一、高强度沉淀硬化不锈钢与K_(IC)和K_(ISCC)（论文文献综述）
薛鹏皓[1]（2021）在《生物可降解Zn-Fe-Mg合金的组织与性能研究》文中研究表明作为人体所必需的元素,锌参与人体多种物质合成并起到维持多种系统正常工作的作用。其活性介于镁、铁之间,降解速率更加适合用于骨修复及支架等介入诊疗领域。所以本文以建立新的骨修复用可降解锌合金体系为目的,对Zn-Fe-Mg合金的微观结构、力学性能、可降解特性、生物相容性等进行了系统的研究。制备了铸态Zn-1Fe-xMg（x=0.1～1.5wt.%）合金,评价了镁（Mg）含量对其铸态微观结构,力学性能和生物降解性的影响,并考虑综合性能对合金成分进行优选。Zn-1Fe-xMg铸态合金的显微组织由Zn基体,Zn+Mg2Zn11共晶组织和FeZn13相组成。镁的添加促进了合金的晶粒细化,改善了机械性能。同时,Mg促进了铸态合金不同相之间的微电池腐蚀,使不同相间腐蚀出现了先后的顺序:共晶组织先腐蚀并向Zn基体扩展,FeZn13相则腐蚀最慢。铸态Zn-1Fe-1Mg具有优异的综合机械性能和适当的腐蚀速率,适合作为此合金系列的代表进行进一步加工处理以探究合金性能潜力。对Zn-1Fe-1Mg合金进一步挤压处理试图提高合金的综合性能。在挤压前,为了探究温度及变形速率对合金的组织影响,对Zn-1Fe-1Mg合金进行了单向热压缩模拟。利用Arrhenius公式计算热变形应力指数n和热变形活化能Q。绘制了热加工图并结合合金组织变化,确定了合金的挤压工艺。研究发现此合金具有良好的加工性能。对合金进行热挤压,分析其微观结构,力学性能和生物降解性的变化。合金晶粒发生动态再结晶（DRX）,晶粒尺寸被细化,并且合金呈现平行于挤压方向的基面织构。与铸造合金相比,挤压合金具有更高的强度及延伸率。挤压态合金存在三组腐蚀微电池系统,具有更高的电化学腐蚀速率和更低的阻抗。在浸泡腐蚀实验中,挤压合金表面腐蚀层快速脱落,其腐蚀速率约为0.066mm/a,快于铸态合金,但远低于人体锌摄入量的允许极限。挤压态合金呈现更为均匀腐蚀形貌,腐蚀坑呈现条纹状平行于挤压方向分布。根据不同相的腐蚀状态和顺序建立了在SBF溶液中合金的腐蚀模型。对合金的细胞毒性、血液相容性及动物安全性进行评价。L929及MC3T3-E1细胞在稀释后的挤压态合金浸提中表现出很好的耐受性,甚至促进了细胞的增殖。合金具有溶血率低及抗凝血好等特点,也不会引起血小板活化。SD大鼠骨钉植入实验表明,血清中微量元素含量正常,呈现良好的动物体相容性。骨钉3D建模表明,合金骨钉缓慢降解的状态,Zn、Mg离子的释放促进了新骨的形成及缺损部位的愈合。本文对可降解Zn-Fe-Mg系合金的成分设计及体外性能进行了初步的探究,发现此合金系具有优良的机械性能及适宜的降解速率,满足大部分骨修复生物可降解材料的要求,为此合金系生物可降解锌合金的发展做出了一定的前期准备。
陈阳[2]（2020）在《可降解医用镁合金表面微弧氧化/聚合物复合膜层植入体的研究》文中研究指明随着人们生活水平不断提高,传统医用骨植入体材料不可降解需二次手术取出、易引起应力遮蔽效应等缺点日益显现。而医用镁合金由于其自发降解、可被人体吸收、力学性能良好等诸多优点,引起人们的广泛关注。但是,镁合金材料依然存有降解速率过快,生物相容性不足等缺陷。本文设计铸造了 Mg-2Zn-0.3Ca,Mg-2Zn-0.5Ca,Mg-3Zn-0.3Ca,Mg-3Zn-0.5Ca,Mg-3Zn-0.15Sr,Mg-3Zn-0.5Sr,Mg-3Zn-1Sr七种三元镁合金。通过组织结构、力学性能、电化学测试和体外模拟体液浸泡等检测方法比较评估,探讨了合金元素对合金各项性能的影响机制,并确定铸态均匀化处理后的Mg-2Zn-0.5Ca及Mg-3Zn-0.5Sr兼具良好的力学性能,生物相容性和耐蚀性。另外,制备了挤压态Mg-3Zn-0.5Sr合金并研究了挤压处理对合金组织结构、力学性能、耐蚀性的影响机制。结果表明,适量Zn,Ca元素的添加能够一定程度上细化镁合金晶粒。Sr元素对镁合金晶粒细化作用更为显着,但抗张强度及伸长率随Sr含量增添而减小。适量均匀分布的第二相对腐蚀起到一定阻碍作用,但过多的第二相会加剧电偶腐蚀。挤压态合金晶粒是细小的等轴晶,热挤压处理可以极大地细化晶粒,晶粒直径减小为铸态的十分之一,从而引起细晶强化,使得合金抗拉强度提高了一倍,达到250±12.5MPa;抗压强度也提高一倍多,达到146±8.3MPa;硬度和伸长率也得到较大提高,达到了自然骨中皮质骨所需的强度要求。然而挤压处理使合金中晶界增多,加速了晶间腐蚀。因而依然选取铸态Mg-2Zn-0.5Ca及Mg-3Zn-0.5Sr作为基体开展下一步研究。合金化对提高镁合金耐蚀性效果是有限的,本文接下来采取了微弧氧化（MAO）的表面处理方法对合金进行改性。以Mg-2Zn-0.5Ca合金为基体,将10g/L Na5P3O10,2g/LNaOH,10mL/L C3H8O3 作为基础电解液,选取 Na2WO4,NaF,K2TiF6,纳米羟基磷灰石（n-HA）四种不同的添加剂,每种添加剂确定三种浓度,设计了四因素三水平正交试验L9（34）,在基体表面制备出自封孔含钛钙磷生物活性陶瓷膜层。研究各添加剂对膜层形貌,力学性能,相组成,耐蚀性,生物相容性的影响机理。结果表明Na2WO4,n-HA的加入可提高膜层与基体的结合强度,适量的NaF和K2TiF6促进了 MgF2的形成并增加了膜层厚度和稳定性。由于K2TiF6和n-HA的愈合封孔作用,样品耐蚀性显着提高。另外还探讨了膜层形成机理,确定添加剂的最佳组合为:0g/L Na2WO4,2.5g/L NaF,5g/L n-HA,5g/L K2TiF6。基于正交试验,在Mg-3Zn-0.5Sr合金表面制备了含银自封孔抗菌微弧氧化膜。电解液中添加了不同浓度的CH3COOAg（0,1,2,3 g/L）以探究添加剂对MAO膜层性能的影响。结果说明,在电解液中添加CH3COOAg导致纳米Ag2O和Ag2CO3相的形成,密封了膜层中的微孔,使膜层具有自封孔的特性,从而显着提高了样品的耐蚀性。膜层中存在的纳米级含银颗粒以及降解过程中逐渐释放的Ag+,分别起到了接触杀菌和释放杀菌作用,显示出对大肠杆菌的强大抗菌能力。经验证,添加2g/LCH3COOAg制备的样品具有最高的结合强度,致密均匀的结构,优异的耐腐蚀性,细胞相容性和抗菌性能,不会引起小鼠全身急性毒性反应。在此基础上本文通过层层自组装（LbL）方法在含银微弧氧化膜层表面制备了含A/W或TiO2的壳聚糖/肝素钠复合膜层,研究复合膜层的界面结合、体外和体内降解情况。通过控制循环制备LbL层的次数和LbL层中TiO2的含量实现灵活调控样品性能的目的,揭示循环次数和TiO2浓度对复合膜层的力学性能、耐蚀性、生物相容性等的影响规律,并探讨了复合膜层样品在模拟体液中的体外降解机理。研究结果表明,经过3次循环制备的LbL膜层样品有效地密封了 MAO膜层中的微孔,呈现出最均匀紧密的微观形貌,与MAO膜层间结合良好,表现出最佳耐蚀性。肝素钠层的叠加减缓了壳聚糖的溶胀作用,提高了复合膜层的耐蚀性,并有效抑制了血小板粘附,降低了凝血率,提高了血液相容性。TiO2的加入会增强膜层亲水性,促进细胞黏附,TiO2添加量为4g/L时细胞黏附数目最多,细胞相容性最佳,在SBF中浸泡15天过程中的腐蚀速率最慢,为5.03×10-6 g/（cm2·h）,耐蚀性最佳。且降解过程中pH稳定,体现出良好的生物相容性和生物活性。所有复合膜层样品不会造成小鼠全身急性毒性反应。由Micro-CT数据可看出Mg合金组体内降解较快,28周后股骨内仍存在许多空腔,CS-4组降解相对较慢,骨组织愈合状况良好。AgAC-2和CS-4试棒植入大鼠股骨后骨质吸收较少,新骨形成和骨组织矿化量较多,膜层对基体起到了有效保护作用,减缓了降解,调节了 Mg2+释放速度,增强了成骨细胞活性,加速了新骨生成和组织愈合。骨组织及周围肌肉组织中没有明显炎症迹象。本文的研究极大地提高了镁基材料作为骨植入体的综合性能,为镁合金进一步的临床应用打下了坚实基础。
李璟宇[3]（2020）在《超纯铁素体不锈钢夹杂物形成机理及精炼工艺研究》文中研究指明超纯铁素体不锈钢因其极低的碳、氮含量（w[C+N]≤150×10-6）,并添加钛、铌等稳定化元素,而获得优越的耐蚀性、加工性和焊接性;其作为节镍经济型不锈钢,被广泛运用于轻工、家用器械、建筑装饰和汽车制造等领域。酒泉钢铁公司通过高炉-铁水预处理-AOD-VOD-LF-CC工艺生产超纯铁素体不锈钢,在生产过程中有时会出现连铸结晶器浸入式水口结瘤现象,同时,所生产的板材产品也时有表面线鳞缺陷问题。因此,本文以酒钢超纯铁素体不锈钢实际生产工艺为背景,针对上述所遇到的冶金工艺和产品质量问题进行深入研究。通过对连铸水口结瘤物和钢材表面线鳞缺陷进行解剖和扫描电镜观察,查明了夹杂物是导致水口结瘤和表面缺陷的主要原因。结合工厂试验、实验室实验和热力学计算,分析了铝、钙、钛含量对钢中夹杂物形成的影响机理,提出了精炼过程中铝含量和钙含量的冶金控制工艺。进一步通过渣钢实验和炉渣共存理论,研究了炉渣中CaF2含量对钢成分和夹杂物形成的影响,明确了精炼渣成分的冶金控制范围。根据工厂试验和实验室研究结果,提出了钢中夹杂物控制冶金关键工艺,并成功应用于实际生产,取得了明显效果。本文获得了以下研究结果:（1）连铸浸入式水口结瘤物主要分为四层:耐材层,初始冷钢层,堵塞物层以及最终冷钢层;初始冷钢层和最终冷钢层中大范围分布着以氧化铝为主要成分的聚集型夹杂物;堵塞物层中存在大量堆积型的（MgO-Al2O3）富-CaO-TiOx类高熔点夹杂物。在钢材表面线鳞缺陷周围存在着长度为几十甚至数百微米的链状Mg-Al-Ca-Ti-O类夹杂物。冶炼过程钢液内形成的这些夹杂物导致了连铸水口堵塞和钢材表面线鳞缺陷。