一、真空环境下欠时效态2A12合金的疲劳行为（论文文献综述）
王俊峰[1]（2020）在《Cu-Cr-Zr合金低周疲劳行为研究》文中进行了进一步梳理电气化道路朝着重载、高速的方向快速发展,对接触线材料的各项性能提出了更高的要求,而高性能的Cu-Cr-Zr合金作为新一代接触线材料在高速铁路网络中的应用越发广泛。但基于高铁接触线反复循环加载、大张力架设等实际服役环境,却鲜有学者结合Cu-Cr-Zr合金的具体制备过程,对其不同状态合金的低周疲劳行为进行过深入研究。针对上述问题,本论文以热挤压态Cu-Cr-Zr合金为研究对象,从冷变形及热处理两个维度出发,系统研究了二者对所选材料室温下的拉伸性能、低周疲劳性能的影响,并结合多项先进检测手段,主要做了以下几方面的研究:一、探讨了合金在形变及热处理过程中的组织、性能（包括拉伸性能及低周疲劳性能）的演变规律;二、分析并明确冷变形和固溶—时效处理对低周疲劳寿命的影响,揭示疲劳寿命与各影响因素间的关系;三、对比评价不同状态合金的低周疲劳行为,结合其不同外加总应变幅下的疲劳断口和循环变形组织,构建了“加工工艺—微观结构—低周疲劳性能”间的关联模型。随着对热挤压态Cu-Cr-Zr合金施加冷变形量的增加,其拉伸强度不断升高,但是低周疲劳寿命却并非一定呈现逐渐增加的趋势,更大程度的冷变形可以显着提高合金的过渡寿命Nt。三种冷变形态Cu-Cr-Zr合金在低外加总应变幅下（Δεt=0.4%）均出现了包申格效应,其强弱则与冷变形量成正比,这在Cu-Cr-Zr合金中也是首次发现。此外,对于承受了最剧烈冷变形的Cu-Cr-Zr合金,在Δεt=0.45%的循环变形过程中同样可以观察到包申格效应,但其强度要远低于Δεt=0.4%时。三种状态合金在所有总应变幅下均表现为循环软化,更高的应变幅会促进合金内部位错密度更快的降低,导致结构稳定性更差。固溶—时效处理可以显着提高冷拉拔态Cu-Cr-Zr合金在高外加总应变幅（Δεt/2>0.6%）下的低周疲劳寿命,Hall-Petch公式对于循环变形过程中的晶粒尺寸效应并非完全适用,固溶—时效带来的晶粒粗化、外加总应变幅的大小以及析出强化效应均会对材料的低周疲劳寿命造成显着影响。当Δεt/2>0.6%时,析出强化对疲劳寿命带来的提高效应会高于晶粒粗化带来的弱化效应,当Δεt/2≤0.6%时,晶粒粗化带来的弱化效应则会高于析出强化带来的提高效应。对时效态合金疲劳断口的观察表明,与Δεt/2=0.4%时的断面形成鲜明对比,Δεt/2=1.0%时的特征在于多疲劳源、更明显的疲劳辉纹以及更多的河流状花样,并且断裂面表面摩擦现象更为严重,形成的锯齿状特征以及更小的韧窝比例表明其断裂模式主要为脆性断裂。此外,合金的循环变形组织会因外加总应变幅大小的不同而显示出明显区别,位错密度则和Δεt/2值成正相关关系。本课题介绍了一种结合Cu-Cr-Zr合金具体制备过程的低周疲劳行为评价体系,实验过程中发现了一种独特的力学现象即“包申格效应”,并对其形成机理进行了深入探讨,此项工作完善了Cu-Cr-Zr合金关于循环变形的理论数据库,为其在高铁接触网中的实际应用提供了必要的理论依据。
张振豫[2]（2020）在《原位ZrB2/AA6111铝基纳米复合材料的微观组织与高周疲劳性能研究》文中研究表明目前,汽车工业对汽车节能减排的要求越来越高,而新能源汽车的发展遇到了续航不足的问题,这些问题制约了汽车工业的进一步发展,而汽车轻量化可以很好地解决这些问题。AA6111铝合金具有优秀的综合力学性能,是汽车轻量化的重要材料,但随着汽车性能的不断提升,对其安全性和可靠性也提出了更高的要求,这就要求材料具有较高的高周疲劳性能。本文在AA6111铝合金的基础上,通过原位反应技术制备出新型抗疲劳原位ZrB2纳米颗粒增强AA6111铝基复合材料。研究了原位ZrB2纳米颗粒增强AA6111铝基复合材料的颗粒含量对其铸态及挤压变形后的微观组织及拉伸性能的影响规律;还研究了复合材料的热处理强化现象,确定了最佳热处理参数,在此基础上对不同颗粒含量T6态复合材料的高周疲劳性能及其断裂机制进行探究。ZrB2/AA6111复合材料微观组织分析表明:ZrB2颗粒的加入增加了复合材料中异质形核位点,晶界上的ZrB2颗粒阻碍了晶粒的生长,同时抑制网状析出相和枝晶的形成,从而达到晶粒的细化和等轴化的效果。随着颗粒含量的增加,复合材料晶粒细化效果越来越好,但颗粒团聚尺寸呈加速增加的趋势。经过热挤压变形,复合材料中ZrB2颗粒沿挤压方向呈带状分布于基体中,随着颗粒含量的增加,ZrB2颗粒带的数量和宽度都明显增加,整体颗粒团聚尺寸与挤压前相比明显减小,在沿挤压方向分布更为均匀。复合材料在挤压的过程中发生动态再结晶形成细小等轴晶。热挤压变形过程中硬质ZrB2颗粒会成为晶界的形核位点,促进再结晶过程,因此,随着ZrB2颗粒含量的增加再结晶晶粒的数量快速增加,使其平均晶粒尺寸明显减小。ZrB2/AA6111复合材料力学性能研究表明:随着复合材料中颗粒含量的增加,铸态和挤压态复合材料拉伸强度不断增加,延伸率则呈现出先增后降的趋势,且发现复合材料延伸率与平均颗粒团聚尺寸呈负相关。复合材料的硬度高于基体合金,且随着增强颗粒体积分数的增加而升高。复合材料的硬度随着时效时间的增加表现为:增加→稳定→下降,其原因是随着时效时间的增加析出相发生变化。对复合材料挤压材进行T6热处理,发现其极限强度得到显着提升,但延伸率有所下降。ZrB2/AA6111复合材料的高周疲劳性能研究表明:颗粒含量为2 vol.%的复合材料具有最高的疲劳极限125MPa,相对于基体合金提高了31.6%。根据复合材料S-N曲线和其力学性能测试结果得出不同颗粒含量复合材料的工程Goodman直线、Gerber抛物线和Soderberg直线,并根据实验数据推算出颗粒含量为2 vol.%的复合材料的疲劳寿命工程式及其各等寿命曲线工程式,并分别对其特点进行分析,为复合材料实际应用中疲劳寿命预测提供了重要依据。通过对疲劳断口的观察发现,基体合金与复合材料的疲劳裂纹扩展过程均可分为四个阶段:裂纹萌生阶段、微裂纹扩展阶段、裂纹稳定扩展阶段和失稳断裂阶段。通过对基体合金和复合材料断口中裂纹萌生区的观察发现,其裂纹萌生均由于试样表面附近驻留滑移带的扩展。复合材料的疲劳辉纹宽度要小于基体合金,说明复合材料中裂纹扩展较慢。在基体合金中裂纹扩展表现为Mg、Si化合物的断裂,而在复合材料中很少发现这种现象。复合材料中的裂纹在扩展过程中会受到增强颗粒的阻碍而改变其原有扩展路径,这是裂纹在复合材料中扩展较慢的重要原因之一。对ZrB2/AA6111复合材料抗疲劳机理的研究表明:导致复合材料疲劳寿命提升的原因主要包括:（1）颗粒增强作用使复合材料在循环应力作用下产生更小的应变,造成较小程度的滑移带扩展,从而延长其疲劳寿命。（2）ZrB2颗粒通过阻碍位错的运动延缓裂纹的扩展。（3）复合材料更明显的裂纹闭合效应导致裂纹扩展较慢。（4）由于ZrB2颗粒的加入,导致复合材料晶粒细化,从而增加了晶界密度,阻碍了裂纹的扩展。
