一、材料力学性能的微型杯突试验评述（论文文献综述）
宁祚良,陈刚,陈旭[1]（2021）在《多轴试验测试技术的发展与应用》文中提出相较于常规单轴力学试验,多轴试验可在复杂应力状态下取得材料更为全面的力学性能或对结构件寿命与失效机理进行更准确的评估。随着控制技术与测量技术的进步,多轴测试技术得以快速发展。近30年来,国内外学者通过设计各类多轴试验对材料的疲劳、断裂、冲压成型性能、各向异性行为、微观变形机制等进行大量研究,多轴试验日益成为交叉各学科的重要测试手段。多轴试验中材料的应力状态较为复杂且易产生应力集中,有限元分析是取得其应力应变分布、优化试样或结构件形式的有效方法。按试样与加载形式的不同,分别对拉扭多轴试验、面内双轴试验、拉/压-压力复合作用试验、土三轴试验的试验方法、发展历史及在不同领域内的应用进行介绍;以环形试样拉/压试验与埃里克森试验为例,介绍基于有限元分析的多轴试验方法;以汽车发动机部件的多轴试验方法为例,介绍多轴试验测试技术在工程结构件的设计与寿命评估方面的应用。
陈重阳[2]（2019）在《轧制对连续挤压的AZ31镁合金板材组织和性能的影响》文中研究指明镁合金以其密度小,较高的比强度、比刚度、可回收性等诸多优越性能,被誉为“21世纪绿色工程金属”,是目前最轻的金属结构材料,在航空航天,交通运输,电子通讯等领域有着广泛的应用。但由于镁是典型的密排六方结构,在室温下塑性变形能力较差,但随着温度的升高滑移系增多变形能力得到提升。随着轻量化要求的不断提升,镁合金板带材的市场需求越来越大。目前镁合金板材的生产工艺主要有铸锭挤压轧制工艺、双辊铸轧工艺、铸锭热轧开坯工艺,存在着工艺复杂、生产成本高、工艺不稳定等缺陷。连续挤压生产工艺可以利用摩擦生热,实现室温送料连续化生产,具有生产成本低、效率高、可连续化生产的优势。目前连续挤压制备的AZ31镁合金板材以中厚板为主,但实际应用的镁板多以薄板为主,轧制是获得镁合金薄板最有效的途径,因此本课题通过热轧、温轧工艺对连续挤压制备的AZ31镁合金板材进行减薄,以期获得组织细小均匀、力学性能和成形性良好的薄板,对利用连续挤压技术生产镁合金板材这一创新性技术的推广和应用具有指导性意义。本文针对连续挤压制备的AZ31镁合金板材,采用单向热轧、扩幅热轧、温轧三种轧制工艺对其进行加工减薄,通过金相显微组织观察、X射线衍射（X-ray diffraction,XRD）、拉伸试验、杯突试验、板材成形性试验等方法研究镁合金板材在轧制过程中组织的演变规律,分析制备板材的力学性能和板材成形性。结果表明:随轧制道次的增加,连续挤压的AZ31镁合金板材晶粒尺寸逐渐减小,组织均匀性显着提高,经400℃热轧板材晶粒尺寸由31.3μm减小到9μm,当轧制七道次,总压下率达80%时板材中间区域与边部区域的晶粒尺寸基本一致,板材组织得到了良好的均匀化。300℃,1h退火后板材平均晶粒尺寸为7.4μm,抗拉强度为261.88MPa,延伸率达27%。板材经23C℃温轧后,晶粒显着细化达6.8μm,经230℃,1.5h退火后温轧镁合金板材平均晶粒尺寸为5.8μm,抗拉强度为267.75MPa,延伸率为21.66%。此外,轧制可以有效削弱板材（0002）基面织构极密度,板材极密度从32.35减小到11.78,但随轧制道次的增加有所增加,扩幅热轧可以更有效地减小板材（0002）基面织构极密度,经扩幅热轧板材的（0002）基面极密度减小到8.39。经轧制后的镁合金板材具有良好的成形性能,在250℃条件下杯突值可达13.1mm,通过250℃有限元数值模拟、成形极限试验和理论推导均获得了热轧后AZ31镁合金薄板的成形极限图（FLD,Forming limit diagrams）。