（2）实验室研究表明:钢中铝、钛含量对夹杂物的形成有很大影响。将铝、钛含量控制于Al-Ti-O平衡相图中液态氧化物区时,其夹杂物主要为球型铝钛复合夹杂物,液态夹杂物占比高,夹杂物数量较少,钢水洁净度明显优于钢成分位于Al-Ti-O相图其他区域的试样。结合热力学计算,得到了不锈钢中铝、钛含量的控制范围:0.0627[%Ti]+0.0024≤[%A1]≤0.1488[%Ti]+0.0028。（3）结合工厂试验发现:钙含量对不锈钢中夹杂物的形成有较大影响。当钢中钙含量较低时,试样中以（MgO-Al2O3）富-CaO类高熔点夹杂物为主,夹杂物成分大都位于镁铝尖晶石相区;当钢中钙含量过高时,钛合金化后,试样中存在较多的（CaO-TiOx）富-MgO-Al2O3类高熔点夹杂物,夹杂物的成分大都位于钙钛矿相区。结合工厂试验结果和热力学计算,得到了铝脱氧后不锈钢钙处理工艺的合理钙含量应为:[ppm Ca]=6.621n[ppm Al]-20.32。（4）渣钢平衡实验结果表明:精炼渣中CaF2含量对不锈钢中钛含量稳定性和夹杂物形成有较大影响。当炉渣碱度（CaO/SiO2）不变,MgO含量在5%左右,随着CaF2/Al2O3质量比由0提高至0.47,钢中钛收得率由3.9%增加至6.7%;同时,钢液中镁含量也由12 ppm增加至23 ppm,夹杂物的平均氧化镁含量由11%提高至30%。炉渣共存理论模型计算表明:炉渣中CaF2的增加会使得平衡钢液中钛的活度和镁的活度升高,这有利于提高钢液中钛含量的稳定性。综合考虑得到了 LF炉精炼渣成分的控制范围:CaO 48%～55%,SiO2 8%～14%,Al2O3 15%～25%,MgO 5%～10%,CaF2 5%～10%,TiO2≤5%。（5）与超纯铁素体不锈钢实际生产工艺相结合,明确了冶炼过程中铝、钙、钛含量和精炼渣成分对钢中夹杂物形成的影响机理。提出了改进工艺,并在实际生产中得到了成功应用。连铸浸入式水口堵塞和钢材表面线鳞缺陷的发生率得到显着降低。连铸连浇炉数由2016年的1炉,提高到2019年的4炉;同时,钢材表面线鳞缺陷比例也相应的从18%降低到0.9%。
朱婷[4]（2020）在《卷边C形截面不锈钢柱整体与局部相关屈曲承载力研究》文中认为随着“一带一路”建设的推动,我国不锈钢等建材行业进入新的经济增长阶段。冷弯薄壁型钢是不锈钢结构中应用较广的构件形式之一,具有自重轻、强度高、延性好等优势,其应用前景十分广阔。然而,冷弯薄壁型钢构件由于其壁薄、板件宽厚比大且多为开口截面,极易受到多种失稳模态的影响。目前,我国针对此类构件的设计规范和相关研究尚未完善,相应设计规范亟需理论基础和技术支持。因此,本文对卷边C形截面不锈钢轴心受压柱的整体-局部相关屈曲极限承载力开展试验研究和数值模拟,揭示了其整体-局部相关屈曲受力性能和破坏过程,考察了其整体-局部相关屈曲承载力的影响因素,并给出了卷边C形截面不锈钢轴心受压柱整体-局部相关屈曲承载力的直接强度法计算公式。本文首先对已有的构件局部屈曲承载力计算方法、整体屈曲承载力计算方法和整体-局部相关屈曲承载力计算方法进行全面归纳分析与总结,包括有效宽度法和直接强度法。然后,基于国产奥氏体S30408不锈钢材料,本文开展了8个不锈钢平板区材料试件力学性能试验和20根轴心受压卷边C形截面不锈钢柱试件承载力试验。平板区材料分为1.5mm和2.0mm两种不同的厚度,通过材料力学性能试验,可获得试验用不锈钢材料的应变硬化系数、初始弹性模量和名义屈服强度。通过轴心受压卷边C形截面不锈钢柱试件承载力试验,揭示了局部屈曲波的发展过程,获得了各试件的整体-局部相关屈曲极限承载力、荷载-轴向位移曲线、荷载-侧向位移曲线、荷载-转角曲线和荷载-各测点应变曲线。在试验过程中,所有试件均发生了整体-局部相关屈曲破坏,且大部分试件先发生局部屈曲,后发生整体屈曲。采用有限元分析软件ABAQUS,对轴心受压卷边C形截面不锈钢柱试验试件的受力过程进行模拟分析,并将有限元分析结果与试验结果进行对比,两者吻合较好,验证了有限元模型的准确性。在此基础上,对影响卷边C形截面不锈钢轴心受压柱整体-局部相关屈曲承载力的因素进行分析,包括不锈钢材料力学性能、转角区材料强度提高、初始几何缺陷、构件长细比、构件高宽比和构件相关屈曲长细比。分析结果表明:在一定范围内,材料应变硬化系数和转角区材料强度提高对卷边C形截面不锈钢轴心受压柱整体-局部相关屈曲承载力的影响较小;材料名义屈服强度、初始几何缺陷幅值、构件长细比和构件高宽比对卷边C形截面不锈钢轴心受压柱整体-局部相关屈曲承载力的影响较为显着;构件相关屈曲长细比与整体-局部相关屈曲承载力之间存在强相关性,构件相关屈曲长细比是求解构件整体-局部相关屈曲承载力的关键参数。最后,本文利用有线条计算软件CUFSM,对卷边C形截面不锈钢柱的弹性局部屈曲临界应力进行研究,拟合出适合卷边C形截面不锈钢柱的局部屈曲临界应力的实用计算公式;且运用已有的整体-局部相关屈曲直接强度法公式对试验试件的承载力进行计算,计算结果表明,《北美冷成型钢结构设计规范》中的直接强度法公式和Becque修正后的直接强度法公式计算得到的试件承载力均略为保守,不适用于轴心受压卷边C形截面不锈钢柱整体-局部相关屈曲承载力的计算。因此,本文借助有限元分析软件ABAQUS对138个卷边C形截面不锈钢柱进行整体-局部相关屈曲承载力计算,拟合出卷边C形截面不锈钢轴心受压柱整体-局部相关屈曲承载力的直接强度法公式;将计算结果与试验结果进行对比,分析结果表明:本文拟合公式能够较好地预测C形截面不锈钢轴心受压柱整体-局部相关屈曲承载力。最后,本文对拟合公式进行可靠度分析,计算得到其可靠度指标均大于3.2,拟合公式能够满足可靠度要求。
赵展[5]（2020）在《增压涡轮用高温合金组织和工艺对热裂的影响与控制》文中研究指明使用不同镍基高温合金浇注增压涡轮后,涡轮叶片出现不同程度的热裂。为了改善增压涡轮的热裂问题,减小热裂倾向性以提高产品合格率,本文以K418,K419及K424合金为研究对象,系统分析不同批次增压涡轮的开裂现象,总结影响开裂的因素。采用实验及理论计算的方法深入研究组织特征、凝固特性及铸造工艺对热裂倾向性的影响规律。通过显微组织观察及有限元模拟分析多个批次增压涡轮的开裂现象,明确了枝晶间的共晶组织和凝固过程中形成的热应力是导致涡轮热裂的主要原因。系统分析热裂倾向性不同的三种合金的显微组织,确定共晶组织与热裂倾向性之间存在关联性,共晶组织尺寸越大,数量越多,合金的热裂倾向性越大。定义共晶影响因子Ef（Ff=晶数量×共晶尺寸）来评估合金的热裂倾向性。研究获得了 Al、Ti含量和冷却速度对共晶组织的影响规律。随Ti含量增加,研究合金共晶组织的数量及尺寸均增大,Al对共晶组织的影响程度比Ti弱。冷却速度对共晶尺寸的影响存在明显的拐点,随着冷却速度增加,共晶组织数量及尺寸增大;冷却速度过大,形成细小的枝晶组织,枝晶间的共晶组织呈现出小尺寸的特点,但热应力也随之增大。提出控制Al、Ti含量（尤其是Ti的含量）及冷却速度而降低热裂倾向性的成分及组织控制原则。对合金的凝固特性及元素偏析行为的研究结果表明,γ’相形成元素（Al、Ti）含量越高,尤其是Ti元素含量越高,其在液相中强烈偏析,液相成分在残余液相数量较多、尺寸较大时达到共晶成分点,导致共晶组织形核析出。共晶的数量及尺寸反映了凝固过程中元素的偏析情况以及残余液相的形貌特征。共晶组织尺寸越大,数量越多,凝固末期枝晶的搭接越不充分,热裂倾向性越高。揭示了共晶组织特征影响合金热裂倾向性的根本原因。采用铸造模拟软件ProCAST计算了增压涡轮凝固过程中的应力场,给出了铸造工艺对不同合金热应力的影响规律。对热裂倾向性较高的K424合金,应该尽量避免较低的模壳温度及浇注温度。综合考虑凝固时间及热应力,提出了降低热裂倾向性的铸造工艺参数选取原则。构建了双性能整体叶盘晶粒组织的计算模型,探讨和实现了对整体叶盘双晶粒组织的模拟计算。综上,本文通过实验和理论计算的方法,提出了共晶组织特征影响合金热裂倾向性的原因及控制方向;明确了减小热应力的工艺控制原则。为高温合金增压涡轮的质量控制提供理论分析方法和实验依据。
魏仁超[6]（2019）在《腐蚀环境下离心压缩机叶轮典型材料FV520B性能劣化规律研究》文中进行了进一步梳理压缩机作为一类有效提升气体压力的从动流体机械,广泛用于石化、电力、冶金、燃气、国防军工等领域。我国很多压缩机虽然经多年发展已经实现了国产化,但叶轮、曲轴等压缩机关键部件普遍存在寿命短、可靠性差等问题,尤其是近年来压缩机不断向大型化、高参数等极端方向发展,可靠性问题日益突显,致使石化企业每年发生压缩机失效事故数十起,经济损失巨大,危及人机安全。本文依托国家重点基础研究发展计划（973计划）项目“极端条件下压缩机关键部件劣化机理及延寿关键技术（2012CB026003）”,针对石化行业循环氢压缩机叶轮环境断裂失效模式,以FV520B马氏体沉淀硬化不锈钢为研究对象,开展应力场、化学场、温度场多场共同作用下的材料性能研究,揭示应力腐蚀和腐蚀疲劳失效机理,建立腐蚀疲劳寿命评估模型,为提高极端条件下离心压缩机的寿命与可靠性提供基础理论和技术支撑。模拟循环氢压缩机叶轮服役环境,首先开展了纯腐蚀环境（Na Cl环境、湿H2S环境及H2S+Cl-+H2O环境）下FV520B钢的电化学腐蚀行为研究,分析其电化学腐蚀原理,得到单一介质及混合介质对FV520B钢的腐蚀行为的影响。结果表明,Na Cl环境中FV520B钢有明显的钝化现象,耐蚀性较好;湿H2S环境中FV520B钢由于不同浓度H2S生成的腐蚀产物性能不同表现出不同程度的钝化特性,耐蚀性能较Na Cl环境中有所降低;H2S+Cl-+H2O环境中,H2S与Cl-之间存在协同作用,加速钝化膜溶解使得FV520B钢没有表现出明显的钝化现象,试样发生活化溶解,耐蚀性较差。