丁阳[3]（2019）在《镍铝青铜合金应力腐蚀开裂及腐蚀疲劳行为的微观机理研究》文中研究说明镍铝青铜合金作为一种广泛应用于海洋装备领域的结构材料,由于其良好的机械力学性能和耐腐蚀性能,在大型船舶螺旋桨、压力泵体和液压阀门等方面都发挥着极为重要的作用。目前,镍铝青铜装备构件大都采用铸态合金,其组织结构复杂、第二相析出物众多,且容易出现不均匀的粗大晶粒、气孔和偏析等铸造缺陷,同时,镍铝青铜螺旋桨构件在服役过程中需要面对复杂的海洋环境和多变的应力载荷,在这两种因素的耦合作用下,合金往往会出现应力腐蚀开裂、腐蚀疲劳破坏等失效问题,从而影响着材料的服役寿命。尽管我国早在上世纪八十年代便开始工业化生产镍铝青铜合金,但关于合金的科学研究还只是集中于微观形貌表征和静态腐蚀性能方面,目前尚未对合金腐蚀环境中的力学性能,尤其是影响真实服役性能的应力腐蚀、腐蚀疲劳行为开展系统的科学研究。针对镍铝青铜在服役过程中出现的主要问题,本文通过慢应变速率拉伸实验和疲劳裂纹扩展实验,开展了不同微观组织合金的应力腐蚀和腐蚀疲劳行为研究,建立了合金微观组织与服役性能的响应关系,揭示了合金在腐蚀环境下各种破坏形式的微观机理,为进一步提升合金的服役寿命、设计具有更加优越性能的合金材料微观组织,提供了重要的理论指导。本文的主要研究结果如下:（1）利用热处理工艺对合金的微观组织进行设计调控,获得具有明显不同微观组织特征的镍铝青铜合金,并在不同应变速率条件下对其应力腐蚀敏感性进行测试,结果发现,微观组织结构对镍铝青铜合金的应力腐蚀开裂行为有着较大影响,同时随着拉伸应变速率的降低,应力腐蚀敏感性均呈现上升趋势。连续层片状且易于发生选相腐蚀的α+κIII共析组织结构是应力腐蚀开裂敏感区,从而使得共析组织含量最高的退火态合金具有最高的应力腐蚀敏感性;相互重叠且细小的魏氏体α相会一定程度上阻碍应力腐蚀裂纹向内扩展,故正火态合金的应力腐蚀敏感性次之;合金组织均匀且无大片连续优先腐蚀结构的淬火+时效合金,表现出最低的应力腐蚀敏感性。（2）应力腐蚀开裂只有在应力载荷和腐蚀介质同时作用时才能发生。拉伸变形会给合金内部引入不均匀分布的残余应力,使合金表面的腐蚀倾向增大,氧化膜增厚。这种氧化膜的长期稳定性会受到残余应力影响而发生破坏。当外加拉伸应力增大到450MPa时,残余应力和腐蚀介质的耦合作用会造成合金应力腐蚀裂纹的萌生,并沿着残余应力较高的硬质κ相界区域面向内扩展。（3）利用疲劳裂纹扩展速率测试实验,在空气和腐蚀介质中对不同微观组织镍铝青铜合金的腐蚀疲劳行为进行了研究,结果发现,在腐蚀介质的耦合作用下,具有不同微观组织结构的合金在3.5%NaCl溶液中均表现出了更高的裂纹扩展速率和更低的裂纹扩展门槛值。空气中原本具有较高疲劳裂纹扩展抗力的马氏体β’相,在3.5%NaCl溶液中由于腐蚀破坏成为裂纹扩展的高发区。κII相和共析组织α+κIII结构溶解破坏形成的孔洞,成为腐蚀疲劳裂纹扩展的通道而加速裂纹的扩展。（4）应力载荷条件,如应力强度因子和加载频率,是影响合金腐蚀疲劳行为的重要因素,研究发现,随着应力强度因子的降低,腐蚀作用对裂纹扩展的影响增大,使得疲劳裂纹从对微观组织不敏感的穿晶扩展,转变为对晶界、相等微观结构具有选择性的裂纹扩展模式,裂纹主要出现在α相周围、沿着被腐蚀溶解的κII相颗粒或层片状κIII共析组织方向扩展。而加载频率则与腐蚀疲劳裂纹扩展速率呈现一定的负相关性,当加载频率降低时,裂纹扩展速率会显着升高,同时这种频率的影响存在一个临界值,只有当加载频率低于0.05Hz这个临界值时,镍铝青铜合金的腐蚀疲劳裂纹扩展速率才与加载频率表现出相关性。（5）裂纹尖端是腐蚀介质与交变应力对合金作用的直接影响区,很大程度上控制着合金的腐蚀疲劳性能,研究发现,随着裂纹的不断扩展深入,裂纹尖端附近溶液中的溶解氧不断被消耗从而形成贫氧区,这使得裂纹内腐蚀介质环境会由于金属离子的水解反应而发生严重的酸化现象,造成原本被氧化膜保护的κ相迅速腐蚀溶解形成孔洞,诱导裂纹向前扩展。另一方面溶液的酸化会带来裂纹尖端氢的吸附与富集,加速裂纹尖端应力作用区的位错运动,迅速发生局部塑性变形,从而引发合金内的局部氢脆效应促使裂纹向前扩展。另外,裂纹尖端合金组织发生的脱铝、析铜行为,显着降低裂尖处金属的硬度和模量,导致了合金力学性能的弱化,从而加速腐蚀疲劳裂纹的扩展。
杨晨星[4]（2019）在《00Cr40Ni55Al3Ti轴承合金的组织特征及耐磨和疲劳性能研究》文中研究指明无磁耐蚀轴承合金00Cr40Ni55Al3Ti是在前苏联40ХНЮ-ВИ合金基础上加入了Ti元素的一种高硬度无磁合金,前期学者主要集中于热处理工艺和组织性能方面,并未有热加工工艺、摩擦磨损和疲劳性能的研究,而且对强化机理研究相对欠缺。本论文在原有的基础上,利用OM、SEM、TEM和XRD等分析手段及热模拟实验,研究了00Cr40Ni55Al3Ti合金组织演变与高温塑性变形行为,固溶时效处理对组织特征与力学性能的影响,析出强化机理和室温旋转弯曲疲劳性能;通过摩擦磨损试验研究了试验合金的耐磨性能,初步探索出00Cr40Ni55Al3Ti合金不同摩擦条件下的磨损机理。（1）通过对00Cr40Ni55Al3Ti合金的热压缩试验,研究了合金的组织演变与高温塑性变形行为,结果表明:00Cr40Ni55Al3Ti无磁合金临界变形量为10.8%,合金变形量大于临界值,合金奥氏体发生动态再结晶和球状α-Cr相形核长大;变形速率为0.1s-1时,合金发生间歇动态再结晶,变形速率为5s-1时,晶界处球状α-Cr相形核长大引起变形不协调,峰值应力后出现软化波动现象;合金变形量为60%的热变形激活能为397.077KJ/mol。根据热加工图确定了适宜热加工区域:变形温度为10801100℃、变形速率?为0.10.35s-1和变形温度为11201190℃、变形速率?为4.510s-1以下,与合金锻造试验测试结果相符。（2）通过对00Cr40Ni55Al3Ti合金的固溶时效处理对组织特征与力学性能的研究,结果表明:在11501250℃进行固溶处理时,固溶温度越高,球状α-Cr相析出量越低。在1200℃时α-Cr相尺寸最小,析出量最少,硬度最低;固溶温度在1200℃以138℃/s进行冷却,在550℃保温6h时,00Cr40Ni55Al3Ti合金组织为球状α-Cr相、片层组织和非片层组织,片层组织硬度达703HV,非片层组织为249HV;时效温度采用600℃,时效时间分别为5h、6h和7h,显微组织为均匀分布的片层组织和球状α-Cr相,片层组织硬度分别为691HV、706HV和712HV,硬度较高的显微组织面积百分比越大时,合金对应的洛氏硬度越高。（3）采用强化理论对00Cr40Ni55Al3Ti合金的固溶时效析出强化机理进行计算,结果表明:固溶态强化作用主要以细晶强化为主,强化增量约为264 MPa,置换固溶强化为49.54 MPa位错强化29.0 MPa,第二相（α-Cr）相为9.46 MPa;时效态强化增量依次为:片层组织强化增量为940.82 MPa,第二相（γ′）强化以及由γ′相引起的共格应变强化为549.49 MPa,位错强化增量为334MPa,第二相（α-Cr）强化增量7.69MPa。（4）将固溶时效后的00Cr40Ni55Al3Ti合金放大QBWP-10000X型旋转弯曲疲劳试验机上进行室温旋转弯曲疲劳试验,结果表明:00Cr40Ni55Al3Ti轴承合金旋转弯曲疲劳极限强度达到973MPa;其中33.3%起裂于表面的TiN,53.3%起裂于硬质球状α-Cr相,其余13.4%由Al2O3引起起裂。旋转弯曲疲劳破断试样的σh/σw均大于1,且σh/σw越大疲劳寿命越短。（5）采用SRV-IV试验机对00Cr40Ni55Al3Ti合金进行室温微动摩擦磨损试验,结果表明:脂润滑的摩擦系数比干摩擦摩擦系数小0.65左右,且在不同摩擦条件下摩擦系数波动幅度较小。随着滑动速度的增加,磨损体积逐渐增加,磨斑深度、长度和宽度也逐渐增加,磨损体积的增加与磨损深度、长度和宽度的增加有关干摩擦时表现较为严重,脂润滑时增长趋势变缓,磨斑体积和磨斑深度、长度和宽度较干摩擦时低一个数量级。
张晓盼,赵作福,霍宝阳,莫梓睿,刘亮[5]（2018）在《热处理对2A12铝合金组织性能影响的研究进展》文中研究指明2A12铝合金属于Al-Cu-Mg系硬铝合金,由于其具有高硬度、耐腐蚀及易加工等性能,被广泛应用于航空航天、电子仪表和船舶等领域。适当的热处理工艺可以进一步提高2A12铝合金的力学性能,延长工件的使用寿命。对目前应用较为广泛的2A12铝合金热处理工艺研究进行了详细论述。
