方法制备并浇铸了 CoCrFeNiMn高熵合金。为了研究热机处理工艺对合金组织演化和力学性能的影响,对合金进行了均匀化热处理、冷轧和再结晶退火等工序。对热机处理态的合金进行室温和高温的拉伸试验,通过变形微结构观察和理论分析研究了锯齿流变行为,并对合金高温拉伸蠕变的变形机理进行了探讨。为了研究A1元素的添加对合金微结构和力学性能的影响,通过同样的工艺路线制备了AlxCoCrFeNiMn(x=0.4,0.5,0.6)高熵合金(记为Al0.4、Al0.5和Al0.6)。对不同Al含量合金的相组成、组织结构和拉伸性能进行了表征和分析,并选取Al0.5合金对其高温拉伸蠕变行为进行了研究。研究发现,热机处理后CoCrFeNiMn高熵合金由粗大的树枝晶偏析结构转变为成分均匀的等轴晶结构,在此过程中保持单一的面心立方相不变。轧制比例越高,再结晶温度越低,得到的等轴晶粒越细。其中最细晶粒的合金(轧制比40%,退火温度900℃/1h),平均晶粒尺寸为25μm,室温下抗拉强度达到580MPa,延伸率为56%左右。合金在中温区表现出优异的动态应变强化能力,应变强化指数在500℃达到0.42。与此同时在300～600℃温度区间观察到了显着的锯齿流变行为,锯齿类型随着温度的升高或应变率的降低发生A→A+B→B→B+C→C的转变。其中最大锯齿幅度出现在3×10-4s-1/600℃的C型锯齿(～6.7MPa)和500℃/1×10-5 s-1的B+C型锯齿(～8.9MPa)。对室温、400℃和600℃的缺陷组织观察发现,低应变下(～1%)较低密度的短直位错呈平行堆积排列,高应变下(～20%)较高密度的纠缠位错呈胞状结构分布。400℃和600℃时出现大量的位错弯曲和扭折,证明了位错被溶质原子"钉扎"的过程。基于溶质拖拽模型和准静态时效模型,在300～500℃温度区间,锯齿流变的激活能为116 kJmol-1,说明位错的"钉扎"受溶质原子经位错管道扩散过程控制;在500～600℃温度区间,激活能为295 kJmol-1,位错与溶质原子的相互作用受多原子协同晶格扩散控制,其中扩散最慢的Ni元素对变形速率起主要作用。具有25μm晶粒尺寸的合金高温蠕变行为表现出两个不同特征的应力区域。低应力区的应力指数为5-6,平均激活能为268 kJmol-1;而在高应力区,应力指数为8.9-14,平均激活能为380 kJmol-1。微结构分析观察到大量割阶结构,表明蠕变过程中发生了位错攀移。另外,高应力区还观察到显着的动态再结晶现象,并且在晶界处产生了大量的纳米析出相(M23C6和富含Cr的σ相)。因此,低应力区和高应力区的蠕变均为晶格扩散控制的位错攀移机制,但是高应力区明显升高的应力指数是由于蠕变过程中动态再结晶和晶界析出的共同作用导致的。对热机处理后的AlxCoCrFeNiMn(x=0.4,0.5,0.6)高摘合金的微结构研究发现,富含AlNi的体心立方相随着A1含量的升高而增多,合金的平均晶粒尺寸随着Al含量的升高而减小。体心立方相的强化作用和晶粒尺寸的"Hall-Petch"作用使Al0.6合金的室温屈服强度和最大强度分别达到348MPa和801MPa。与CoCrFeNiMn合金类似,Alx合金在中温区(300～600℃)表现出了较高的动态应变强化能力,这与此温度区间发生的锯齿行为有关。Al0.5合金的蠕变行为表现出与温度有关的转变。500℃和550℃应力指数为2.6-3,平均蠕变激活能为201 kJmol-l,说明合金的蠕变由溶质原子管道扩散控制的位错黏滞性滑移过程主导:600℃和650℃的应力指数为4.6-5.4,平均蠕变激活能为411 kJmol-1,说明蠕变过程为元素品格扩散控制的位错攀移机制。(本文来源于《中国科学技术大学》期刊2017-05-01）