曹楠[3]（2019）在《核电主管道用不锈钢不同温度热老化机理研究》文中研究表明铸造双相不锈钢（CDSS）由奥氏体和铁素体双相结构组成,由于其强度高、可铸造性好、抗应力腐蚀开裂能力强等特点而广泛应用于压水堆核电站一回路主管道等重要部件。然而,双相不锈钢在288327℃温度范围内长期服役会发生热老化脆化现象,导致材料韧性下降,从而对核电站服役安全构成了巨大的威胁,因此,研究双相不锈钢在服役温度下长时热老化后组织和性能的变化规律及热老化机理具有重要意义。本文首先通过中高温拉伸试验对压水堆一回路主管道用钢Z3CN20-09M的锯齿屈服激活能进行了测定,然后通过透射电镜、金相显微镜、扫描电镜以及显微维氏硬度仪、小型万能试验机和示波冲击试验机分析和对比了400℃和350℃温度下等效热老化以及400℃长时热老化对该钢微观组织和力学性能的影响规律,最后该钢在不同温度下的热老化脆化机理进行了探讨,获得了如下主要结论:利用拉伸试验产生的锯齿屈服现象,根据应变速率、临界应变量以及温度的关系计算出Z3CN20-09M不锈钢在250400℃范围内的激活能Q约为112kJ/mole,较化学成分法计算的激活能值高8.4%。将本文计算出的激活能值代入Arrhenius动力学公式,计算出了400℃和350℃等效热老化时长比约为1:5。Z3CN20-09M钢原始态的金相组织特征为奥氏体基体上分布有点状、岛状或条带状的铁素体,400℃和350℃温度下长时热老化对其金相组织形貌和铁素体含量都没有明显的影响。随着老化时间的增加,400℃下奥氏体中位错组态会发生变化,同时位错密度与位错缠结程度均有所降低;该钢在400℃下热老化100h时,铁素体相和奥氏体相中均析出第二相粒子Cr2N;热老化3000h时,铁素体相中发现调幅分解现象,形成富Cr的α′相和富Fe的α相;老化5000h后的调幅分解α/α′两相界稍清晰,调幅组织发生聚集和粗化。与此相比,Z3CN20-09M钢在350℃等效时长热老化后具有相类似的组织结构变化规律。Z3CN20-09M钢在400℃热老化100h和3000h时及350℃热老化等效时长后,铁素体相的显微硬度先有较大幅度的升高,而后缓慢增大;而奥氏体相的显微硬度基本不受热老化时长的影响。随着热老化时间的延长,该钢在400℃和350℃下的比屈服强度（Py/t02）和比抗拉强度（Pu/t02）均缓慢增大,而比断裂能(Esp)则缓慢减小。另外,该钢在两个温度下的示波冲击载荷-位移曲线随着热老化时间的延长,逐渐变窄变高,而冲击能量值Wiu、Wa以及Wt均随热老化时间的延长先急剧减小,然后缓慢下降。Z3CN20-09M钢在400℃和350℃下随着热老化时间的延长,微型杯突断裂机理始终是韧性断裂,但韧窝数量是呈逐渐减小的趋势;而其示波冲击断裂机理是由具有大量韧窝特征的韧性断裂过渡为同时存在韧窝和解理台阶特征的韧脆混合断裂。经400℃与350℃两种温度下的等效时长热老化后,Z3CN20-09M钢金相组织和亚结构、奥氏体相及铁素体相的显微硬度、微型杯突和示波冲击力学性能、微型杯突断裂机理和示波冲击断裂机理均随热老化时长具有十分相似的变化规律。经400℃长时热老化15000h后,Z3CN20-09M不锈钢中铁素体相内析出G相,同时调幅分解产物进一步聚集和粗化,调幅分解接近平衡;热老化到30000h,铁素体内G相数量增多,调幅分解α/α′两相边界清晰,基本达到平衡。在G相和调幅分解的协同作用下,Z3CN20-09M不锈钢在400℃长时热老化达30000h后显微硬度、微型杯突力学性能和示波冲击力学性能基本保持不变,而此时微型杯突断裂机理为韧脆混合断裂,示波冲击断裂机理为脆性断裂。