冷利[6]（2016）在《挤压变形Al-7.2Zn-2.5Mg-1.5Cu-0.08Zr-0.12Sc合金的组织与低周疲劳行为》文中研究指明Al-Zn-Mg-Cu系超高强铝合金在特定的热处理状态下具有较高的硬度、韧性、断裂强度、较强的疲劳抗力以及较好的耐腐蚀性能,是航空航天及交通运输等领域的主要结构材料。铝合金在大型飞机上的应用占据了结构材料重量的60%～80%,而高性能的Al-Zn-Mg-Cu系铝合金作为主要的承力构件材料,其使用比例占飞机上总的铝材用量的35%～50%（质量分数）。以A380客机结构的设计准则来看,只有开发新型铝合金材料和研究新的工艺技术才能实现性能改进,而微合金化和热处理是改善Al-Zn-Mg-Cu铝合金性能的重要途径。以往已有针对不同系列铝合金的疲劳行为包括循环应力-应变行为、应力腐蚀行为、疲劳裂纹萌生以及疲劳裂纹扩展行为等进行的研究报道,但对含Zr和Sc的Al-Zn-Mg-Cu系合金的研究则主要集中于显微组织、拉伸性能以及抗应力腐蚀性能等方面,而针对其疲劳性能方面以及疲劳过程中微观结构变化的研究较少。因此,本文主要研究了不同热处理状态下Al-7.2Zn-2.5Mg-1.5Cu-0.08Zr-0.12Sc合金的显微组织与低周疲劳行为,以期为该类合金的实际工程应用及其抗疲劳设计提供可靠的理论依据。Al-7.2Zn-2.5Mg-1.5Cu-0.08Zr-0.12Sc合金的铸态组织为等轴晶,并残留大量的非平衡共晶组织,对其均匀化处理后,非平衡共晶组织溶解,并在基体析出大量Al3（Sc, Zr）相。挤压变形Al-7.2Zn-2.5Mg-1.5Cu-0.08Zr-0.12Sc合金经双级固溶处理后,第二相的回溶比较完全,且与单级固溶制度相比,可有效地增加固溶体的过饱和度,提高合金的时效强化效果。时效态挤压变形Al-7.2Zn-2.5Mg-1.5Cu-0.08Zr-0.12Sc合金中,除α-A1基体相外,还存在GP区、η过渡相、η平衡相以及晶间无析出带（Precipitate Free Zone, PFZ）。在单级时效状态下,晶内析出相细小,晶界析出断续分布的平衡相,并存在晶间无析出带；双级时效状态下,晶内及晶界析出相均长大,晶界析出相孤立分布,晶间无析出带宽化；回归再时效处理状态下,晶内析出相较单级时效略有长大,晶界处组织与双级时效相似。在外加总应变控制的低周疲劳加载条件下,不同热处理状态Al-7.2Zn-2.5Mg-1.5Cu-0.08Zr-0.12Sc合金在0.4%～0.7%的外加总应变幅下主要表现出稳定的循环应力响应行为,而在0.8%的外加总应变幅下,则大多表现为先循环应变软化后循环应变硬化。在单级时效状态下,150℃×36h时效处理状态的Al-7.2Zn-2.5Mg-1.5Cu-0.08Zr-0.12Sc合金表现出了较高的循环变形抗力与较长的低周疲劳寿命。与150℃C×36h的单级时效处理相比,150℃×18h+170℃×12h双级时效处理可以有效地提高合金的低周疲劳寿命,但合金的疲劳变形抗力降低。在0.4%～0.6%外加总应变幅范围内,回归再时效处理能有效地提高合金的低周疲劳寿命,而在0.4～0.8%的外加总应变幅下,回归再时效状态的Al-7.2Zn-2.5Mg-1.5Cu-0.08Zr-0.12Sc合金的疲劳变形抗力接近150℃×36h时效处理状态。不同时效状态Al-7.2Zn-2.5Mg-1.5Cu-0.08Zr-0.12Sc合金的塑性应变幅、弹性应变幅与载荷反向周次之间均呈线性关系,并可分别用Coffin-Manson公式和Basquin公式来描述,且不同时效状态Al-7.2Zn-2.5Mg-1.5Cu-0.08Zr-0.12Sc合金的循环应力幅△σ/2与塑性应变幅△εp/2之间也均呈线性关系。低周疲劳加载条件下,当外加总应变幅较低时,不同热处理状态Al-7.2Zn-2.5Mg-1.5Cu-0.08Zr-0.12Sc合金中的位错亚结构主要为偶极子列和层错列,呈现平面滑移特征,而当外加总应变幅较高时,则位错发生交滑移,细小的GP区与η’相被反复剪切,导致循环应变软化,而后位错被钉扎及发生缠结,导致循环应变硬化。此外,在外加总应变控制的低周疲劳加载条件下,不同热处理状态Al-7.2Zn-2.5Mg- 1.5Cu-0.08Zr-0.12Sc合金中,疲劳裂纹均以穿晶方式萌生于疲劳试样表面,并以穿晶方式扩展。
李俊财[7]（2016）在《半连续铸造Mg-Gd-Zn-Zr合金的热处理工艺优化和疲劳性能研究》文中认为随着科技的发展,镁合金有望在汽车、航空航天等承力结构件上获得应用,服役过程中的交变载荷对镁合金疲劳性能提出了新的要求。如何提高镁合金的疲劳性能、如何通过镁合金的常规力学性能简单有效地预测其疲劳强度,逐渐成为镁合金研究的关注点。本文以半连续铸造Mg96.32Gd2.5Zn1Zr0.18（at.%）镁合金作为研究对象,研究了不同热处理工艺对合金室温拉伸性能与疲劳性能的影响,主要结论如下:（1）通过固溶处理温度的选择,可以调控合金中的物相组成:480°C和500°C固溶处理时,除了α-Mg基体和Zn-Zr颗粒外,合金由LPSO-X相和残留共晶（Mg,Zn）3Gd相组成;520°C固溶处理时,LPSO-X相消失,共晶（Mg,Zn）3Gd相变得更加细小。在较高的固溶温度处理下,α-Mg基体中固溶的Gd和Zn原子含量更高,合金T6态的力学性能更佳:520°C×12h+200°C×64h处理后,合金的室温抗拉强度为405MPa,屈服强度为292MPa,伸长率为5.3%。对于室温拉伸性能而言,Gd/Zn原子以细小析出相的形式存在比形成LPSO结构相具有更好的强化效果。（2）与室温拉伸性能不同,相对于欠时效和峰时效,过时效合金具有更高的室温旋转弯曲疲劳强度。520°C×12h+200°C×256h过时效处理的Mg96.32Gd2.5Zn1Zr0.18合金的室温疲劳强度高达195MPa,与NZ30K-T6,GW103K-Extruded-T6以及AZ91D-T6镁合金相比,疲劳强度分别提高了93.1%,77.3%和143.8%。Mg96.32Gd2.5Zn1Zr0.18合金不同时效时间下具有不同的疲劳累积损伤方式:欠时效时,晶内驻留滑移带开裂是主要损伤方式、孪晶为次要方式;峰时效时,晶内驻留滑移带、晶界以及第二相开裂是主要损伤方式;过时效时,晶界和第二相开裂为主要疲劳损伤方式。（3）Mg96.34Gd2.5Zn1.0Zr0.18合金的疲劳强度可以通过常规拉伸/压缩性能进行有效预测,有效的数学关系表达式为:σf=0.05637σbt·δt1/2+124.13（R2=0.9578）σf=0.08653σ0.2c·δc1/3+113.09（R2=0.9651）σf=0.03521(σbt·δt1/2+σ0.2c·δc1/3)+118.39（R2=0.9908）合金的疲劳强度与拉伸和压缩性能中的强度和伸长率的组合有很好的数学对应关系,相关系数高达0.99,可以依此进行镁合金疲劳强度的预测与估算。由关系式也可以知道,提高合金强度或伸长率均可以提升材料的疲劳强度。