许剑伟,王海文,催丽丽,唐定中[2]（2015）在《DD406单晶高温合金热机械疲劳变形与断裂研究》一文中研究指出DD406单晶高温合金在热机械疲劳变形及断裂过程中,同相位(IP,最高机械应变对应最高温度)变形机制为:当应变幅较低时,位错主要以攀移的方式绕过γ′相;随着应变幅的增加,位错切割γ′相明显增多。断口中心由微孔的花瓣状撕裂平台组成,瞬断区断裂主要以类解理方式进行。反相位(OP,最高机械应变对应最低温度)变形机制为:当应变幅较低时,局部变形主要是以通过位错在滑移带上的运动完成,裂纹沿滑移带生长并在两个滑移方向上交替扩展;除主裂纹之外,还有大量二次裂纹存在。在较大应变幅下,位错之间互相缠结并在基体通道内塞积,裂纹扩展区域存在大量滑移带,基本没有二次裂纹。在IP和OP两种相位的实验中,拉应力都对合金的断裂起到了主导作用。(本文来源于《第十叁届中国高温合金年会摘要文集》期刊2015-05-20）
尹冬弟[3]（2013）在《Mg-11Y-5Gd-2Zn-0.5Zr（wt.%）铸造耐热镁合金高温变形、强化及断裂机制的研究》一文中研究指出由于当今对汽车轻量化的强烈需求,研发能够在高温下长期稳定服役的耐热镁合金,使其可以应用于动力系统(powertrain),已经成为现阶段镁合金研究领域的热点和难点。而研发可应用于动力系统核心部件(如发动机活塞等)的高性能耐热镁合金(耐热温度≥300℃)是其中的最前沿。目前国内外针对上述应用温度条件的镁合金的研究还较少,尤其是对稀土镁合金的高温塑性变形、强化以及断裂机制的系统研究则更为欠缺。Mg-11Y-5Gd-2Zn-0.5Zr(WGZ1152,wt.％)合金是由笔者所在课题组新近开发的高性能重力铸造耐热镁合金,前期的研究结果表明其具有应用于300℃及以上温度的潜力。因此,本文以WGZ1152合金为对象,采用扫描电子显微镜(SEM)、透射电子显微镜(TEM)、电子背散射衍射(EBSD).图像分析(image analysis)以及位错滑移迹线分析(slip trace analysis)等手段,通过显微硬度、室高温变速率瞬态拉伸实验、高温拉伸蠕变实验、原位(in-situ)瞬态拉伸和原位拉伸蠕变实验,系统研究了该合金：1)在25-400℃(0.33～0.75Tm,Tm为熔点)和1E-4～1E-2s-1应变速率条件下的瞬态拉伸变形和断裂行为；2)在250～340℃(0.58～0.68Tm)不口30～140MPa (0.1-0.6R0.2,R0.2为300℃屈服强度)应力条件下的拉伸蠕变变形和断裂行为。在此基础上探讨了该合金的高温变形、强化以及断裂机制。此外,还成功地进行了镁合金发动机活塞的工业试制和发动机台架试验。时效态WGZ1152-T6合金的室高温力学性能研究表明：1)在25-400℃范围内,WGZ1152-T6合金的抗拉及屈服强度均要显着优于商用耐热镁合金WE54-T6和活塞用耐热铝合金AC8A-T6.其在300℃(0.64Tm)的抗拉和屈服强度分别高于250MPa和225MPa,为室温强度的86%和95%。2)在300℃相同应力条件下,其最小蠕变速率比WE54-T6低两个数量级,比AC8A-T6低一个数量级以上,与应用温度最高的HZ32-T5耐热镁合金相当(由于Th的放射性,此合金已逐渐被淘汰)。WGZ1152-T6合金高温瞬态拉伸实验的研究结果如下：1)变速率拉伸实验结果显示：在250-400℃和1E-4-1E-2s-1应变速率范围内,T6合金的变形本构方程可用双曲正弦函数ε=A[sinh(ασ)]nexp(-Q/RT)描述,应力指数n=7.7±0.7,激活能Q=274±10kJ/mol,n和Q值表明位错交滑移(dislocation cross-slip)为速率控制机制,变形后样品表面出现的波浪形的滑移线(通常由交滑移所致),进一步证实了上述观点。