然后分析了腐蚀环境及静应力作用下FV520B钢的性能,即采用慢应变速率拉伸试验开展了FV520B钢在上述三种环境下的应力腐蚀敏感性研究。FV520B钢在三种介质中的应力腐蚀敏感性由低到高为:Na Cl环境<湿H2S环境<H2S+Cl-+H2O环境。随着介质中Na Cl或H2S浓度的升高,FV520B钢的应力腐蚀敏感性增大。FV520B钢在Na Cl环境中主要表现为机械作用主导的韧性断裂,湿H2S环境中断裂方式由韧性断裂逐渐转变为脆性断裂;H2S+Cl-+H2O环境中均表现为脆性断裂,FV520B钢的应力腐蚀敏感性指数大于两种单一腐蚀介质中的应力腐蚀敏感性指数之和,H2S与Cl-之间存在协同作用,增大FV520B钢的应力腐蚀敏感性。随后在应力腐蚀敏感性研究基础上,开展了FV520B钢在敏感性腐蚀介质H2S+Cl-+H2O环境中的应力腐蚀开裂试验,结果表明:H2S+Cl-+H2O环境中的断裂韧度相比大气环境大幅降低,且介质中H2S浓度越大,FV520B钢的应力腐蚀开裂临界应力强度因子KISCC越小。FV520B钢断裂机制为氢脆型应力腐蚀开裂,Cl-加速破坏钝化膜能够促进应力腐蚀开裂进程。试验过程中发现的WOL试样两侧表面裂纹,则是在快速传质过程引起的局部阳极溶解及氢致开裂的共同作用下形成的,即使外加应力强度因子低于KISCC,局部阳极溶解及氢脆共同作用下也能使得试样表面形成应力腐蚀裂纹。最后研究了腐蚀环境及交变应力作用下FV520B钢的性能,即开展了应力场、化学场、温度场多场共同作用下FV520B钢的疲劳试验研究,并探讨了介质温度及浓度对FV520B钢疲劳性能的影响。FV520B钢的疲劳性能由高到低为:大气>水雾>盐雾>H2S+Cl-+H2O溶液。大气环境中,FV520B钢在机械疲劳作用下发生断裂,温度在150℃以下发生变化,对其疲劳性能几乎没有影响;而在水雾和盐雾环境下,FV520B钢的腐蚀疲劳性能则随着介质温度的升高而降低。在盐雾环境中,FV520B钢主要表现为点蚀疲劳失效机制;在H2S+Cl-+H2O环境中,FV520B钢疲劳断裂表现为点蚀+氢脆混合失效机制,且随着H2S浓度的升高,FV520B钢的腐蚀疲劳性能逐渐降低。针对盐雾环境FV520B钢点蚀疲劳失效,建立了基于点蚀演化规律的疲劳寿命预测修正模型;针对H2S+Cl-+H2O环境FV520B钢点蚀+氢脆混合失效机制,建立了点蚀-氢脆腐蚀疲劳寿命预测模型,模型预测结果与试验结果吻合较好。运用上述腐蚀疲劳寿命预测模型,考虑离心力和气动力综合作用,开展了循环氢压缩机叶轮典型服役工况下危险点的疲劳寿命估算,结果表明H2S+Cl-的共同作用可大大降低叶轮的服役寿命,易于发生过早失效,因此,循环氢压缩机在实际服役时应尽量避免形成H2S+Cl-+H2O腐蚀环境。
周琳[7]（2019）在《金属材料新的动态本构模型》文中提出金属材料广泛运用在国防工业和民用工程中,了解金属结构在强载荷作用下的响应和破坏对武器和防护结构的设计和安全评估有着重要的意义。为了研究金属材料在大变形、高应变率、高温等复杂载荷作用下的动态力学行为,建立一个能够描述金属材料在不同加载条件下力学行为的动态本构模型和失效准则变得十分重要。本文的主要内容和创新性成果如下:（1）对Johnson-Cook（JC）本构模型和失效准则的精确性进行了评估。将JC本构模型和失效准则的预测结果和2024-T351铝合金、6061-T6铝合金、OFHC铜、4340钢、Ti-6A1-4V钛合金、Q235软钢这六种金属材料的实验数据进行比较,发现JC本构模型可以较准确地描述中低应变率和中低温度范围内Mises材料的力学行为,对于非Mises材料在较高应变率和较高温度条件下真实应力-真实应变关系的预测结果与实验数据吻合得较差;JC失效准则没有考虑Lode角对断裂应变的影响,不能准确预测金属材料在不同加载条件下的失效行为。采用JC本构模型和失效准则对平头弹正撞2024-T351铝合金靶板进行数值模拟,发现数值模拟结果与实验数据差别较大,进一步说明JC本构模型和失效准则有较大的缺陷。（2）在分析现有金属材料实验数据的基础上,建立了金属材料新的动态本构模型,该模型由强度模型和失效准则组成。强度模型考虑了 Lode角（准静态拉伸、剪切应力状态的真实应力-真实应变关系）、应变率和温度等因素对强度的影响;失效准则考虑了应力三轴度、Lode角、应变率和温度等因素对断裂应变的影响。强度模型提出了新的动态增强因子表达式,且可以由已知某塑性应变处的动态增强因子求解得到另外任意塑性应变处的动态增强因子;基于实验观察到的不同应变率下的真实应力-真实应变曲线是近似平行的,提出了新的应变硬化项和应变率效应的耦合形式;提出了新的非线性函数来描述温度效应。失效准则的准静态部分只需要光滑圆棒拉伸实验和纯剪切实验来标定其两个材料参数。（3）对金属材料新的动态本构模型的精确性进行了验证。模型预测结果与许多的金属材料在不同加载条件下的实验数据进行了比较,从准静态条件下的真实应力-真实应变关系（拉伸和剪切）、应变率效应、温度效应、失效准则四个方面进行了分析和比较,发现新本构模型可以准确地描述金属材料在不同应力状态、不同应变率和不同温度条件下的力学行为和破坏。（4）采用数值模拟方式对金属材料新的动态本构模型的精确性进行了进一步验证。通过单单元模型的数值模拟验证了数值仿真结果的有效性;对准静态2024-T351铝合金光滑圆棒和缺口圆棒单轴拉伸进行了数值模拟,数值模拟结果与实验观察的杯锥形貌一致;对平头弹和球头弹撞击2024-T351铝合金靶板进行数值模拟,数值模拟结果与实验观察到的弹体残余速度以及穿透模式吻合得很好。（5）利用建立的金属材料新的动态本构模型对平头弹撞击不同厚度Q235软钢单层靶板动态响应和破坏进行了数值模拟。数值模拟预测的弹体残余速度以及弹道极限均和实验结果较为吻合,数值模拟预测单层靶从伴随整体变形的简单剪切破坏转变为局部化绝热剪切破坏的临界厚度在6-7mm之间,这与理论预测的Hc为6.2mm相一致。在单层板数值模拟结果的基础上,对平头弹撞击Q235钢双层靶板和三层靶板的动态响应和破坏了进行数值模拟,通过对弹道极限和比能的分析,得出靶板总厚度小于Hc时,双层靶板的抗侵彻性能比总厚度相同的单层靶板略高一点,当靶板总厚度介于Hc～2Hc时,双层靶板抗弹性能比总厚度相同的单层靶板大幅度提高,间距为单层板厚度的等厚间隙双层靶板的抗侵彻性能总体最好。
杨冬生[8]（2018）在《H2S/CO2环境中13Cr和FV520B不锈钢的应力腐蚀行为》文中研究指明13Cr马氏体不锈钢因其较高的性价比和良好的耐蚀性能,广泛应用于石油化工领域。13Cr不锈钢的应力腐蚀行为研究主要集中在常压CO2环境,对高压CO2和常压CO2含低浓度H2S环境研究较少且不成体系,本文以13Cr和FV520B不锈钢为研究对象,研究13Cr不锈钢在高压CO2环境中的应力腐蚀行为,探究温度对13Cr不锈钢在高压CO2环境中应力腐蚀性能的影响,为高压CO2环境中13Cr不锈钢在不同温度下的合理选用提供理论指导。并研究常压CO2含低浓度H2S环境中13Cr不锈钢和在13Cr钢基础上开发的FV520B不锈钢应力腐蚀行为,为常压CO2含低浓度H2S环境中13Cr不锈钢的合理选材和成分优化提供数据支撑和理论依据。高压CO2环境中的慢拉伸试验表明,高压CO2环境（纯水,2.5MPa CO2+3.5MPa N2）中应力腐蚀敏感性最高的温度为60℃,引入Cl-后应力腐蚀敏感性最高的温度为90℃。90℃添加氯离子条件下的电化学测试和断口观察显示浸泡初期是腐蚀产物膜层生长致密化的过程,13Cr不锈钢持续浸泡36小时左右达到最高的耐蚀性能,而后随着腐蚀产物膜层不断增厚,膜层中的缺陷也增多,膜层变得不稳定,点蚀在膜层薄弱位置孕育,生长,在应力作用下裂纹萌生,扩展,拉伸试样最后失稳断裂。氯离子的存在可以加速13Cr不锈钢的腐蚀速率,进而加速Cr的表面富集形成腐蚀产物膜,一旦膜层破裂,则出现大阴极小阳极的腐蚀加速反应,从而增加应力集中的效应。低浓度H2S环境中的电化学测试表明,浸泡初期13Cr不锈钢耐蚀性能不及FV520B不锈钢,随着浸泡时间的增加,两种不锈钢的耐蚀性能均下降,浸泡48小时FV520B不锈钢腐蚀电流密度陡增,并且大于13Cr不锈钢。慢拉伸试验和氢浓度测试显示随着预先浸泡时间的增加,13Cr不锈钢中的氢浓度不断增加,应力腐蚀敏感性短时间跃升后缓慢增加。FV520B不锈钢中的氢浓度小幅度增加,应力腐蚀敏感性缓慢增加,FV520B不锈钢引入的氢浓度远低于13Cr不锈钢,所引起的氢损伤差异巨大,从拉伸断口观察,13Cr不锈钢呈脆性断裂,FV520B不锈钢的断口中可观察到等轴韧窝,呈韧性断裂特征,FV520B不锈钢的应力腐蚀性能优于13Cr不锈钢。循环极化测试表明:在低浓度H2S环境中13Cr不锈钢不产生点蚀,显示出全面腐蚀特征,FV520B不锈钢产生点蚀,相比于惰性气体环境耐点蚀性能下降,但钝化膜的修复能力有所增强。