杨冬[8]（2014）在《7A09合金疲劳行为研究》文中进行了进一步梳理本文借助MYBP疲劳试验机、金相显微镜、扫描电子显微镜和透射电子显微镜等设备研究了7A09合金在室温大气、室温真空（10-3Pa）及低温真空（83K，10-3Pa）环境下的疲劳行为。试验结果表明，在不同环境下，随着应力幅值的增加，7A09合金的疲劳寿命均减小。相同应力幅值时，与室温大气环境相比，7A09合金试样在室温真空环境下的疲劳寿命较长；与室温真空环境相比，7A09合金试样在低温真空环境下的疲劳寿命较长。低温环境对疲劳寿命的影响较真空环境明显。7A09合金试样在室温大气环境下的疲劳极限介于120140MPa之间；在室温真空环境下的疲劳极限低于130MPa；在低温真空环境下的疲劳极限介于240250MPa之间。7A09合金在三种环境下的疲劳源区微观形貌均是由疲劳台阶形成的放射状条纹，疲劳裂纹均萌生在加工缺陷、粗大的第二相粒子和夹杂物处。三种环境下的裂纹扩展区形貌特征以韧窝、撕裂棱、破碎的第二相粒子和二次裂纹为主。室温真空和室温大气环境下在低应力幅值时出现塑性疲劳辉纹，高应力幅值时出现轮胎花样和犁沟。当应力幅值为170MPa时，室温真空和室温大气环境下的疲劳辉纹间距分别约1.1μm和1.5μm。低温真空环境下出现脆性疲劳辉纹。当应力幅值为260MPa时，低温真空和室温真空环境下合金试样的疲劳辉纹间距分别约为0.7μm和1.7μm。与原始试样相比，不同环境下7A09合金疲劳断口附近的第二相粒子数量减小，尺寸有所增加。不同环境下的位错组态主要是蜷线位错和位错环，并且不同环境下疲劳断口附近的位错密度均比原始合金试样的位错密度高，低温真空环境下位错密度最高，其次是室温真空环境。
安博[9]（2014）在《1420合金疲劳行为研究》文中进行了进一步梳理本文研究了1420合金在室温大气、室温真空和低温真空三种环境下的疲劳性能，进行了室温和低温环境下的拉伸试验，观察了不同环境下1420合金试样疲劳断口的形貌和断口附近的组织形态，分析了真空和低温环境对1420合金疲劳性能的影响。试验结果表明，与室温环境相比，低温环境下1420合金的强度有所提高而延伸率有所降低。与室温大气环境相比，真空和低温环境对1420合金的疲劳性能产生了一定的影响，尤其是低温环境。相同载荷下，1420合金在低温真空环境下的疲劳寿命最长，室温真空环境下的疲劳寿命次之，室温大气环境下的疲劳寿命最低。室温大气环境中，1420合金的疲劳极限介于100MPa110MPa；室温真空环境下，1420合金的疲劳极限介于110MPa120MPa；低温真空环境下，1420合金的疲劳极限介于220MPa240MPa。三种环境下，1420合金均表现出良好的韧性，室温大气和室温真空环境下，其疲劳断裂方式均为韧性断裂，低温真空下，1420合金表现出些许脆性断裂的特征，但仍为韧性断裂。微观上看，不论何种环境下，1420合金疲劳断口上都存在大量的韧窝。与原始组织相比，三种环境下，1420合金疲劳断口附近均出现了位错的聚集，低温真空环境下的疲劳断口附近位错密度最高，室温真空环境次之，室温大气环境最低。
赵汉卿[10]（2013）在《低温真空环境下2A12合金疲劳行为研究》文中研究说明本文采用疲劳试验机、金相显微镜、扫描电子显微镜和透射电子显微镜对2A12合金低温真空（83K，10-6torr）环境下不同应力比的疲劳行为进行了研究。试验结果表明，低温真空环境下，应力比R=-1和R=0时2A12合金的疲劳寿命均随应力幅值降低而逐渐增大；应力幅值相同时，R=-1条件下2A12合金的疲劳寿命较长。应力比R=-1时2A12合金的疲劳极限介于200240MPa之间，约为低温大气下该合金屈服强度的34%；应力比R=0时2A12合金的疲劳极限介于175225MPa之间，约为低温大气下该合金屈服强度的28%。R=-1和R=0两种应力比条件下2A12合金的疲劳源区主要分布疲劳台阶和微孔，随着应力幅值增加，会依次出现二次裂纹和滑移痕迹。疲劳裂纹扩展区均出现疲劳辉纹和孔洞；随着应力幅值增加，会依次出现疲劳台阶和轮胎花样。瞬断区的微观形貌以孔洞和撕裂棱为主。原始组织和R=-1条件下疲劳断口附近显微组织中的胞状亚结构内位错分布较均匀，而R=0时胞状亚结构的胞壁由密度很高的位错构成，胞内位错密度低。两种应力比条件下2A12合金疲劳断口附近显微组织中位错密度均高于原始组织；相同应力比条件下应力幅值低时，位错密度高于应力幅值高时的位错密度。疲劳寿命相同时，R=-1时位错密度要高于R=0时的位错密度。
二、真空环境下欠时效态2A12合金的疲劳行为（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、真空环境下欠时效态2A12合金的疲劳行为（论文提纲范文）
（1）Cu-Cr-Zr合金低周疲劳行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究目的 |
| 1.2 Cu-Cr-Zr合金的发展概况 |
| 1.3 接触线用铜合金发展概况及疲劳问题的提出 |
| 1.3.1 电气化铁路的发展 |
| 1.3.2 接触线用铜合金的发展 |
| 1.3.3 接触线用铜合金疲劳问题的提出 |
| 1.4 影响金属材料疲劳性能的因素 |
| 1.4.1 晶粒尺寸及晶界类型 |
| 1.4.2 第二相 |
| 1.4.3 织构 |
| 1.5 细晶材料低周疲劳的研究现状 |
| 1.6 研究内容及创新点 |
| 1.6.1 研究内容 |
| 1.6.2 创新点 |
| 第二章 实验材料和研究方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.3 实验方案 |
| 2.3.1 不同冷变形量对Cu-Cr-Zr合金低周疲劳行为的影响研究 |
| 2.3.2 固溶—时效强化对Cu-Cr-Zr合金低周疲劳行为的影响研究 |
| 2.4 性能测试 |
| 2.4.1 拉伸性能测试 |
| 2.4.2 导电率测试 |
| 2.4.3 低周疲劳性能测试 |
| 2.5 微观组织结构表征 |
| 2.5.1 电子背散射衍射组织观察 |
| 2.5.2 扫描电子显微镜观察 |
| 2.5.3 透射电子显微镜观察 |
| 2.5.4 X-射线衍射仪观察 |
| 第三章 不同冷变形量对Cu-Cr-Zr合金低周疲劳行为的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 冷变形态Cu-Cr-Zr合金的拉伸实验 |
| 3.3 冷变形态Cu-Cr-Zr合金的低周疲劳试验 |
| 3.3.1 低周疲劳寿命 |
| 3.3.2 循环应力响应行为 |
| 3.3.3 疲劳寿命行为 |
| 3.3.4 循环应力—应变行为 |
| 3.4 低周疲劳试验前后的微观组织演变 |
| 3.4.1 低周疲劳试验前的微观组织 |
| 3.4.2 低周疲劳试验后的微观组织 |
| 3.5 本章小结 |
| 第四章 固溶—时效强化对Cu-Cr-Zr合金低周疲劳行为的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 固溶态Cu-Cr-Zr合金的组织形貌 |
| 4.3 时效时间对Cu-Cr-Zr合金拉伸性能和导电率的影响 |
| 4.4 固溶—时效态Cu-Cr-Zr合金的低周疲劳试验 |
| 4.4.1 低周疲劳寿命 |
| 4.4.2 循环应力响应行为 |
| 4.4.3 循环应力—应变行为 |
| 4.4.4 疲劳寿命行为 |
| 4.5 疲劳断裂行为 |
| 4.6 低周疲劳试验前后的微观组织演变 |
| 4.6.1 低周疲劳试验前的微观组织 |
| 4.6.2 低周疲劳试验后的微观组织 |
| 4.7 本章小结 |
| 第五章 结论及展望 |
| 5.1 结论 |
| 5.2 展望 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读学位期间的研究成果 |
（2）原位ZrB2/AA6111铝基纳米复合材料的微观组织与高周疲劳性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 选题意义 |
| 1.2 原位纳米铝基复合材料研究进展 |