方军良[4]（2018）在《应用杯突测试方法测试铜箔延展性》文中提出提出使用万能材料试验机,配合专用杯突夹具,测量印制电路板行业中铜箔的延展性,以简化测试过程,提高测试结果的准确度和重复性。通过实验分析了负荷加载速度、试样润滑材料和模具夹具加紧压力等关键测试参数对铜箔样品杯突测试结果的影响,提出适合铜箔样品的杯突测试条件。
张显林[5]（2017）在《不同温度长时热老化对Z3CN20-09M钢组织和性能的影响》文中研究指明铸造双相不锈钢（CDSSs）因兼具有高强度、优异的可铸造性和焊接性以及良好的抗应力腐蚀开裂等性能,而广泛用于制造核电站压水堆一回路主冷却剂管道等压力边界部件。但是在反应堆运行温度（一般范围为288327℃）下长期工作,铸造双相不锈钢会产生热老化脆化,导致管道钢性能下降,进而威胁一回路压力边界的完整性和核电站的运行安全。因此,有必要对长时间热老化后的铸造双相不锈钢组织结构和力学性能进行研究,揭示其热老化机理,为核电站老化和寿命管理以及延寿工作提供技术支持。基于Z3CN20-09M铸造双相不锈钢的服役条件,本文在350℃和400℃两种温度及空气和模拟工况两种环境条件下对国产离心铸造Z3CN20-09M双相不锈钢进行了加速热老化试验,然后采用透射电镜、维氏硬度试验、微型杯突试验对不同时长热老化后Z3CN20-09M铸造双相不锈钢显微组织结构、显微硬度、室温（25℃）及高温（290℃）微型杯突力学性能进行了研究;通过扫描电镜对该钢的微型杯突试样的断口形貌进行观察,分析热老化对其断裂机理的影响。获得了以下主要结论:Z3CN20-09M钢长期热老化后奥氏体中全位错的密度大幅降低,全位错之间、扩展位错之间以及全位错和扩展位错之间会发生相互交割而形成位错网络、亚晶界和不可动位错,造成扩展位错的密度下降。350℃热老化1000h和400℃热老化300h后,在基体上有细小的颗粒状第二相析出;400℃热老化3000h后铁素体内可以观察到调幅分解产生的富Fe的α相及富Cr的α′相,随热老化时间的延长,双相不锈钢中的调幅分解程度逐渐增大,热老化10000h后,调幅分解逐渐达到平衡。显微维氏硬度测试表明:在不同的热老化环境与温度下,Z3CN20-09M钢奥氏体相的硬度值随热老化时间延长变化并不明显。350℃不同环境热老化,铁素体相硬度有少量的增长。在400℃不同环境热老化,铁素体相的硬度在2000h前增长缓慢,3000h后硬度值迅速增长。维氏硬度值变化与热老化温度及其热老化时长有关,统计学分析表明不同热老化环境对显微维氏硬度值影响不显着。室温（25℃）微型杯突试验表明:350℃两种不同环境条件下,随着热老化时间的延长,Z3CN20-09M钢的最大强度Pu/t02有小幅度的增加;比断裂能Esp有小幅度的减少,比屈服Py/t02均变化幅度不大。400℃两种不同环境条件下,随着热老化时间的延长,Z3CN20-09M钢的比强度Pu/t02和比屈服Py/t02均有少量增长,比断裂能Esp均持续减少。微型杯突力学性能数值变化与热老化温度及其热老化时长有关,热老化环境的对力学性能影响不显着。断口分析表明:微型杯突试验宏观断口没有明显的区别。在热老化初期材料的微型杯突断口主要以微孔聚集型断裂为主,表现为较好的韧性断裂;随着热老化时间延长,出现准解理断裂形式与微孔聚集型断裂的结合。随着热老化时间延长,材料的韧性下降,逐渐转化为脆性材料。高温（290℃）微型杯突试验表明:在不同的热老化温度和环境条件下,随着热老化时间的延长,Z3CN20-09M钢的最大强度和比屈服都有着小幅度的增加;比断裂能逐渐减少。高温微型杯突力学性能数值变化与热老化温度及其热老化时长有关,热老化环境对其的影响不显着。