蒋虽合[9]（2018）在《Fe-Ni-Al基超强钢的纳米析出行为和强韧化机制研究》文中研究说明超高强钢不仅在航空航天、交通运输、安全防护、先进核能以及国防装备等国民经济重要领域发挥着重要作用,而且也是未来轻型化结构设计和先进能源应用的关键材料。然而现行超高强度钢的强化始终基于传统的半共格析出产生强共格畸变的学术思路,导致超高强度钢中析出相数量有限且分布不均匀,在承载时易萌生裂纹,既降低了塑韧性又影响服役安全性。此外,昂贵的制备成本也限制了其实际应用,成为困扰高端钢铁工业发展的难题。本文针对低成本高性能化的研究目标,提出通过低错配低能界面设计超高密度共格析出以及利用析出相强的有序效应实现高剪切应力的学术思想。使用低成本且轻质的Al代替传统超强钢中重要元素Co、Ti等,通过调整Al、Mo含量等最小化两相理论晶格错配度,并采取简单的热处理制度制备了体积密度大于1024m-3、尺寸为2～4纳米的B2结构Ni（Al,Fe）增强的成分为Fe-18Ni3Al4.5Mo0.8Nb0.08C的新型马氏体时效钢。该纳米析出在产生显着强化效果的同时有效提高了马氏体时效钢的均匀塑性变形能力,从而使其获得了优异的力学性能,其中抗拉强度超过2200 MPa,延伸率超过8%。优化Fe-Ni-Al基马氏体钢中纳米第二相的析出行为。发现Mo极低的扩散速率以及析出的高驱动力作用下,纳米析出的形核过程为局部低含量溶质元素的剧烈重排,低Al核心使得形核时两相的弹性畸变几乎为零,整体上降低形核势垒,从而促进超高密度析出。第二相长大亦为局域化行为,最小化的粗化驱动力和低扩散速率抑制了不稳定高密纳米析出的局部粗化行为,使得组织热稳定性高,在长时时效后新型马氏体钢仍具有良好的力学性能。在获得均匀弥散组织的基础上,研究了共格有序增强马氏体钢的塑性变形机制。发现在强有序效应钉扎下,大量可动位错在高应力下滑移切过析出后能够击穿位错网络及小角度晶界,产生剧烈的位错增殖并抑制显着平面滑移带的产生,提高了共格有序析出增强马氏体钢的塑性。本论文不仅提出了低错配低能界面实现强有序析出的高强合金设计思想,而且为塑韧化“共格有序析出”增强合金以及解决同类合金具有高脆性趋向的共性问题提供了新的思路。
邓泽鹏[10]（2016）在《不锈钢螺栓连接节点抗剪性能研究》文中研究说明碳素钢作为结构构件在土木工程中应用十分广泛,但其耐腐蚀性、耐久性和耐火性能差,使该类结构的后期维护费用过高,这在一定程度上制约着钢结构更为广泛的应用。而不锈钢材料则具有耐腐蚀性、耐久性、耐火性、易维护性和美观大方等多重特性,很大程度上弥补了碳钢这方面的缺陷,给其带来了广阔的应用前景。国外学者对不锈钢结构展开了系统研究,并已提出了相应的设计规范,而国内在这方面的研究才刚刚起步,且研究成果还较少。因此,本文将对不锈钢螺栓抗剪连接展开研究。研究工作主要针对各国规范不锈钢螺栓连接设计方法对比、不锈钢材料的本构关系、不锈钢板件螺栓抗剪连接性能及抗剪连接时薄板平面外翘曲等四个方面,具体内容如下:（1）将中国《不锈钢结构技术规范》CECS 410:2015与欧洲《钢结构设计规范:不锈钢补充规定》EN1993-1-4:2006、美国《冷成型不锈钢结构构件设计规范》SEI/ASCE 08-82:2002、日本《不锈钢建筑结构设计标准》JIS G4321:2000中连接板件的承压承载力、净截面承载力和抗冲切承载力,螺栓的抗剪、摩擦型螺栓的抗拉和抗拉抗剪联合作用承载力等涉及螺栓连接部分的内容进行对比分析。（2）进行不锈钢S30408材料拉伸性能试验,根据试验结果进行不锈钢本构模型的参数拟合,并对拟合本构加以对比;此外,还对各本构模型建立材性试验有限元模型并进行分析对比。结果表明:不锈钢材料具有明显的非线性;R-O模型较试验值结果偏大;Rasmussen模型、G-N模型和Quach模型与试验值吻合良好,误差较小,可用于后续关于不锈钢S30408构件及连接的相关研究。（3）对S30408不锈钢板、304不锈钢A70螺栓采用螺栓双剪盖板连接,考虑端距、边距及盖板厚度,设计10个不同参数的试件,并进行螺栓抗剪拉伸试验。采用ABAQUS有限元软件建模进行分析,并与试验结果比较,确保数值模拟参数设置的正确性及可行性。采用有限元模型进行双剪盖板连接参数研究,考虑6种不同端距比与螺栓直径比、7种不同边距比与螺栓直径比设计42个不同参数的有限元试件,进行数值分析,得出各试件的力-位移曲线。根据变形准则确定42个试件的承压承载力,采用matlab进行考虑端距比及边距比的板件承压承载力设计公式拟合,并通过算例将设计公式与欧洲规范进行对比,发现高于欧洲规范30%以上,显示欧洲规范过于保守。（4）对不锈钢螺栓连接节点平面外翘曲进行研究,基于试验和有限元模拟,发现翘曲现象只发生在板厚度小于4mm时,参考其他国家规范,建议板厚以4mm为分界线,大于4mm为厚板,小于4mm为薄板,当为厚板时,翘曲基本不发生,而薄板易发生翘曲,以此来考虑承载力的折减与否;如需考虑折减,则承载力折减取值的范围在20%40%之间;且发现端距越大、板件厚度越小越容易发生翘曲,这在设计时需引起注意。
二、高强度沉淀硬化不锈钢与K_(IC)和K_(ISCC)（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、高强度沉淀硬化不锈钢与K_(IC)和K_(ISCC)（论文提纲范文）
（1）生物可降解Zn-Fe-Mg合金的组织与性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 1.1 医用材料的研究与发展 |
| 1.1.1 永久性生物材料 |
| 1.1.2 生物可降解材料 |
| 1.2 生物可降解材料的研发现状 |
| 1.2.1 血管支架 |
| 1.2.2 骨科植入物 |
| 1.3 医用可降解金属材料的研究进展 |
| 1.3.1 铁基金属可降解材料进展 |
| 1.3.2 镁基合金可降解材料进展 |
| 1.4 锌基合金医用可降解金属材料的研究进展 |
| 1.4.1 锌及锌合金作为生物可降解金属材料的优势与不足 |
| 1.4.2 锌基生物可降解合金的生物作用 |
| 1.4.3 锌基生物可降解合金的合金化 |
| 1.4.4 锌基生物可降解合金的热处理及变形 |
| 1.5 选题依据及意义 |
| 1.6 论文的研究内容与路线 |
| 1.6.1 论文的研究内容 |
| 1.6.2 论文技术路线 |
| 2 实验材料制备与研究方法 |
| 2.1 合金熔炼 |
| 2.2 热压缩模拟实验 |
| 2.3 热挤压变形处理 |
| 2.4 组织分析 |
| 2.4.1 金相微观组织观察 |
| 2.4.2 扫描电镜(SEM)分析 |
| 2.4.3 XRD物相分析 |
| 2.4.4 XPS图谱元素鉴定 |
| 2.4.5 透射电镜(TEM)分析 |
| 2.4.6 差示扫描量热法 |
| 2.5 力学性能测试 |
| 2.5.1 硬度测试 |
| 2.5.2 室温抗拉强度测试 |
| 2.6 生物腐蚀性能实验 |
| 2.6.1 电化学实验 |
| 2.6.2 SBF溶液浸泡实验 |
| 2.7 生物学评价实验 |
| 2.7.1 细胞毒性实验(CCK-8分析) |
| 2.7.2 碱性磷酸酶(ALP)活性检测 |
| 2.7.3 溶血试验 |
| 2.7.4 动态凝血实验 |
| 2.7.5 血小板粘附实验 |
| 2.7.6 动物活体植入实验 |
| 3 Mg元素对铸态Zn-Fe-Mg合金的组织、力学性能及可降解行为的影响 |
| 3.1 微观组织分析 |
| 3.2 力学性能分析 |
| 3.2.1 硬度测试分析 |
| 3.2.2 拉伸性能分析 |
| 3.3 体外可降解特性分析 |
| 3.3.1 电化学腐蚀实验 |
| 3.3.2 SBF溶液浸泡实验 |
| 3.3.3 铸态合金腐蚀机制 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 铸态Zn-1Fe-1Mg合金热压缩模拟分析 |
| 4.1 低Mg合金化合金均匀化后组织与硬度分析 |
| 4.2 均匀化态合金组织分析 |
| 4.3 合金热压缩模拟分析 |
| 4.3.1 应力应变曲线 |
| 4.3.2 流变应力模型 |
| 4.3.3 热加工图的绘制 |
| 4.3.4 微观结构演变 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 挤压态Zn-1Fe-1Mg合金组织、力学性能及可降解行为分析 |
| 5.1 微观组织分析 |
| 5.2 力学性能分析 |
| 5.3 体外可降解特性分析 |
| 5.3.1 SKPFM相电位测试 |
| 5.3.2 电化学腐蚀实验 |
| 5.3.3 SBF溶液浸泡实验 |
| 5.3.4 挤压态合金腐蚀机制 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 Zn-1Fe-1Mg合金的生物相容性及动物活体植入实验 |
| 6.1 Zn-Fe-Mg合金的细胞毒性分析 |
| 6.1.1 合金对L929细胞毒性 |
| 6.1.2 合金对MC3T3-E1的细胞毒性 |
| 6.1.3 合金对MC3T3-E1细胞ALP活性的影响 |
| 6.2 生物相容性分析 |
| 6.2.1 溶血率实验 |
| 6.2.2 动态凝血实验 |
| 6.2.3 血小板粘附实验 |
| 6.3 合金制骨钉植入实验 |
| 6.3.1 SD大鼠血清微量元素分析 |
| 6.3.2 micro-CT骨钉降解及新生骨分析 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（2）可降解医用镁合金表面微弧氧化/聚合物复合膜层植入体的研究（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 镁及镁合金作为可降解生物材料的应用 |
| 1.2.1 镁及镁合金作为生物材料的优势 |
| 1.2.2 镁及镁合金作为生物材料的限制 |
| 1.2.3 合金化 |
| 1.2.4 热处理及挤压态 |
| 1.3 医用镁合金表面微弧氧化 |
| 1.3.1 微弧氧化电参数 |
| 1.3.2 微弧氧化电解液 |
| 1.4 可降解镁基复合材料的研究进展 |
| 1.4.1 合成聚合物复合膜层 |
| 1.4.2 天然聚合物复合膜层 |
| 1.4.3 陶瓷一聚合物复合材料 |
| 1.4.4 层层自组装技术 |
| 1.5 现存的主要问题 |
| 1.6 本文的主要研究内容 |
| 1.7 本文的主要创新点 |