2)通过原位SEM、EBSD和位错滑移迹线分析,定量研究了T6合金在瞬态拉伸过程中位错滑移的激活规律,结果表明：滑移模式从室温下的基面<a>滑移(100%)主导,先是变为250℃下的基面<a>(73%)和棱柱面<a>滑移(16%)共同主导,再逐渐转变为350℃下的基面<a>(67%)和角锥面<c+a>滑移(25%)共同主导；在中等温度(200～250℃),棱柱面<a>滑移在高应变量时更为活跃,而角锥面<c+a>滑移则在高温(≥300℃)和高应变量时更为活跃；上述结果在200-250℃与Mg单晶的临界剪切应力随温度的变化规律高度吻合,但当温度高于250℃时,则与Barnett利用全约束Taylor模型对AZ31合金的模拟结果在一定程度上吻合。3)通过原位SEM研究了T6合金在瞬态拉伸过程中的断裂机制,结果表明：在室温下,试样为穿晶断裂(transgranular fracture)(40%)和沿晶断裂(intergranular fracture)(60%)混合模式,粗化的滑移带是穿晶断裂的主要裂纹萌生位置；在200～350℃,沿晶断裂变为主要断裂模式,明显的裂纹出现于变形的中后期,这些裂纹优先起源于与应力垂直的晶界处或者晶界第二相与α-Mg基体的界面处。铸态、固溶T4态和时效T6态WGZ1152合金拉伸蠕变变形行为的研究结果如下(T=250-325℃,σ=50～140MPa):1)第叁阶段主导蠕变(extended tertiary creep)是此合金蠕变的主要特征,这与一些镍基工程合金类似,析出相β’和β的粗化是导致第三阶段主导蠕变的重要原因之一。2)在300℃,较低应力条件下(σ<50MPa),铸态、T4态和T6态合金的最小蠕变速率没有显着区别；而在较高应力条件下(σ≥50MPa), T6态合金的最小蠕变速率略低于铸态合金,而T4态合金的最小蠕变速率最高。3)叁种状态的WGZ1152合金的应力指数n介于4.4～6.0之间,这一数值接近于5表明位错蠕变(dislocation process creep)是主要的蠕变机制；平均蠕变激活能Q介于221～266kJ/mol之间,远高于纯Mg的自扩散激活能(135kJ/mol),高的蠕变激活能与非基面滑移和交滑移密切相关,并且交滑移很可能是蠕变的速率控制机制；表面观察结果(暗示交滑移被激活)和滑移迹线分析结果(证实12-25%的非基面滑移被激活)进一步证明了上述观点。4)通过原位SEM、EBSD和位错滑移迹线分析,定量研究了T6合金在拉伸蠕变过程中位错滑移的激活规律,结果表明：在低温高应力下(T=250℃,σ=120MPa),基面<a>滑移占主导(88%),非基面滑移被激活,包括9%的棱柱面<a>和3%的角锥面<c+a>滑移。基面滑移先于非基面滑移出现,随着蠕变时间的增加,非基面滑移的比例逐渐增加；在高温低应力条件下(T=340℃,σ=75MPa),则变为基面<a>(75%)和角锥面<c+a>滑移(16%)共同主导,并且在蠕变的早期阶段,即发现较高比例的非基面滑移。分析表明WGZ1152合金的强化机制包括：1)晶内：垂直于基面、沿叁个棱柱面呈叁角分布的盘片状β’和β析出相可以有效地阻碍基面位错滑移,而LPSO相则可以有效地阻碍位错的攀移、交滑移和非基面滑移。2)晶界：高硬度(比基体高92～112%)、高体积分数(16～24%)和高热稳定性的晶界X相和共晶相Mg24(GdYZn)5可以有效地钉扎和强化晶界。