| 1.2.1 原位颗粒增强铝基复合材料制备方法 |
| 1.2.2 原位纳米铝基复合材料的研究进展 |
| 1.3 疲劳理论研究进展及设计方法 |
| 1.3.1 疲劳的定义及特点 |
| 1.3.2 疲劳寿命设计方法 |
| 1.3.3 疲劳研究的发展 |
| 1.4 颗粒增强铝基复合材料疲劳行为研究现状 |
| 1.5 本课题的主要研究内容 |
| 第二章 材料制备及实验方法 |
| 2.1 基体材料和增强相的选择 |
| 2.2 反应体系的选择和复合材料的制备 |
| 2.2.1 反应体系的选择 |
| 2.2.2 复合材料的制备 |
| 2.3 复合材料的热挤压与热处理 |
| 2.4 复合材料微观组织表征 |
| 2.4.1 金相组织观察 |
| 2.4.2 X射线衍射分析 |
| 2.4.3 SEM及能谱分析 |
| 2.4.4 透射电子显微镜 |
| 2.5 复合材料性能测试 |
| 2.5.1 复合材料硬度与拉伸性能测试 |
| 2.5.2 高周疲劳性能测试 |
| 第三章 原位纳米ZrB_2/AA6111复合材料的微观组织研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 复合材料物相与界面结构分析 |
| 3.3 颗粒含量对复合材料微观组织的影响 |
| 3.4 不同颗粒含量复合材料的热挤压变形组织研究 |
| 3.4.1 复合材料挤压材晶粒尺寸及形貌 |
| 3.4.2 复合材料挤压材中ZrB_2颗粒的分布情况 |
| 3.4.3 热挤压前后复合材料微观组织对比 |
| 3.5 复合材料晶粒细化机制分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 原位纳米ZrB_2/AA6111铝基复合材料的力学性能 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 颗粒含量对铸态复合材料拉伸性能的影响 |
| 4.3 复合材料挤压材的拉伸性能 |
| 4.4 热处理对复合材料力学性能的影响 |
| 4.4.1 时效-硬化曲线 |
| 4.4.2 T6态复合材料挤压材拉伸性能 |
| 4.4.3 热处理对复合材料微观组织的影响 |
| 4.5 复合材料的强化机制分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 第五章 原位ZrB_2/AA6111铝基纳米复合材料的高周疲劳性能及断裂机理 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 复合材料拉-压疲劳试验 |
| 5.2.1 疲劳试验方法 |
| 5.2.2 ZrB_2/AA6111 复合材料疲劳S-N曲线及等寿命图 |
| 5.3 复合材料的疲劳断口形貌及断裂机制分析 |
| 5.3.1 疲劳失效的过程 |
| 5.3.1.1 疲劳裂纹的萌生 |
| 5.3.1.2 复合材料的疲劳裂纹扩展分析 |
| 5.3.2 原位ZrB_2/AA6111复合材料的抗疲劳机制 |
| 5.3.2.1 纳米颗粒的增强作用 |
| 5.3.2.2 纳米颗粒阻碍裂纹萌生和扩展 |
| 5.3.2.3 裂纹闭合效应 |
| 5.3.2.4 晶粒细化 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 主要结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间研究成果 |
（3）镍铝青铜合金应力腐蚀开裂及腐蚀疲劳行为的微观机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.1.1 镍铝青铜合金的发展历程及应用状况 |
| 1.1.2 镍铝青铜合金的微观组织与相变特征 |
| 1.2 镍铝青铜合金主要面临的腐蚀问题及研究现状 |
| 1.2.1 镍铝青铜合金的选相腐蚀行为 |
| 1.2.2 镍铝青铜合金的空泡腐蚀行为 |
| 1.2.3 镍铝青铜合金的应力腐蚀行为 |
| 1.2.4 镍铝青铜合金的腐蚀疲劳行为 |
| 1.3 应力腐蚀开裂机理的研究进展 |
| 1.3.1 氧化膜破损-阳极溶解机理 |
| 1.3.2 氢致开裂机理 |
| 1.3.3 混合机理 |
| 1.4 腐蚀疲劳机理的研究进展 |
| 1.4.1 腐蚀疲劳裂纹萌生机理 |
| 1.4.2 腐蚀疲劳裂纹扩展机理 |
| 1.5 论文的研究意义及主要研究内容 |
| 参考文献 |
| 第二章 实验材料与实验方法 |
| 2.1 引言 |
| 2.2 实验材料制备 |
| 2.3 实验测试方法 |
| 2.3.1 慢应变速率拉伸测试实验 |
| 2.3.2 疲劳裂纹扩展速率测试实验 |
| 2.3.3 腐蚀浸泡实验 |
| 2.4 实验表征方法 |
| 2.4.1 金相技术 |
| 2.4.2 扫描电子显微镜技术 |
| 2.4.3 透射电子显微镜技术 |
| 2.4.4 中子衍射技术 |
| 2.4.5 电化学分析测试技术 |
| 2.4.6 纳米压痕技术 |
| 参考文献 |
| 第三章 微观组织结构对镍铝青铜合金应力腐蚀开裂行为的影响 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 热处理后合金的微观组织特征 |
| 3.3 不同微观组织合金的静态腐蚀行为 |
| 3.4 不同微观组织合金的应力腐蚀开裂行为 |
| 3.4.1 合金应力腐蚀敏感性的测定 |
| 3.4.2 断口微观形貌表征 |
| 3.4.3 侧面微观形貌表征 |
| 3.4.4 纵截面微观形貌表征 |
| 3.5 镍铝青铜合金应力腐蚀开裂机理 |
| 3.6 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第四章 拉伸应力对镍铝青铜合金应力腐蚀开裂行为的影响 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 拉伸应力作用后合金内部的微观残余应力大小 |
| 4.3 拉伸应力作用后合金内部残余应变分布情况 |
| 4.4 拉伸应力作用后合金内部的微观结构变化 |
| 4.5 拉伸变形后合金的腐蚀开裂行为变化 |
| 4.5.1 表面腐蚀形貌变化 |
| 4.5.2 纵截面微观形貌表征 |
| 4.6 拉伸变形后合金的电化学性能变化 |
| 4.6.1 浸泡前合金的电化学性能 |
| 4.6.2 浸泡后合金的电化学性能 |
| 4.7 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第五章 微观组织结构对镍铝青铜合金疲劳及腐蚀疲劳性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 不同微观组织合金的疲劳裂纹扩展速率 |
| 5.3 不同微观组织合金的裂纹扩展路径及疲劳断口 |
| 5.4 不同微观组织合金的腐蚀疲劳裂纹扩展速率 |
| 5.5 不同微观组织合金的腐蚀疲劳断口形貌 |
| 5.6 不同微观组织合金的腐蚀疲劳裂纹扩展路径 |
| 5.7 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第六章 载荷条件与腐蚀介质对合金腐蚀疲劳行为的影响及其机理研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 不同测试条件下合金的腐蚀疲劳裂纹扩展速率 |
| 6.3 载荷条件对镍铝青铜合金腐蚀疲劳行为的影响 |