| 第2章 试验材料和研究方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 试验原料 |
| 2.1.2 试验试剂 |
| 2.2 合金制备 |
| 2.2.1 镁合金的熔炼 |
| 2.2.2 镁合金均匀化处理 |
| 2.2.3 镁合金挤压加工 |
| 2.3 微弧氧化陶瓷膜层的制备 |
| 2.3.1 试样预处理及膜层制备 |
| 2.3.2 电解液的配制 |
| 2.3.3 微弧氧化电参数 |
| 2.4 层层自组装膜层的制备 |
| 2.4.1 不同层数含A/W的LbL复合膜层制备 |
| 2.4.2 不同层数含TiO_2的LbL复合膜层的制备 |
| 2.4.3 不同TiO_2含量的LbL复合膜层制备 |
| 2.5 分析测试方法 |
| 2.5.1 扫描电子显微镜 |
| 2.5.2 X射线衍射分析 |
| 2.5.3 傅里叶变换红外光谱 |
| 2.5.4 电化学性能测试 |
| 2.5.5 接触角测量 |
| 2.5.6 膜层厚度测量 |
| 2.5.7 粗糙度测量 |
| 2.5.8 膜层结合力测试 |
| 2.5.9 镁合金力学性能测试 |
| 2.6 体外生物试验测试 |
| 2.6.1 体外降解性能研究 |
| 2.6.2 体外生物活性表征 |
| 2.6.3 抗菌试验 |
| 2.6.4 体外细胞增殖粘附试验 |
| 2.6.5 血小板黏附测试 |
| 2.7 体内实验 |
| 2.7.1 小鼠全身急性毒性试验 |
| 2.7.2 植入实验 |
| 2.7.3 Micro-CT |
| 2.7.4 骨组织与肌肉切片 |
| 第3章 镁合金基体的组织结构及性能 |
| 3.1 铸态镁合金组织结构及性能 |
| 3.1.1 合金相组成 |
| 3.1.2 合金组织结构 |
| 3.1.3 合金显微硬度 |
| 3.1.4 合金力学性能 |
| 3.1.5 体外浸泡试验 |
| 3.1.6 电化学行为 |
| 3.2 挤压态镁合金的组织结构及性能 |
| 3.2.1 相组成 |
| 3.2.2 显微组织 |
| 3.2.3 力学性能 |
| 3.2.4 电化学行为 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 自封孔抗菌微弧氧化膜层的性能研究 |
| 4.1 正交试验制备自封孔微弧氧化膜层 |
| 4.1.1 外观,厚度和结合力 |
| 4.1.2 表面形貌及成分分析 |
| 4.1.3 耐蚀性 |
| 4.1.4 相组成 |
| 4.1.5 体外生物相容性 |
| 4.1.6 膜层的生长机理 |
| 4.2 含银抗菌微弧氧化膜层 |
| 4.2.1 结合力 |
| 4.2.2 表面及截面形貌 |
| 4.2.3 耐蚀性 |
| 4.2.4 相组成 |
| 4.2.5 体外降解行为 |
| 4.2.6 体外细胞相容性 |
| 4.2.7 膜层的抗菌性 |
| 4.2.8 全身急性毒性 |
| 4.3 本章小结 |
| 第5章 复合膜层的性能及体内植入实验 |
| 5.1 MAO/CS(含A/W)/肝素钠复合膜层的性能 |
| 5.1.1 相组成及红外光谱分析 |
| 5.1.2 动电位极化曲线 |
| 5.1.3 表面形貌 |
| 5.2 不同层数含TiO_2的LbL复合膜层性能 |
| 5.2.1 膜厚与粗糙度 |
| 5.2.2 接触角测量结果分析 |
| 5.2.3 复合膜层的相组成 |
| 5.2.4 电化学行为 |
| 5.2.5 表面及截面微观形貌 |
| 5.2.6 血小板黏附测试 |
| 5.3 不同TiO_2含量的LbL复合膜层的性能 |
| 5.3.1 接触角 |
| 5.3.2 粗糙度及膜层厚度 |
| 5.3.3 表面及截面微观形貌和元素分祈 |
| 5.3.4 膜层相组成 |
| 5.3.5 电化学极化曲线和阻抗谱 |
| 5.3.6 膜层体外降解行为 |
| 5.3.7 细胞相容性 |
| 5.3.8 全身急性毒性 |
| 5.4 体内植入实验 |
| 5.4.1 体重变化 |
| 5.4.2 Micro-CT |
| 5.4.3 肌肉组织切片分析 |
| 5.4.4 骨组织切片分析 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 结论及展望 |
| 6.1 结论 |
| 6.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文及发明专利 |
| 附件 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
（3）超纯铁素体不锈钢夹杂物形成机理及精炼工艺研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 引言 |
| 2 文献综述 |
| 2.1 不锈钢的发展及品种分类 |
| 2.1.1 不锈钢的发展 |
| 2.1.2 不锈钢品种分类 |
| 2.2 不锈钢冶金原理及主要方法 |
| 2.2.1 不锈钢冶金原理 |
| 2.2.2 主要冶炼方法 |
| 2.3 不锈钢主要冶炼工艺路线 |
| 2.3.1 短流程代表性工艺路线 |
| 2.3.2 长流程代表性工艺路线 |
| 2.4 超纯铁素体不锈钢成分特点、冶金工艺及质量要求 |
| 2.4.1 成分特点 |
| 2.4.2 冶金工艺 |
| 2.4.3 质量要求 |
| 2.5 含钛不锈钢夹杂物研究 |
| 2.5.1 含钛不锈钢中氧化物夹杂的形成 |
| 2.5.2 含钛不锈钢中氧化物夹杂的改性 |
| 2.6 含钛不锈钢精炼渣研究 |
| 2.6.1 精炼渣对钢液成分的影响 |
| 2.6.2 精炼渣对钢中夹杂物的影响 |
| 2.7 课题研究背景、目的及内容 |
| 3 连铸浸入式水口结瘤与钢材表面线鳞缺陷研究 |
| 3.1 超纯铁素体不锈钢冶金工艺流程 |
| 3.2 连铸浸入式水口结瘤的形貌特征及结瘤物成分特点 |
| 3.2.1 连铸浸入式水口结瘤的形貌特征 |
| 3.2.2 水口结瘤物的解剖及成分特征 |
| 3.2.3 结瘤水口不同部位夹杂物成分的对比 |
| 3.2.4 同炉次连铸坯中夹杂物特征以及与水口结瘤物的对比 |
| 3.2.5 连铸浸入式水口结瘤的形成机理 |
| 3.3 钢材表面线鳞缺陷的特征及夹杂物研究 |
| 3.3.1 钢材缺陷的解剖及观察 |
| 3.3.2 钢材缺陷表面夹杂物特征 |
| 3.3.3 钢材缺陷表皮下夹杂物特征 |
| 3.3.4 钢材表面缺陷形成机理 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 LF精炼过程中钢中铝、钛含量对夹杂物的影响 |
| 4.1 研究方案 |
| 4.1.1 实验设备及步骤 |
| 4.1.2 试样分析方法 |
| 4.2 夹杂物特征 |
| 4.3 铝、钛含量对夹杂物形成的影响机理 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 钙处理工艺对夹杂物的影响 |
| 5.1 研究方案 |
| 5.1.1 冶炼工艺 |
| 5.1.2 试样分析方法 |
| 5.2 夹杂物演变特征 |
| 5.3 钙处理对MgO·Al_2O_3夹杂物的改性 |
| 5.4 钙含量对含钛夹杂物的影响 |
| 5.5 LF精炼过程中钙含量控制工艺 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 精炼渣中CaF_2含量对钢中钛含量稳定性和夹杂物的影响 |
| 6.1 实验方法及研究方案 |
| 6.1.1 实验方法 |
| 6.1.2 研究方案 |
| 6.2 渣钢反应时间对钢成分和炉渣成分的影响 |
| 6.3 精炼渣成分对钢成分和夹杂物的影响 |
| 6.3.1 精炼渣对钢液成分的影响 |
| 6.3.2 精炼渣对夹杂物的影响 |
| 6.3.3 钢液-精炼渣之间反应热力学 |
| 6.3.4 CaF_2含量对夹杂物形成的影响机理 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 超纯铁素体不锈钢夹杂物控制冶金关键工艺 |
| 7.1 超纯铁素体不锈钢冶金关键工艺 |
| 7.2 典型炉次的冶金工艺及夹杂物演变 |
| 7.2.1 冶金工艺 |
| 7.2.2 夹杂物演变情况 |
| 7.3 超纯铁素体不锈钢冶金工艺改进效果 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 结论及创新点 |
| 8.1 结论 |
| 8.2 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 |
（4）卷边C形截面不锈钢柱整体与局部相关屈曲承载力研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| §1.1 前言 |
| §1.1.1 课题研究背景 |
| §1.1.2 不锈钢的特点与种类 |
| §1.1.3 不锈钢结构的应用现状 |
| §1.1.4 不锈钢构件的生产工艺 |
| §1.1.5 相关设计规范与设计方法 |
| §1.2 国内外研究现状 |
| §1.2.1 不锈钢材料力学性能 |
| §1.2.2 冷弯薄壁不锈钢构件稳定性能 |
| §1.3 本文的研究意义 |
| §1.4 本文的研究内容与研究方法 |
| 参考文献 |
| 第2章 卷边C形截面构件整体-局部相关屈曲承载力计算方法 |
| §2.1 局部屈曲承载力计算方法 |
| §2.1.1《美国冷成型不锈钢结构设计规范》(SEI/ASCE:2002) |