通过原位SEM研究了T6合金在拉伸蠕变过程中的断裂机制,结果表明：1)在所有测试条件下(T=250-340℃,σ=50～120MPa),蠕变断裂方式均为沿晶断裂,明显的晶界裂纹和蠕变空洞在蠕变中后期(0.4～0.65tr)出现,并且优先起源于与应力垂直的晶界处或者晶界第二相与α-Mg基体的界面处。2)在低温高应力下(T=250℃,σ=120MPa),晶界滑动是裂纹萌生及扩展的主要方式,裂纹边缘平整。3)在高温低应力条件下(T=280-340℃,σ=50～75MPa),孤立的蠕变空洞的长大和合并是晶界微裂纹萌生的主要方式,在微裂纹形成之后,晶界滑移在裂纹扩展过程中起到了重要作用,裂纹边缘呈锯齿状。4)空洞平均直径D与蠕变速率ε满足经验关系D=k·εa,蠕变空洞的长大速率与蠕变速率呈正相关关系,上述关系暗示蠕变空洞的长大机制很可能符合受约束扩散长大模型。在T=250～325℃和σ=50～140MPa下,叁种状态的WGZ1152合金的蠕变损伤容限λ位于1.2～2.5之间,最小蠕变速率及断裂时间符合Monkman-Grant关系,表明蠕变空洞和微裂纹在蠕变断裂中会起到重要作用,这与上述原位观察的结果相吻合。本研究进一步完善了镁合金高温力学性能数据库,加深了对复杂体系镁合金高温变形、强化及断裂机制的理解,为新型高性能耐热镁合金的开发和应用提供了理论和实践基础。(本文来源于《上海交通大学》期刊2013-06-01）
宋有明,陈国宏,余新海,刘俊建,王家庆[4]（2012）在《T92/HR3C异种钢焊接接头高温拉伸变形及断裂行为》一文中研究指出采用500℃和625℃拉伸试验,研究T92/HR3C异种钢管接头的高温变形及其断裂行为。结果表明,在高温拉伸过程中,焊缝、T92侧热影响区(HAZ)及母材(不包含颈缩段)均未发生明显的塑性变形及组织结构的变化,而HR3C侧母材晶粒明显被拉长,HR3C侧HAZ的拉伸变形不明显。HR3C母材塑性变形量随温度升高而明显降低,孪晶回复越少。高温拉伸断口位于T92侧HAZ的细晶区(FGHAZ),呈正断加剪切断的混合断裂方式,均与室温状态下该焊接接头的拉伸变形及断裂行为不同。应力叁轴度理论可很好地解释该接头高温短时拉伸变形及断裂特征。(本文来源于《材料热处理学报》期刊2012年02期）
栾庆冬[5]（2010）在《多元微合金化定向凝固Ti-Al合金高温变形与断裂行为》一文中研究指出本文采用定向凝固方法制备了Cr、Mo、Mn、Sc复合微合金化的Ti-Al-Nb合金,系统研究了合金的微结构、室温/高温静态拉伸力学行为与高温蠕变变形/断裂特性。研究表明:(1)高Al含量的Ti-45Al-3Nb和Ti-45Al-3Nb-0.5Sc合金呈全片层状组织,其片层取向与生长方向成45°;Ti-45Al-3Nb-2Cr-1Mn-0.5Sc和Ti-45Al-3Nb-2Mo-2Cr-1Mn-0.5Sc为双态结构,其中前者片层与抽拉方向大体平行,而Mo的加入,促进合金中大量长条状与叶脉状B2相的生成,致使片层无明显取向。Al含量较低时,所制备的两种Ti-Ti3Al-Nb合金均呈网篮状组织,但Ti-16Al-12Nb-3Cr-1Mo中的片层方向较Ti-16-12Nb的更倾向于与抽拉方向平行。(2)复合合金化可显着提高Ti-Al-Nb合金的强度、塑性与断裂韧性。然而,加入β相稳定化元素后所产生的大量B2相,在一定程度上降低了材料的抗高温蠕变能力。(3) Ti-45Al合金在经过1350℃4个小时热处理后,合金强度增强,塑性降低,蠕变抗力增强。(4)合金成分显着影响材料的高温蠕变行为,具体表现为: a. Ti-45Al-3Nb-0.5Sc合金在800℃下的蠕变应力指数为4.5。Ti-45Al-3Nb-2Cr-2Mn-0.5Sc合金在850℃和900℃下的应力指数分别为5.3和6.4。