| 6.3.1 应力强度因子对合金腐蚀疲劳性能的影响 |
| 6.3.2 加载频率对合金腐蚀疲劳性能的影响 |
| 6.4 腐蚀介质对镍铝青铜合金腐蚀疲劳行为的影响 |
| 6.5 合金腐蚀疲劳裂纹尖端 |
| 6.5.1 腐蚀疲劳裂纹尖端力学性能表征 |
| 6.5.2 腐蚀疲劳裂纹尖端处化学反应 |
| 6.6 镍铝青铜合金的腐蚀疲劳裂纹扩展机理 |
| 6.7 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第七章 结论与创新 |
| 7.1 主要结论 |
| 7.2 本工作的创新点 |
| 致谢 |
| 附录 |
（4）00Cr40Ni55Al3Ti轴承合金的组织特征及耐磨和疲劳性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 高合金轴承钢发展及研究现状 |
| 1.3 高合金钢及轴承合金强化机制 |
| 1.4 合金钢的热变形行为 |
| 1.4.1 动态再结晶与动态回复 |
| 1.4.2 合金钢的热变形 |
| 1.5 高合金轴承钢及合金的耐磨性能研究 |
| 1.6 合金钢及合金的疲劳行为研究 |
| 1.6.1 合金钢及合金的疲劳破坏机理 |
| 1.6.2 疲劳破坏行为的影响因素 |
| 1.8 研究目的与意义 |
| 1.9 本文研究内容 |
| 第二章 试验材料及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 实验方法 |
| 2.2.1 实验用合金的热处理 |
| 2.2.2 力学性能测试 |
| 2.2.3 Gleeble热压缩实验 |
| 2.2.4 室温旋转弯曲疲劳 |
| 2.2.5 显微组织观察 |
| 2.2.6 其他微观检测手段 |
| 2.3 本章小结 |
| 第三章 无磁轴承合金高温塑性变形行为及组织演变 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验方法及材料 |
| 3.3 实验结果与分析 |
| 3.3.1 变形微观组织表征 |
| 3.3.2 真应力-真应变曲线及变形机制 |
| 3.4 00Cr40Ni55Al3Ti合金的本构建模 |
| 3.4.1 合金的峰值应力 |
| 3.4.2 合金的本构方程 |
| 3.5 热加工图构建与应用 |
| 3.5.1 热加工图的构建 |
| 3.5.2 合金锻造实验验证 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 无磁轴承合金的组织特征及强化机理 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 00Cr40Ni55Al3Ti合金的固溶温度与组织形态 |
| 4.3 冷却速率对合金组织和硬度的影响规律 |
| 4.4 时效温度和时间对合金组织特征和硬度的作用 |
| 4.6 无磁轴承合金力学性能及强化机理研究 |
| 4.6.1 合金的力学性能与断口形貌 |
| 4.6.2 微观组织及XRD分析 |
| 4.6.3 TEM形貌及XRD分析 |
| 4.6.4 固溶态强化机理分析 |
| 4.6.5 时效态强化机理分析 |
| 4.7 本章小结 |
| 第五章 无磁轴承合金微动摩擦磨损性能 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 实验内容及方法 |
| 5.3 00Cr40Ni55Al3Ti合金微动磨损特性分析 |
| 5.3.1 微动摩擦系数测试分析 |
| 5.3.1.1 滑动速度对摩擦系数的影响 |
| 5.3.1.2 赫兹应力对摩擦系数的影响 |
| 5.3.1.3 PVT值对摩擦系数的影响 |
| 5.3.2 磨斑形貌观察 |
| 5.3.2.1 不同滑动速度下微动磨损的形貌分析 |
| 5.3.2.2 不同赫兹应力下微动磨损的形貌分析 |
| 5.3.3 微动摩擦磨损的机理分析 |
| 5.3.3.1 不同滑动速度下微动磨损的磨损机理 |
| 5.3.3.2 不同赫兹应力下微动磨损的磨损机理 |
| 5.4 本章小结 |
| 第六章 无磁轴承合金室温旋转弯曲疲劳性能研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 合金的室温疲劳S-N曲线 |
| 6.3 合金疲劳断口形貌 |
| 6.4 无磁轴承合金疲劳疲劳寿命的影响因素 |
| 6.4.1 α-Cr相对疲劳寿命的影响 |
| 6.4.2 表面粗糙度对疲劳寿命的影响 |
| 6.4.3 夹杂对疲劳寿命的影响 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 :攻读硕士期间发表论文 |
（6）挤压变形Al-7.2Zn-2.5Mg-1.5Cu-0.08Zr-0.12Sc合金的组织与低周疲劳行为（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 Al-Zn-Mg-Cu系超高强铝合金概述 |
| 1.2 Al-Zn-Mg-Cu系合金中的合金元素及其作用 |
| 1.2.1 Zn和Mg在Al-Zn-Mg-Cu系合金中的作用 |
| 1.2.2 Cu在A1-Zn-Mg-Cu系合金中的作用 |
| 1.2.3 Zr和Sc在Al-Zn-Mg-Cu系合金中的作用 |
| 1.3 Al-Zn-Mg-Cu系合金的时效析出与强化 |
| 1.3.1 时效析出序列 |
| 1.3.2 沉淀强化 |
| 1.4 Al-Zn-Mg-Cu系合金的微观组织结构 |
| 1.4.1 基体析出相 |
| 1.4.2 晶间析出相 |
| 1.4.3 晶间无析出带 |
| 1.5 Al-Zn-Mg-Cu系合金的热处理 |
| 1.5.1 均匀化处理 |
| 1.5.2 固溶处理 |
| 1.5.3 时效处理 |
| 1.6 铝合金的疲劳 |
| 1.6.1 铝合金疲劳研究现状 |
| 1.6.2 疲劳裂纹特征 |
| 1.6.3 疲劳断裂机理 |
| 1.7 本课题的研究目的意义与内容 |
| 第2章 实验材料与实验方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 实验设备 |
| 2.3 Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Sc合金的制备 |
| 2.3.1 合金的熔炼 |
| 2.3.2 合金的均匀化处理 |
| 2.3.3 合金的热挤压 |
| 2.4 Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Sc合金的热处理 |
| 2.4.1 固溶处理 |
| 2.4.2 时效处理 |
| 2.5 力学性能测试 |
| 2.5.1 硬度测试 |
| 2.5.2 拉伸性能测试 |
| 2.5.3 疲劳性能测试 |
| 2.6 组织结构分析与疲劳断口形貌观察 |
| 2.6.1 显微组织观察 |
| 2.6.2 扫描电镜分析 |
| 2.6.3 透射电镜分析 |
| 2.6.4 差热分析 |
| 2.6.5 X射线衍射分析 |
| 第3章 热处理对Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Sc合金组织的影响 |
| 3.1 铸态合金的组织 |
| 3.2 均匀化处理对合金组织的影响 |
| 3.3 挤压态合金的组织 |
| 3.4 固溶处理对合金组织的影响 |