| §2.1.2《欧洲不锈钢结构设计规范》(EN1993-1-4:2006) |
| §2.2 整体屈曲承载力计算方法 |
| §2.2.1《美国冷成型不锈钢结构设计规范》(SEI/ASCE:2002) |
| §2.2.2《欧洲不锈钢结构设计规范》(EN1993-1-4:2006) |
| §2.2.3《澳大利亚/新西兰冷成型不锈钢结构设计规范》(AS/NZS4673:2001) |
| §2.3 整体-局部相关屈曲承载力有效宽度法计算方法 |
| §2.4 整体-局部相关屈曲承载力直接强度法计算方法 |
| §2.4.1 直接强度法公式 |
| §2.4.2 整体屈曲承载力P_(ne)的确定 |
| §2.4.3 直接强度法与有效宽度法的对比 |
| §2.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第3章 卷边C形截面不锈钢轴心受压柱整体-局部相关屈曲承载力试验研究 |
| §3.1 材料力学性能试验 |
| §3.1.1 试验设备与加载方法 |
| §3.1.2 平板区标准拉伸试件制作 |
| §3.1.3 试验结果 |
| §3.1.4 材料σ-ε曲线 |
| §3.2 卷边C形截面不锈钢轴心受压柱整体-局部相关屈曲承载力试验 |
| §3.2.1 试件截面设计 |
| §3.2.2 试件加工制作 |
| §3.2.3 初始几何缺陷的测量 |
| §3.2.4 试验方案与试验装置 |
| §3.2.5 试验现象 |
| §3.3 试验数据与结果分析 |
| §3.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第4章 卷边C形截面不锈钢轴心受压柱整体-局部相关屈曲承载力有限元分析 |
| §4.1 有限元模型的建立 |
| §4.1.1 几何模型 |
| §4.1.2 材料本构模型 |
| §4.1.3 单元选取与网格划分 |
| §4.1.4 相互作用 |
| §4.1.5 荷载和边界条件 |
| §4.1.6 初始几何缺陷 |
| §4.2 有限元模型的验证 |
| §4.2.1 试件破坏模式 |
| §4.2.2 荷载-轴向位移曲线 |
| §4.2.3 荷载-支座转角曲线 |
| §4.2.4 极限承载力 |
| §4.3 简化有限元模型的建立 |
| §4.4 简化模型的验证 |
| §4.4.1 屈曲模态 |
| §4.4.2 试件破坏模态 |
| §4.4.3 极限承载力 |
| §4.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第5章 卷边C形截面不锈钢轴心受压柱整体-局部相关屈曲承载力参数化分析 |
| §5.1 不锈钢材料力学性能 |
| §5.2 不锈钢转角区材料强度提高 |
| §5.3 初始几何缺陷幅值 |
| §5.4 试件长细比λ |
| §5.5 截面高宽比h/b |
| §5.6 构件相关屈曲长细比λ_l |
| §5.7 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第6章 卷边C形截面不锈钢轴心受压柱整体-局部相关屈曲承载力计算方法 |
| §6.1 不锈钢轴心受压构件弹性局部屈曲临界应力计算 |
| §6.1.1 概述 |
| §6.1.2 局部屈曲系数k的影响因素 |
| §6.1.3 弹性局部屈曲临界应力f_(crl)计算公式 |
| §6.2 卷边C形截面不锈钢柱整体-局部相关屈曲承载力的直接强度法公式 |
| §6.2.1 已有直接强度法公式 |
| §6.2.2 整体-局部相关屈曲承载力直接强度法的拟合公式 |
| §6.2.3 拟合公式计算结果与试验结果的对比 |
| §6.2.4 拟合公式的可靠度分析 |
| §6.3 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第7章 结论与展望 |
| §7.1 结论 |
| §7.2 展望 |
| 附录 |
| 致谢 |
| 作者在攻读硕士学位期间发表的论文 |
（5）增压涡轮用高温合金组织和工艺对热裂的影响与控制（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 引言 |
| 1 文献综述 |
| 1.1 增压涡轮的生产制造及热裂问题 |
| 1.1.1 增压涡轮用材现状及发展趋势 |
| 1.1.2 增压涡轮的制备技术现状及发展趋势 |
| 1.1.3 高温合金铸件的热裂问题 |
| 1.2 热裂的研究现状 |
| 1.2.1 热裂的形成机理 |
| 1.2.2 影响热裂产生的因素 |
| 1.2.3 热裂模型及判据的研究 |
| 1.3 凝固过程的有限元模拟方法 |
| 1.4 研究内容与思路 |
| 2 实验材料和方法 |
| 2.1 研究材料 |
| 2.2 研究方法 |
| 2.2.1 热力学计算 |
| 2.2.2 等温凝固实验 |
| 2.2.3 差示扫描量热实验 |
| 2.2.4 ProCAST模拟 |
| 2.2.5 合金的组织观察及分析 |
| 3 整体涡轮铸件的缺陷 |
| 3.1 涡轮叶片的开裂现象 |
| 3.2 影响涡轮叶片开裂的因素 |
| 3.2.1 组织 |
| 3.2.2 热应力 |
| 3.3 涡轮的缩松缩孔 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 增压涡轮用合金析出相特征 |
| 4.1 合金显微组织特征 |
| 4.2 共晶组织对热裂的影响 |
| 4.3 共晶组织与热裂倾向性关联控制 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 共晶组织的影响因素 |
| 5.1 合金元素对共晶组织的影响 |
| 5.1.1 Ti对共晶组织的影响规律 |
| 5.1.2 Al对共晶组织的影响规律 |
| 5.2 冷却速度对枝晶间析出相的影响 |
| 5.3 合金元素及冷却速度对枝晶间相的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 合金凝固特性及凝固规律 |
| 6.1 K424合金的凝固过程及偏析行为 |
| 6.1.1 K424合金凝固过程 |
| 6.1.2 K424合金凝固偏析行为 |
| 6.1.3 凝固过程对共晶的影响 |
| 6.2 合金凝固特性对比分析 |
| 6.3 合金的凝固特性与热裂倾向性关联性 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 工艺参数对热应力的影响 |
| 7.1 铸造条件对K424合金热应力的影响 |
| 7.1.1 浇注温度对热应力的影响 |
| 7.1.2 模壳温度对热应力的影响 |
| 7.2 浇注参数对不同合金热应力分析 |
| 7.3 实现双性能叶盘的工艺分析 |
| 7.3.1 K417G高压叶盘的浇注及凝固过程 |
| 7.3.2 双性能整体叶盘的晶粒度计算 |
| 7.4 本章小结 |
| 8 结论 |
| 思考与展望 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（6）腐蚀环境下离心压缩机叶轮典型材料FV520B性能劣化规律研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 论文主要创新点 |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 离心压缩机叶轮失效案例分析 |
| 1.2.1 离心压缩机叶轮服役工况 |
| 1.2.2 离心压缩机叶轮典型失效案例 |
| 1.2.3 离心压缩机叶轮钢的性能研究 |
| 1.3 应力腐蚀开裂 |
| 1.3.1 阳极溶解理论 |
| 1.3.2 氢脆理论 |
| 1.4 腐蚀疲劳 |
| 1.4.1 腐蚀疲劳裂纹萌生 |
| 1.4.2 腐蚀疲劳裂纹扩展 |
| 1.4.3 腐蚀疲劳寿命预测 |
| 1.5 研究目标及内容 |
| 1.5.1 研究目标 |
| 1.5.2 研究内容 |
| 第二章 FV520B钢电化学腐蚀行为研究 |
| 2.1 FV520B钢电化学腐蚀行为测试 |
| 2.1.1 试验材料及试样制备 |
| 2.1.2 试验介质 |
| 2.1.3 试验装置 |
| 2.1.4 试验步骤及参数设置 |
| 2.2 动电位极化测试结果及分析 |
| 2.2.1 FV520B钢在NaCl溶液中的动电位极化曲线 |
| 2.2.2 FV520B钢在H_2S溶液中的动电位极化曲线 |
| 2.2.3 FV520B钢在H_2S+Cl~-+H_2O溶液中的动电位极化曲线 |
| 2.3 电化学阻抗谱测试结果及分析 |
| 2.3.1 FV520B钢在NaCl溶液中的电化学阻抗谱 |
| 2.3.2 FV520B钢在H_2S溶液中的电化学阻抗谱 |
| 2.3.3 FV520B钢在H_2S+Cl~-+H_2O溶液中的电化学阻抗谱 |
| 2.4 本章小结 |
| 第三章 FV520B钢应力腐蚀敏感性研究 |
| 3.1 慢应变速率拉伸应力腐蚀试验 |
| 3.1.1 试样制备 |
| 3.1.2 试验介质 |
| 3.1.3 试验步骤及参数选择 |
| 3.1.4 应力腐蚀敏感性评价方法 |
| 3.2 FV520B钢 SSRT应力腐蚀敏感性试验结果 |
| 3.2.1 FV520B钢 SSRT断口形貌分析 |
| 3.2.2 FV520B钢 SSRT应力-位移曲线分析 |