Ti-45Al-3Nb-2Mo-2Cr-2Mn-0.5Sc在850℃和900℃下的应力指数分别为5.4和5.8,然而在800℃下,随着应力的增加应力指数分为两个区域,在低应力区2.5,高应力区5.7。Ti-45Al-3Nb-2Cr-2Mn-0.5Sc合金的真实蠕变激活能是318 kJ/mol ,其值接近于多元TiAl的自扩散激活能,然而Ti-45Al-3Nb-2Mo-2Cr-2Mn-0.5Sc合金的真实蠕变激活能为486 kJ/mol。TEM照片显示在片层中的普通位错控制着组织变形,同时在蠕变过后观察到变形孪晶,割阶和大量的第二相析出颗粒。微量Sc以小片层状Ti3(Al, Sc)化合物的形式存在于γ/α2相边界和γ相中,起到钉扎的作用并且阻碍位错的滑动。蠕变变形是由位错滑移/攀移控制的。b. Ti-Ti3Al-Nb两种合金在600℃和650℃下,随着应力的增加,应力指数出现了两个区域:低应力区应力指数值为3.5-5.3,高应力区为8.3-12.3,这表明蠕变机制也发生了转变。在700℃下没有发现应力指数转变,随着应力的增大(100-350MPa)只出现了一个应力指数区域,值为5.3-6.0。蠕变的真实蠕变激活能为303-324 kJ/mol,非常接近α2-Ti3Al的蠕变激活能(288-312 kJ/mol)。合金的最初组织形态是不稳定的,经过长期的蠕变以后,在高应力和一定的高温度下,发生了动态回复再结晶。蠕变变形的第一区域是位错控制的蠕变机制,而在高应力区第二区域,是由于整体晶粒尺寸减小造成的再结晶控制的蠕变机制。断裂类型和总的伸长应变依赖于材料的成分,测试温度和应力水平。在第叁阶段,应变率不断增加,是由于微观组织不稳定或者形核,连接在一起,最终形成孔洞或者断裂。(本文来源于《中国科学技术大学》期刊2010-05-01）
何玉松[6]（2007）在《喷射沉积7075Al/SiC_p复合材料板高温拉伸变形与断裂行为研究》一文中研究指出非连续增强铝基复合材料因具有比重小、强度大、弹性模量高、耐磨及对环境稳定等优良综合性能,以至在航空、航天、汽车等现代技术领域有着极其广阔的应用前景,但由于大量脆性增强相的存在,铝基复合材料的室温断裂韧性以及可加工性都较差。本文在WDE-200拉伸机上采用单向高温拉伸试验,对喷射沉积7075Al/SiC_p复合材料板材的高温变形和断裂行为进行研究,变形温度为300℃～450℃,应变速率为0.001～0.1s-1,使用Leitz MM-6卧式金相显微镜和JSM-6700F扫描电镜对其变形组织和拉伸断口进行观察。另外,通过对喷射沉积7075Al/SiC_p复合材料板材分别进行固溶、固溶时效热处理,研究了热处理对其高温变形及断裂行为的影响。1.喷射沉积7075Al/SiC_p复合材料板材的流变应力随着变形温度的升高而降低,随着应变速率的增加而增加。变形初期,材料的流变应力随变形程度的增加,表现出明显的应变硬化趋势,其后由于发生软化抵消过程,增幅逐步缓慢,最终处于一定的稳态流变,直到材料发生断裂。2.通过对喷射沉积7075Al/SiC_p复合材料板材高温拉伸实验得到的流变应力的分析,材料的应变速率敏感系数m最大值仅为0.22,远低于超塑性材料;材料的延伸率随着变形温度的提高和变形速率的降低而提高,在应变速率为0.001s-1,变形温度为450℃可获得最大延伸率为71.07%。可用Power ?Arrhenius模型和温度补偿的应变速率因子Z参数值模型描述对喷射沉积7075Al/SiC_p复合材料板材的高温变形行为,得到了材料流变应力本构方程:ε= 4.28×10~(14)σ~(5.06) exp( -332×10~3/RT)3.对高温拉伸后SiC颗粒以及基体合金微观组织进行观察发现,在变形温度高和变形速率降低时,SiC颗粒分布较为均匀,且破碎程度大,颗粒得到细化。