| 3.5 时效处理对合金组织的影响 |
| 3.5.1 单级时效处理对合金组织的影响 |
| 3.5.2 双级时效处理对合金组织的影响 |
| 3.5.3 回归再时效处理对合金组织的影响 |
| 3.6 分析与讨论 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 热处理对Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Sc合金性能的影响 |
| 4.1 固溶处理对合金拉伸性能的影响 |
| 4.1.1 单级固溶处理对合金拉伸性能的影响 |
| 4.1.2 双级固溶处理对合金拉伸性能的影响 |
| 4.2 时效处理对合金硬度的影响 |
| 4.2.1 单级时效处理对合金硬度的影响 |
| 4.2.2 双级时效处理对合金硬度的影响 |
| 4.2.3 回归再时效处理对合金硬度的影响 |
| 4.3 分析与讨论 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Sc合金的低周疲劳行为 |
| 5.1 合金的循环应力响应行为 |
| 5.1.1 不同时效态合金的循环应力响应行为 |
| 5.1.2 单级时效处理对合金的循环应力响应行为的影响 |
| 5.1.3 双级时效处理对合金的循环应力响应行为的影响 |
| 5.1.4 回归再时效处理对合金的循环应力响应行为的影响 |
| 5.2 合金的疲劳寿命行为 |
| 5.2.1 单级时效处理对合金疲劳寿命的影响 |
| 5.2.2 双级时效处理对合金疲劳寿命的影响 |
| 5.2.3 回归再时效处理对合金疲劳寿命的影响 |
| 5.3 合金的循环应力-应变行为 |
| 5.3.1 单级时效态合金的循环应力-应变行为 |
| 5.3.2 双级时效态合金的循环应力-应变行为 |
| 5.3.3 回归再时效态合金的循环应力-应变行为 |
| 5.4 分析与讨论 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Sc合金的疲劳变形机制与疲劳断裂机理 |
| 6.1 合金的疲劳变形机制 |
| 6.2 合金的疲劳断裂机理 |
| 6.3 分析与讨论 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 在学研究成果 |
| 致谢 |
（7）半连续铸造Mg-Gd-Zn-Zr合金的热处理工艺优化和疲劳性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 金属材料的疲劳 |
| 1.2.1 疲劳裂纹萌生阶段 |
| 1.2.2 疲劳裂纹扩展阶段 |
| 1.2.3 瞬时断裂阶段 |
| 1.3 铸造镁合金及其疲劳行为研究现状 |
| 1.3.1 铸造镁合金 |
| 1.3.2 铸造镁合金疲劳行为研究现状 |
| 1.3.3 影响镁合金疲劳行为的因素 |
| 1.3.4 提高镁合金疲劳性能的途径 |
| 1.4 Mg-Gd合金的研究现状 |
| 1.5 Mg-Gd-Zn系合金的研究现状 |
| 1.6 研究目的和研究内容 |
| 参考文献 |
| 第2章 合金制备和实验方法 |
| 2.1 研究路线 |
| 2.2 合金材料制备 |
| 2.2.1 合金熔炼铸造过程 |
| 2.2.2 合金实际成分测定 |
| 2.2.3 合金的热处理工艺 |
| 2.3 显微组织观察与相组成分析 |
| 2.3.1 金相观察 |
| 2.3.2 SEM界面形貌和断口形貌观察 |
| 2.3.3 相变点测试以及相图计算 |
| 2.4 力学性能研究 |
| 2.4.1硬度实验 |
| 2.4.2 室温拉伸性能 |
| 2.4.3 室温压缩性能 |
| 2.4.4 疲劳性能研究 |
| 2.5 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第3章 铸造Mg-Gd-Zn-Zr合金的热处理优化 |
| 3.1 热分析 |
| 3.2 显微组织 |
| 3.3 时效硬化响应 |
| 3.4 拉伸与压缩性能 |
| 3.5 分析讨论 |
| 3.6 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第4章 时效工艺对铸造Mg-Gd-Zn-Zr合金高周疲劳性能的影响 |
| 4.1 疲劳性能 |
| 4.2 疲劳断口分析 |
| 4.3 分析讨论 |
| 4.3.1 基于拉伸性能的疲劳强度拟合 |
| 4.3.2 基于压缩性能的疲劳强度拟合 |
| 4.3.3 基于拉伸和压缩性能的疲劳强度拟合 |
| 4.3.4 拟合公式选择 |
| 4.3.5 时效时间对析出相的影响 |
| 4.3.6 时效时间对力学性能的影响 |
| 4.4 本章小结 |
| 参考文献 |
| 第5章 结论与展望 |
| 5.1 研究结论 |
| 5.2 创新点 |
| 5.3 展望 |
| 致谢 |
| 攻读硕士学位期间已发表或录用的论文 |
（8）7A09合金疲劳行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景 |
| 1.2 7xxx 系铝合金的研究现状及其应用 |
| 1.3 7A09 合金的力学性能研究 |
| 1.3.1 7A09 合金的拉伸性能 |
| 1.3.2 7A09 合金的压缩性能 |
| 1.3.3 7A09 合金的疲劳性能 |
| 1.4 疲劳的描述 |
| 1.4.1 疲劳的概念及其分类 |
| 1.4.2 疲劳破坏机理 |
| 1.4.2.1 疲劳裂纹萌生机理 |
| 1.4.2.2 疲劳裂纹扩展机理 |
| 1.4.3 疲劳性能表征 |
| 1.5 铝合金的疲劳研究现状 |
| 1.5.1 低温环境下铝合金的疲劳研究 |
| 1.5.2 真空环境下铝合金的疲劳研究 |
| 1.5.3 低温真空环境下的铝合金的疲劳研究 |
| 1.6 主要研究内容 |
| 第2章 试验材料与试验方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验方法 |
| 2.2.1 拉伸试验 |
| 2.2.2 疲劳试验 |
| 2.2.3 金相组织观察 |
| 2.2.4 疲劳断口形貌观察 |
| 2.2.5 显微组织观察 |
| 第3章 7A09 合金的疲劳性能 |
| 3.1 7A09 合金的拉伸性能 |
| 3.2 7A09 合金的疲劳性能 |
| 3.2.1 室温大气环境下 7A09 合金的疲劳性能 |
| 3.2.2 室温真空环境下 7A09 合金的疲劳性能 |
| 3.2.3 低温真空环境下 7A09 合金的疲劳性能 |
| 3.2.4 不同环境下 7A09 合金的疲劳性能对比 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 不同环境下 7A09 合金的疲劳断裂行为 |
| 4.1 室温大气环境下 7A09 合金的疲劳断裂行为 |
| 4.1.1 宏观断口分析 |
| 4.1.2 微观断口分析 |
| 4.2 室温真空环境下 7A09 合金的疲劳断裂行为 |
| 4.2.1 宏观断口分析 |
| 4.2.2 微观断口分析 |
| 4.3 低温真空环境下 7A09 合金的疲劳断裂行为 |
| 4.3.1 宏观断口分析 |
| 4.3.2 微观断口分析 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 7A09 合金疲劳断口附近的显微组织观察 |