| 3.2.3 H_2S、Cl~-对FV520B钢应力腐蚀行为的影响规律和作用机制 |
| 3.3 本章小结 |
| 第四章 H_2S+Cl~-+H_2O环境中FV520B钢应力腐蚀开裂行为研究 |
| 4.1 FV520B钢准静态断裂韧度试验 |
| 4.1.1 试样制备 |
| 4.1.2 试验步骤及参数设置 |
| 4.2 恒位移预制裂纹应力腐蚀试验 |
| 4.2.1 试样制备 |
| 4.2.2 试验介质 |
| 4.2.3 试验步骤及参数设置 |
| 4.3 FV520B钢大气环境中的准静态断裂试验结果 |
| 4.3.1 FV520B钢大气环境中的断裂形貌 |
| 4.3.2 FV520B钢大气环境中的断裂韧度 |
| 4.4 FV520B钢应力腐蚀开裂行为 |
| 4.4.1 FV520B钢恒位移应力腐蚀开裂断口形貌 |
| 4.4.2 FV520B钢恒位移应力腐蚀开裂侧表面裂纹现象 |
| 4.4.3 FV520B钢K_(ISCC)及da/dt-K_I曲线 |
| 4.5 FV520B钢应力腐蚀开裂行为及机理讨论 |
| 4.5.1 FV520B钢应力腐蚀开裂机理 |
| 4.5.2 FV520B钢K_(ISCC)试验中预裂纹尖端侧表面裂纹形成机理 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 盐雾环境中FV520B钢疲劳行为研究 |
| 5.1 腐蚀疲劳试验 |
| 5.1.1 试样制备 |
| 5.1.2 试验介质 |
| 5.1.3 试验步骤及参数设置 |
| 5.2 FV520B钢疲劳寿命曲线 |
| 5.2.1 大气环境下FV520B钢疲劳寿命曲线 |
| 5.2.2 水雾环境中FV520B钢疲劳寿命曲线 |
| 5.2.3 盐雾环境FV520B钢疲劳寿命曲线 |
| 5.3 疲劳断口形貌 |
| 5.3.1 大气环境下FV520B钢的疲劳断口形貌 |
| 5.3.2 水雾环境下FV520B钢的疲劳断口形貌 |
| 5.3.3 盐雾环境下FV520B钢的疲劳断口形貌 |
| 5.4 FV520B钢腐蚀疲劳失效机理及寿命预测模型 |
| 5.4.1 FV520B钢在盐雾环境中的疲劳失效机理 |
| 5.4.2 基于点蚀演化的腐蚀疲劳寿命预测模型 |
| 5.4.3 点蚀模型预测结果 |
| 5.4.4 基于点蚀演化的疲劳寿命预测修正模型 |
| 5.4.5 温度对FV520B钢疲劳性能的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 H_2S+Cl~-+H_2O环境中FV520B钢疲劳行为研究 |
| 6.1 腐蚀疲劳试验 |
| 6.1.1 试样制备 |
| 6.1.2 试验介质 |
| 6.1.3 试验步骤及参数设置 |
| 6.2 H_2S+Cl~-+H_2O环境中FV520B钢疲劳寿命曲线 |
| 6.3 H_2S+Cl~-+H_2O环境下FV520B钢的疲劳断口形貌 |
| 6.4 FV520B钢在H_2S+Cl~-+H_2O环境中的疲劳失效机理及寿命预测模型 |
| 6.4.1 FV520B钢在H_2S+Cl~-+H_2O环境中的疲劳失效机理 |
| 6.4.2 点蚀模型预测结果分析 |
| 6.4.3 点蚀-氢脆疲劳寿命预测模型 |
| 6.4.4 H_2S浓度对FV520B钢疲劳性能的影响 |
| 6.5 典型离心压缩机叶轮疲劳寿命估算 |
| 6.5.1 叶轮有限元模型 |
| 6.5.2 叶轮流场计算 |
| 6.5.3 叶轮振动响应计算 |
| 6.5.4 叶轮疲劳寿命估算 |
| 6.6 本章小结 |
| 第七章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间取得的研究成果 |
| 攻读博士学位期间取得的学术成果 |
| 攻读博士学位期间参与的主要科研项目 |
| 致谢 |
| 作者简介 |
（7）金属材料新的动态本构模型（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 金属本构模型及失效准则的研究进展 |
| 1.2.1 本构模型 |
| 1.2.2 失效准则 |
| 1.3 弹丸撞击金属靶板的研究进展 |
| 1.3.1 实验方法 |
| 1.3.2 理论模型 |
| 1.3.3 数值模拟 |
| 1.4 研究中存在的问题 |
| 1.5 本文的主要工作 |
| 第2章 JOHNSON-COOK本构模型评估 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 JC本构模型 |
| 2.2.1 模型简介 |
| 2.2.2 参数的确定 |
| 2.3 材料实验数据 |
| 2.3.1 准静态真实应力-真实应变关系 |
| 2.3.2 应变率效应 |
| 2.3.3 温度效应 |
| 2.3.4 失效准则 |
| 2.4 弹道实验数据 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 金属新的动态本构模型 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 强度模型 |
| 3.2.1 准静态真实应力-真实应变关系 |
| 3.2.2 应变率效应 |
| 3.2.3 温度效应 |
| 3.3 失效准则 |
| 3.4 本构模型各参数值的确定 |
| 3.5 本构模型预测与材料实验数据比较 |
| 3.5.1 准静态真实应力-真实应变关系 |
| 3.5.2 应变率效应 |
| 3.5.3 温度效应 |
| 3.5.4 失效准则 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 金属动态本构模型的验证 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 单单元验证 |
| 4.3 准静态金属圆棒拉伸实验的数值模拟 |
| 4.3.1 有限元模型 |
| 4.3.2 结果与讨论 |
| 4.4 平头弹撞击金属靶板的数值模拟 |
| 4.4.1 有限元模型 |
| 4.4.2 结果与讨论 |
| 4.5 球头弹撞击金属靶板的数值模拟 |
| 4.5.1 有限元模型 |
| 4.5.2 结果与讨论 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 金属靶板抗弹性能的数值模拟 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 单层金属靶板抗弹性能 |
| 5.2.1 有限元模型 |
| 5.2.2 结果与讨论 |
| 5.3 零接触等厚双层金属靶板抗弹性能 |
| 5.3.1 有限元模型 |
| 5.3.2 结果与讨论 |
| 5.4 非等厚双层金属靶板抗弹性能 |
| 5.4.1 有限元模型 |
| 5.4.2 结果与讨论 |
| 5.5 间隙双层金属靶板抗弹性能 |
| 5.5.1 等厚间隙双层金属靶板的数值模拟 |
| 5.5.2 不等厚间隙双层靶的数值模拟 |
| 5.6 多层金属靶板抗弹性能 |
| 5.6.1 有限元模型 |
| 5.6.2 结果与讨论 |
| 5.7 能量分析 |
| 5.8 本章小结 |
| 第6章 总结与展望 |
| 6.1 本文工作总结 |
| 6.2 未来工作展望 |
| 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 |
（8）H2S/CO2环境中13Cr和FV520B不锈钢的应力腐蚀行为（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 高压CO_2环境中13Cr不锈钢的应力腐蚀研究现状 |
| 1.3 低浓度H_2S环境中13Cr和FV520B不锈钢的应力腐蚀研究现状 |
| 1.3.1 低浓度H_2S环境中13Cr不锈钢的应力腐蚀研究现状 |
| 1.3.2 低浓度H_2S环境中FV520B不锈钢的应力腐蚀研究现状 |
| 1.4 应力腐蚀研究方法 |
| 1.4.1 电化学法 |
| 1.4.2 慢应变速率拉伸应力腐蚀试验法 |
| 1.4.3 光电子衍射分析法 |
| 1.4.4 氢含量分析 |
| 1.5 课题研究内容 |
| 第2章 实验材料和方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 试样制备 |
| 2.3 实验装置 |
| 2.4 实验环境 |
| 2.5 实验方法 |
| 第3章 高压CO_2环境中13Cr不锈钢的应力腐蚀行为 |
| 3.1 温度对13Cr不锈钢力学性能的影响 |
| 3.2 高压CO_2环境中13Cr不锈钢的应力腐蚀敏感性 |
| 3.3 高压CO_2环境中13Cr不锈钢的电化学测试 |
| 3.3.1 高压CO_2环境中13Cr不锈钢的极化曲线 |
| 3.3.2 高压CO_2环境中13Cr不锈钢的交流阻抗谱 |
| 3.4 高压CO_2环境中13Cr不锈钢的应力腐蚀断口 |
| 第4章 低浓度H_2S环境中13Cr和FV520B不锈钢的应力腐蚀行为 |
| 4.1 拉伸速率的确定 |
| 4.2 低浓度H_2S环境中13Cr和FV520B不锈钢的应力腐蚀敏感性 |
| 4.3 氢在应力腐蚀中的作用 |
| 4.4 浸泡充氢与应力腐蚀断口 |
| 4.4.1 13Cr和FV520B不锈钢慢拉伸试样断口侧面形貌 |
| 4.4.2 13Cr和FV520B不锈钢慢拉伸试样断口形貌 |
| 4.5 低浓度H_2S环境中13Cr和FV520B不锈钢的电化学测试 |