寸飞婷[6]（2016）在《核电用不锈钢模拟工况热老化组织与性能研究》文中指出压水堆核电站一回路主管道用不锈钢在288～327℃,15.5 MPa高温高压水蒸气介质环境下长期服役后出现的热老化脆化现象,对核电站的安全运行和寿命构成了巨大的威胁,因此,研究该钢在该环境下长期服役后组织和性能的变化具有重要的实际意义。本文对国产离心铸造Z3CN20-09M奥氏体不锈钢分别在400℃空气介质和400℃硼酸水蒸气介质条件下进行了加速热老化试验,采用OM和TEM对不同状态下的金相组织和亚结构分别进行了观察与分析,测试了不同热老化时长下材料的维氏硬度和纳米压入硬度、微型杯突力学性能和冲击力学性能,利用SEM对微型杯突和冲击断口形貌进行了观察,并分析了其断裂机理。分析和对比了两种不同介质条件下热老化对该钢微观组织和力学性能的影响,探究了其在模拟工况环境下的热老化行为。在两种不同介质条件下,Z3CN20-09M钢的金相组织特点均为奥氏体基体上随机的分布着细针状、岛状和带有尖角的条带状铁素体相。随着热老化时间的增加,铁素体相的形态和尺寸并未发生明显变化,而奥氏体相内的位错和层错密度降低,且在老化300 h和1000 h时铁素体和奥氏体基体及位错线上均有细小的氮化物Cr2N析出；老化3000 h时,铁素体内发生调幅分解,出现黑白相间的斑点；随着老化延长到5000 h,铁素体相的调幅分解产物分布均匀,调幅分解接近平衡。对比两种不同介质条件下调幅分解产物的形貌发现：模拟工况老化3000 h时调幅分解产物的形貌与空气介质老化5000 h时相似,且模拟工况老化5000 h后调幅分解产物的边界较3000 h清晰,由此可知,相同热老化时长下,模拟工况条件下调幅分解的程度比空气介质条件下大。铁素体相的维氏硬度和纳米压入硬度,在两种不同介质条件下均随热老化时间的延长持续缓慢增大,而奥氏体相的硬度变化并不明显。统计学检验表明,模拟工况条件下的与空气介质下的热老化对铁素体硬度的影响差异显着。两种不同介质条件下的冲击吸收功Akv均随热老化时间的延长不断减小,其减小幅度均呈现出小范围波动性变化的特点,统计学检验表明,两种条件下热老化对冲击吸收功Akv的影响无显着差异。冲击断口分析表明：在两种不同介质条件下,随着热老化时间的延长,断裂机理都是由具有韧窝特征的微孔聚集型逐渐过渡为具有撕裂棱、解理台阶特征的解理型,断裂形式由韧性断裂转变为脆性断裂。微型杯突试验表明：Z3CN20-09M钢的比屈服和比强度在两种不同介质条件下均随热老化时间的延长而持续缓慢增大,而比断裂能均缓慢减小,模拟工况条件与空气介质条件下的热老化对材料微型杯突性能的改变有差异,但统计学检验表明差异并不显着。断口分析表明：空气介质条件下,断口微观形貌特征随着热老化的进行由韧窝过渡为撕裂棱；模拟工况条件下,其断裂机理由具有韧窝特征的微孔聚集型韧性断裂逐渐过渡为具有撕裂棱和解理台阶特征的脆性断裂。
李洁瑶,王正品,要玉宏,金耀华[7]（2015）在《T91钢焊接接头蠕变性能研究》文中研究指明为了研究T91钢焊接接头各区域的高温力学性能,文中采用传统单轴拉伸蠕变和微型杯突蠕变研究了T91钢及其焊接接头的蠕变性能.根据Monkman-Grant、Norton关系式和Larson-Miller法则分析了微型杯突法蠕变试验和传统单轴拉伸蠕变试验之间挠度与应变、载荷与应力的关系,进而估算材料的剩余寿命.研究结果表明:微型杯突法得出的试样中心挠度曲线具有明显的"三段式"特征;在相同的断裂时间下,微型杯突法蠕变试验所施加载荷值与传统单轴拉伸蠕变试验的应力值关系为F=2.625;微型杯突法蠕变试验获得的中心挠度值与传统单轴拉伸蠕变试验的应变值关系为ε·m=1.539σ·1.011m