| 5.1 7A09 合金的原始组织 |
| 5.2 室温大气环境下 7A09 合金疲劳断口附近显微组织 |
| 5.3 室温真空环境下 7A09 合金疲劳断口附近显微组织 |
| 5.4 低温真空环境下 7A09 合金疲劳断口附近显微组织 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（9）1420合金疲劳行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景与意义 |
| 1.2 铝锂合金的发展和应用 |
| 1.3 1420 合金的沉淀强化机制与力学性能 |
| 1.3.1 二元铝锂合金 |
| 1.3.2 1420 合金的沉淀强化机制 |
| 1.3.3 1420 合金的力学性能 |
| 1.4 金属材料的疲劳 |
| 1.4.1 疲劳的基本概念和分类 |
| 1.4.2 金属材料的疲劳机制 |
| 1.4.3 特殊服役环境下的疲劳 |
| 1.4.4 疲劳断口分析 |
| 1.5 主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及试验方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验方法 |
| 2.2.1 拉伸试验 |
| 2.2.2 疲劳试验 |
| 2.2.3 1420 合金金相组织观察 |
| 2.2.4 疲劳断口宏观和微观形貌观察 |
| 2.2.5 疲劳断口附近显微组织观察 |
| 第3章 不同环境下 1420 合金的拉伸和疲劳性能 |
| 3.1 拉伸性能 |
| 3.2 疲劳性能 |
| 3.2.1 室温大气环境下 1420 合金疲劳性能 |
| 3.2.2 室温真空环境下 1420 合金的疲劳性能 |
| 3.2.3 低温真空环境下 1420 合金的疲劳性能 |
| 3.2.4 不同环境下 1420 合金的疲劳性能 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 1420 合金疲劳断口分析 |
| 4.1 室温大气下 1420 合金疲劳断口分析 |
| 4.1.1 宏观断口分析 |
| 4.1.2 微观断口分析 |
| 4.2 室温真空下 1420 合金疲劳断口分析 |
| 4.2.1 宏观断口分析 |
| 4.2.2 微观断口分析 |
| 4.3 低温真空下 1420 合金疲劳断口分析 |
| 4.3.1 宏观断口分析 |
| 4.3.2 微观断口分析 |
| 4.4 真空环境对 1420 合金疲劳断口形貌的影响 |
| 4.4.1 宏观形貌对比和分析 |
| 4.4.2 微观形貌对比和分析 |
| 4.5 低温环境对 1420 合金疲劳断口形貌的影响 |
| 4.5.1 宏观形貌对比和分析 |
| 4.5.2 微观形貌对比和分析 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 1420 合金疲劳断口附近的显微组织 |
| 5.1 1420 合金原始态显微组织 |
| 5.2 室温大气环境下 1420 合金断口附近组织特点 |
| 5.3 室温真空环境下 1420 合金断口附近组织特点 |
| 5.4 低温真空环境下 1420 合金断口附近组织特点 |
| 5.5 分析和讨论 |
| 5.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（10）低温真空环境下2A12合金疲劳行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景 |
| 1.2 2A12 合金的力学性能与应用 |
| 1.2.1 2A12 合金的拉伸性能 |
| 1.2.2 2A12 合金的压缩性能 |
| 1.2.3 2A12 合金的疲劳性能 |
| 1.2.4 2A12 合金在航天领域中的应用 |
| 1.3 金属材料疲劳研究进展 |
| 1.3.1 疲劳的概念和分类 |
| 1.3.2 疲劳的破坏机制 |
| 1.3.3 疲劳失效的模拟 |
| 1.4 真空和低温环境下金属材料的疲劳行为 |
| 1.4.1 真空环境下金属材料疲劳行为 |
| 1.4.2 低温环境下金属材料疲劳行为 |
| 1.5 研究内容 |
| 第2章 试验材料及试验方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验方法 |
| 2.2.1 拉伸试验 |
| 2.2.2 疲劳试验 |
| 2.2.3 金相组织观察 |
| 2.2.4 疲劳断口形貌观察 |
| 2.2.5 显微组织观察 |
| 第3章 低温真空环境下 2A12 合金的疲劳性能 |
| 3.1 拉伸性能 |
| 3.2 疲劳性能 |
| 3.2.1 应力比 R=-1 条件下的疲劳性能 |
| 3.2.2 应力比 R=0 条件下的疲劳性能 |
| 3.2.3 不同应力比条件下的疲劳性能比较 |
| 3.3 分析与讨论 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 低温真空环境下 2A12 合金的疲劳断口分析 |
| 4.1 拉伸断口分析 |
| 4.2 应力比 R=-1 条件下的疲劳断口分析 |
| 4.2.1 宏观断口分析 |
| 4.2.2 微观断口分析 |
| 4.3 应力比 R=0 条件下的疲劳断口分析 |
| 4.3.1 宏观断口分析 |
| 4.3.2 微观断口分析 |
| 4.3.3 能谱分析 |
| 4.4 分析与讨论 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 2A12 合金疲劳断口附近的显微组织分析 |
| 5.1 2A12 合金试样的原始组织 |
| 5.2 R=-1 条件下疲劳断口附近的显微组织 |
| 5.3 R=0 条件下疲劳断口附近的显微组织 |
| 5.4 分析与讨论 |
| 5.5 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
四、真空环境下欠时效态2A12合金的疲劳行为（论文参考文献）
- [1]Cu-Cr-Zr合金低周疲劳行为研究[D]. 王俊峰. 江西理工大学, 2020(01)
- [2]原位ZrB2/AA6111铝基纳米复合材料的微观组织与高周疲劳性能研究[D]. 张振豫. 江苏大学, 2020(02)
- [3]镍铝青铜合金应力腐蚀开裂及腐蚀疲劳行为的微观机理研究[D]. 丁阳. 上海交通大学, 2019(06)
- [4]00Cr40Ni55Al3Ti轴承合金的组织特征及耐磨和疲劳性能研究[D]. 杨晨星. 昆明理工大学, 2019(04)
- [5]热处理对2A12铝合金组织性能影响的研究进展[J]. 张晓盼,赵作福,霍宝阳,莫梓睿,刘亮. 辽宁工业大学学报(自然科学版), 2018(02)
- [6]挤压变形Al-7.2Zn-2.5Mg-1.5Cu-0.08Zr-0.12Sc合金的组织与低周疲劳行为[D]. 冷利. 沈阳工业大学, 2016(02)
- [7]半连续铸造Mg-Gd-Zn-Zr合金的热处理工艺优化和疲劳性能研究[D]. 李俊财. 上海交通大学, 2016(03)
- [8]7A09合金疲劳行为研究[D]. 杨冬. 哈尔滨工业大学, 2014(03)
- [9]1420合金疲劳行为研究[D]. 安博. 哈尔滨工业大学, 2014(02)
- [10]低温真空环境下2A12合金疲劳行为研究[D]. 赵汉卿. 哈尔滨工业大学, 2013(03)