随着应变速率的增加,基体晶粒尺寸由粗大逐步细小,基体表面空洞增多;而随着变形温度的升高,基体晶粒逐渐变大,形核减少。晶粒沿平行于拉伸的方向被拉长。4.经固溶、固溶时效热处理后喷射沉积7075Al/SiC_p复合材料板材与热轧态时具有一致的流变应力变化规律,但材料所表现出来的硬化趋势减缓,断裂趋势则加快。材料的抗拉强度、屈服强度得到一定提高,这主要是固溶、沉淀、细化等强化的结果;材料的延伸率降低,但仍可保持10%以上,应变速率敏感系数m也逐步降低,而热激活能Q逐步提高,表明材料的可加工性变差,但综合性能得到提升。经过固溶热处理后在材料观察不到明显粗大的二相粒子,固溶时效热处理后,可在材料中观察到大量的椭圆状析出相以及细微的二次粒子。5.通过对喷射沉积7075Al/SiC_p复合材料板材的高温拉伸断口观察,研究了其高温断裂机理:颗粒断裂、从基体中拔出、颗粒与基体发生脱粘以及基体本身产生微裂纹,然后微裂纹扩展是材料发生最终断裂的主要原因。通过对不同热处理状态喷射沉积7075Al/SiC_p复合材料板材高温拉伸后的断口对比观察发现,热轧态时韧窝深,底部观察不到二次析出相的存在,材料基体与颗粒发生比较明显的脱粘,而固溶、固溶时效热处理后断口韧窝逐步变小而浅,在韧窝底部可观察到大量二次相的存在,热处理后材料的断裂机理由而发生了变化。另外,可观察到大颗粒或颗粒聚集区易于发生破裂,这也是引起材料断裂的诱因。(本文来源于《湖南大学》期刊2007-09-20）
陈水先,张辉,严琦琦[7]（2007）在《喷射沉积FVS0812耐热铝合金板高温拉伸变形与断裂行为的研究》一文中研究指出通过对FVS0812铝合金薄板在250℃～450℃的温度范围内和在0.001s-1～0.1s-1的应变速率下的拉伸试验,以及断口的SEM分析,研究了喷射沉积FVS0812铝合金板的高温拉伸变形与断裂行为。结果表明:加工硬化率随着温度的降低而加大,随着应变速率的增加而略有降低;应变速率敏感性指数随着温度的升高而上升;流变应力随着应变速率的增加而增大,随着变形温度的增加而降低;伸长率不仅随着温度的升高而增加,同时也随着应变速率的提高而加大,与常规铝合金薄板的变化规律恰好相反。(本文来源于《热加工工艺》期刊2007年13期）
谭群燕,何玉松,张辉[8]（2007）在《喷射沉积7075/15SiC_p铝基复合材料高温拉伸变形与断裂行为》一文中研究指出在300～450℃和0.001～0.1s-1的条件下,对喷射沉积7075/15SiCp铝基复合材料板材的高温拉伸变形与断裂行为进行了研究,用扫描电镜(SEM)观察拉伸断口。结果表明,流变应力随温度的升高而下降,表现出相当的应变软化直至断裂。伸长率随着温度的升高和应变速率的降低而增加,但其应变速率敏感系数最大值仅为0.24,表明不存在超塑性,变形激活能为379kJ/mol,比基体7075铝合金变形激活能高。拉伸断裂行为主要由延性断裂机制控制,其基体金属可见大量局部塑性变形特征,无界面滑移是导致喷射沉积7075/SiCp复合材料过早断裂而不出现超塑性的主要原因。(本文来源于《热加工工艺》期刊2007年12期）
崔文芳,宋丹,刘春明[9]（2006）在《Ti-47Al-5Nb合金高温循环变形后的组织和断裂特征》一文中研究指出为研究新一代高Nb含量γ-TiAl合金在低周疲劳过程中双态组织稳定性对应力-应变响应和疲劳断裂过程的影响,测试了Ti-47Al-5Nb合金在总应变控制条件下550℃～750℃温度范围的低周疲劳性能,并观察了循环变形后的显微组织,缺陷特征和断口形貌。结果表明:在550℃变形时所产生的循环硬化缘于不均匀的位错滑移,在滑移带内高密度位错之间产生强烈的相互作用降低了位错的可移动性,滑移带产生的应力集中使裂纹易于沿α2/γ片层界面扩展。在650℃和750℃变形时的循环软化则一方面归因于部分α2片层溶解和γ相再结晶,另一方面大量孪晶的激活和位错通过交滑移和攀移克服短程障碍的作用使合金的变形能力提高,同时增加了疲劳过程中的塑性应变累积。疲劳断口特点为等轴γ晶和α2/γ片层的穿晶断裂。(本文来源于《稀有金属材料与工程》期刊2006年09期）