| 4.5.1 低浓度H_2S环境中13Cr和FV520B不锈钢的极化曲线 |
| 4.5.2 低浓度H_2S环境中13Cr和FV520B不锈钢的交流阻抗谱 |
| 4.5.3 低浓度H_2S环境中13Cr和FV520B不锈钢的循环极化曲线 |
| 4.6 腐蚀产物膜的X射线光电子能谱分析 |
| 第5章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（9）Fe-Ni-Al基超强钢的纳米析出行为和强韧化机制研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 超高强度钢概述 |
| 1.3 超高强度钢的综合力学性能 |
| 1.3.1 准静态力学性能及强化机制 |
| 1.3.2 断裂韧性及韧性断裂机制 |
| 1.3.3 疲劳性能及损伤机制 |
| 1.4 典型超高强度钢的合金化及发展 |
| 1.4.1 M_2C强化的二次硬化钢Aermet100 |
| 1.4.2 金属间化合物增强的马氏体时效钢 |
| 1.4.3 新型复合沉淀强化超强钢 |
| 1.5 超高强度钢的塑韧化 |
| 1.5.1 控制夹杂 |
| 1.5.2 改变原始奥氏体晶粒形态 |
| 1.5.3 细化析出组织 |
| 1.5.4 奥氏体的引入 |
| 1.5.5 复合沉淀 |
| 1.6 研究内容与目的 |
| 1.6.1 本文的研究目的与意义 |
| 1.6.2 研究内容 |
| 2 实验方法 |
| 2.1 实验材料及制备 |
| 2.2 热处理工艺 |
| 2.3 显微组织表征 |
| 2.3.1 金相组织表征 |
| 2.3.2 SEM、EBSD和ECCI联用表征微观组织 |
| 2.3.3 TEM表征 |
| 2.3.4 三维原子探针显微技术 |
| 2.3.5 中子及高能X射线结构及形貌演变原位分析 |
| 2.4 力学性能测试 |
| 2.4.1 室温拉伸性能测试 |
| 2.4.2 显微硬度测试 |
| 3 Fe-Ni-Al基共格超强钢的合金设计、典型组织及性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Fe-Ni-Al基超强马氏体钢的合金化及热处理 |
| 3.2.1 Fe-Ni-Al基超强马氏体钢的典型合金化 |
| 3.2.2 典型共格增强马氏体时效钢的热处理制度以及组织结构 |
| 3.3 典型共格增强马氏体时效钢的力学性能及断口形貌 |
| 3.4 时效后纳米析出组织结构及成分 |
| 3.4.1 时效组织的TEM及STEM形貌表征 |
| 3.4.2 时效组织的APT表征及纳米析出成分测定 |
| 3.4.3 组织转变以及错配度演变的高能X射线衍射分析 |
| 3.5 Fe-Ni-Al基超强马氏体钢的强化机制 |
| 3.5.1 细晶强化 |
| 3.5.2 位错强化 |
| 3.5.3 析出强化 |
| 3.5.4 强化机理分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 4 Fe-18Ni-Al-M钢的时效行为以及合金化热处理的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Fe-18Ni-3Al基础成分的时效行为及力学性能 |
| 4.3 Mo合金化对时效过程中组织转变及力学性能的影响 |
| 4.3.1 不同Mo含量钢时效过程中硬度变化及力学性能 |
| 4.3.2 小角散射研究Mo对B2相析出行为的影响 |
| 4.3.3 三维原子探针表征5Mo钢的时效行为 |
| 4.3.4 纳米析出和Mo团簇形态、成分的演变规律 |
| 4.4 Mo合金化对时效过程中结构及高密位错组织演变的影响 |
| 4.4.1 Mo对Fe-Ni-Al合金时效结构转变的影响 |
| 4.4.2 低Mo及高Mo钢时效过程中位错密度的变化 |
| 4.5 Mo合金化对时效行为的影响机制及其温度依赖性 |
| 4.5.1 B2析出的热动力学计算及形核长大机制 |
| 4.5.2 Mo团簇的形成机理 |
| 4.5.3 时效行为的温度依赖性 |
| 4.6 Mo团簇及合金化对介金性能的影响机制 |
| 4.7 本章小结 |
| 5 有序增强高强马氏体的塑性变形机制及其塑韧化 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 纯粹位错型马氏体的塑性变形机制及特征 |
| 5.3 韧性共格有序析出增强合金的塑性变形机制 |
| 5.3.1 不同体积密度共格析出对拉伸变形行为的影响 |
| 5.3.2 韧性共格合金变形过程中位错组织演变规律 |
| 5.3.3 纳米析出在塑性变形过程中的协调变形 |
| 5.3.4 变形机制随有序析出相体积分数的变化 |
| 5.4 位错型马氏体的塑韧化机制 |
| 5.5 共格析出强化体系的韧塑化机制 |
| 5.6 本章小结 |
| 6 全文总结 |
| 参考文献 |
| 作者简历及在学研究成果 |
| 学位论文数据集 |
（10）不锈钢螺栓连接节点抗剪性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 不锈钢材料及其应用 |
| 1.2.1 不锈钢材料的性能及分类 |
| 1.2.2 不锈钢的特点和应用 |
| 1.3 不锈钢结构的国内外研究现状 |
| 1.3.1 不锈钢结构设计规范 |
| 1.3.2 不锈钢结构螺栓连接节点的研究现状 |
| 1.4 本文主要研究内容和研究目的 |
| 1.4.1 研究内容 |
| 1.4.2 研究目的及方法 |
| 第2章 不锈钢螺栓连接节点各国规范的比较分析 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 不锈钢螺栓连接节点中连接板件承载力的规范对比 |
| 2.2.1 板件的承压承载力 |
| 2.2.2 连接板孔洞处的净截面抗拉承载力 |
| 2.2.3 连接板的抗冲切承载力 |
| 2.3 不锈钢螺栓连接节点中连接板件承载力的规范对比 |
| 2.3.1 承压型螺栓的抗剪承载力 |
| 2.3.2 承压型螺栓的抗拉承载力 |
| 2.3.3 承压型螺栓的抗拉抗剪联合承载力 |
| 2.3.4 摩擦型螺栓连接的承载力 |
| 2.4 本章小结 |
| 第3章 不锈钢S30408材料本构模型的研究 |
| 3.1 不锈钢材料的本构模型 |
| 3.1.1 不锈钢材料应力-应变模型 |
| 3.1.2 各模型比较小结 |
| 3.2 试验研究 |
| 3.2.1 试验方案设计 |
| 3.2.2 试验结果分析 |
| 3.3 试验验证与有限元模拟 |
| 3.3.1 试验结果与各模型比较 |
| 3.3.2 试验结果与有限元数值模拟比较 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 不锈钢构件螺栓连接节点的抗剪性能研究 |
| 4.1 不锈钢螺栓连接节点抗剪性能的试验研究 |
| 4.1.1 不锈钢螺栓连接节点抗剪性能试验方案设计 |
| 4.1.2 不锈钢螺栓连接节点抗剪性能试验过程 |
| 4.1.3 不锈钢构件螺栓连接节点抗剪性能试验结果分析 |
| 4.2 不锈钢构件螺栓连接节点的抗剪性能的有限元分析 |
| 4.2.1 有限元分析方法 |
| 4.2.2 有限元模型的试件设计及验证 |
| 4.2.3 有限元结果分析 |
| 4.3 不锈钢构件螺栓连接承压承载力设计方法 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 不锈钢构件螺栓连接板外平面翘曲的研究 |
| 5.1 不锈钢螺栓连接在盖板为薄板平面外翘曲的试验研究 |
| 5.1.1 板件平面外翘曲的试验方案设计 |
| 5.1.2 板件平面外翘曲研究的试验过程 |
| 5.2 不锈钢螺栓连接平面外翘曲的有限元分析 |
| 5.2.1 板件平面外翘曲研究有限元模拟 |
| 5.2.2 有限元模拟结果分析 |
| 5.3 板平面外翘曲的强度折减计算 |
| 5.4 本章小结 |
| 结论与展望 |
| 1.结论 |
| 2.展望 |
| 参考文献 |
| 攻读学位期间发表的学术论文 |
| 致谢 |
四、高强度沉淀硬化不锈钢与K_(IC)和K_(ISCC)（论文参考文献）
- [1]生物可降解Zn-Fe-Mg合金的组织与性能研究[D]. 薛鹏皓. 北京科技大学, 2021(08)
- [2]可降解医用镁合金表面微弧氧化/聚合物复合膜层植入体的研究[D]. 陈阳. 山东大学, 2020(04)
- [3]超纯铁素体不锈钢夹杂物形成机理及精炼工艺研究[D]. 李璟宇. 北京科技大学, 2020(11)
- [4]卷边C形截面不锈钢柱整体与局部相关屈曲承载力研究[D]. 朱婷. 东南大学, 2020(01)
- [5]增压涡轮用高温合金组织和工艺对热裂的影响与控制[D]. 赵展. 北京科技大学, 2020(01)
- [6]腐蚀环境下离心压缩机叶轮典型材料FV520B性能劣化规律研究[D]. 魏仁超. 中国石油大学(华东), 2019(01)
- [7]金属材料新的动态本构模型[D]. 周琳. 中国科学技术大学, 2019(02)
- [8]H2S/CO2环境中13Cr和FV520B不锈钢的应力腐蚀行为[D]. 杨冬生. 沈阳工业大学, 2018(01)
- [9]Fe-Ni-Al基超强钢的纳米析出行为和强韧化机制研究[D]. 蒋虽合. 北京科技大学, 2018(08)
- [10]不锈钢螺栓连接节点抗剪性能研究[D]. 邓泽鹏. 吉林建筑大学, 2016(04)