罗新民,陈康敏,罗刚,范引鹤[10]（2005）在《高温合金焊接接头动态拉伸变形断裂行为》一文中研究指出借助扫描电子显微镜(SEM)的专用拉伸台,通过取自相同焊接接头疲劳试件的原位拉伸试验和疲劳试验,分析了高温合金焊接接头原位拉伸的动态断裂过程,讨论了原位拉伸断裂行为与疲劳断裂的关系。结果表明,高温合金熔化焊接接头强韧性良好,断裂前应变可达17.5%,具有明显的形变强化效应;焊缝断裂形貌与应力状态密切相关,在平面应力状态下,裂纹形成于熔合区晶内缺陷和晶界交汇处,以延性剪切型断裂为主,在应力集中的棱角处,易诱发穿晶脆断;焊缝熔合区的微观组织不均匀性和焊趾应力集中的联合作用将使焊接接头在疲劳试验过程中发生应变硬化,引发疲劳裂纹。(本文来源于《焊接学报》期刊2005年04期）
高温变形和断裂论文开题报告
（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：
DD406单晶高温合金在热机械疲劳变形及断裂过程中,同相位(IP,最高机械应变对应最高温度)变形机制为:当应变幅较低时,位错主要以攀移的方式绕过γ′相;随着应变幅的增加,位错切割γ′相明显增多。断口中心由微孔的花瓣状撕裂平台组成,瞬断区断裂主要以类解理方式进行。反相位(OP,最高机械应变对应最低温度)变形机制为:当应变幅较低时,局部变形主要是以通过位错在滑移带上的运动完成,裂纹沿滑移带生长并在两个滑移方向上交替扩展;除主裂纹之外,还有大量二次裂纹存在。在较大应变幅下,位错之间互相缠结并在基体通道内塞积,裂纹扩展区域存在大量滑移带,基本没有二次裂纹。在IP和OP两种相位的实验中,拉应力都对合金的断裂起到了主导作用。
（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。
高温变形和断裂论文参考文献
[1].付建新.CoCrFeNiMn系高熵合金高温变形与断裂行为研究[D].中国科学技术大学.2017
[2].许剑伟,王海文,催丽丽,唐定中.DD406单晶高温合金热机械疲劳变形与断裂研究[C].第十叁届中国高温合金年会摘要文集.2015
[3].尹冬弟.Mg-11Y-5Gd-2Zn-0.5Zr（wt.%）铸造耐热镁合金高温变形、强化及断裂机制的研究[D].上海交通大学.2013
[4].宋有明,陈国宏,余新海,刘俊建,王家庆.T92/HR3C异种钢焊接接头高温拉伸变形及断裂行为[J].材料热处理学报.2012
[5].栾庆冬.多元微合金化定向凝固Ti-Al合金高温变形与断裂行为[D].中国科学技术大学.2010
[6].何玉松.喷射沉积7075Al/SiC_p复合材料板高温拉伸变形与断裂行为研究[D].湖南大学.2007
[7].陈水先,张辉,严琦琦.喷射沉积FVS0812耐热铝合金板高温拉伸变形与断裂行为的研究[J].热加工工艺.2007
[8].谭群燕,何玉松,张辉.喷射沉积7075/15SiC_p铝基复合材料高温拉伸变形与断裂行为[J].热加工工艺.2007
[9].崔文芳,宋丹,刘春明.Ti-47Al-5Nb合金高温循环变形后的组织和断裂特征[J].稀有金属材料与工程.2006
[10].罗新民,陈康敏,罗刚,范引鹤.高温合金焊接接头动态拉伸变形断裂行为[J].焊接学报.2005
论文知识图