刘华强[8]（2015）在《核电用不绣钢不同温度下加速热老化行为研究》文中研究表明双相不锈钢兼具奥氏体钢和铁素体钢的优点,因具有良好的抗应力腐蚀和优异的机械性能而广泛应用于压水堆核电站一回路冷却剂管道压力边界。在反应堆冷却剂运行温度（288～327℃）下长期服役,双相不锈钢会发生热老化脆化现象,导致强度升高、韧性和延性降低,随着服役时间的延长,热老化程度不断加深,导致材料的临界裂纹尺寸下降,从而影响一回路压力边界的完整性和核电站的安全运行。因此,研究热老化后双相不锈钢的组织结构和力学性能有着至关重要的工程实践意义。本文采用金相显微镜、透射电镜、显微维氏硬度测试和微型杯突试验对在400℃和350℃下加速热老化不同时间后的Z3CN20-09M铸造双相不锈钢的显微组织结构、显微硬度、微型杯突力学性能进行了研究,采用扫描电镜对其微型杯突试样断口形貌进行了观察,并对该钢在对400℃和350℃下的热老化行为进行了对比分析,得出了如下主要结论：Z3CN20-09M铸造双相不锈钢的显微组织为奥氏体基体上分布少量连续或不连续的岛状、条带状和花边状的铁素体,在400℃和350℃下短时老化后,其组织形态和铁素体的含量基本没有变化。热老化后,奥氏体中位错密度有所降低,而铁素体中的位错数量没有明显的变化,但位错线周围有少量第二相粒子析出,且随老化时间的延长析出物数量趋于减少,尺寸略有增大,400℃下位错线上的析出相较350℃多。在350℃和400℃等效热老化时长下,铸造Z3CN20-09M钢中铁素体相的维氏显微硬度和微型杯突比强度Pu/t02随着热老化时间的延长而先增大后减小,在350℃和400℃分别热老化419h和100h时出现小的峰值,之后随着热老化时间的进一步延长,两者的增加幅度趋缓。在两种温度的等效热老化时长下,奥氏体相的显微硬度和比屈服强度Py/t02变化不明显,而微型杯突比断裂能Ef/t则有所下降。Z3CN20-09M钢微型杯突试样断裂始于试样的外表面褶皱处,且多为铁素体和奥氏体的相界面处。断口扩展区上可见大小不一、深浅不同的韧窝,且韧窝在变形过程中被拉长、拉扁。在350℃和400℃下加速热老化不同时长后,断口的特征没有明显的变化,差异也不显着,均未能见到明显的准解理特征,其断裂方式仍为空穴的形核、扩张和聚合,即以韧窝为主的微孔聚集型断裂。
郑琳,刘江南,高巍,要玉宏,王正品,党琦丹[9]（2014）在《火电站用T92耐热钢工程服役退化研究》文中研究说明为了查明超超临界火力发电机组的高温锅炉管道T92耐热钢在高温长时服役过程中的组织及性能变化情况,通过光学显微观察、扫描电镜、EDS能谱分析、透射电镜分析、显微硬度测试,常规拉伸试验和微型杯突试验,研究了原始态及服役两年和三年的T92钢管的显微组织结构和力学性能的变化规律.试验结果表明:高温服役三年后的T92钢组织上仍然保持马氏体板条形态,析出碳化物的数量和尺寸不断增加,且服役两年及三年后组织中除了原始态时的M23C6和MX相,还在原奥氏体晶界及马氏体板条界处析出大量粗化较快的Laves相.材料室温力学性能随服役时间增加整体呈下降趋势,维氏硬度在服役三年后降低了13%,而其屈服强度,抗拉强度分别下降了5.35%和4.19%.SEM断口形貌分析可知随服役年限的增加,断裂特征由韧性断裂向韧脆混合断裂方式转变.
郑琳[10]（2014）在《火电站用T92耐热钢工程服役退化研究》文中研究说明T92钢是日本在20世纪80年代后期开发的,以9Cr-0.5Mo-1.8W为主要合金元素,V和Nb为微合金元素的铁素体钢。该钢种主要应用于制作蒸汽温度最高可达620℃的火力发电机组锅炉的过热器和再热器管道。我国于“十五”期间开始建设自己的超超临界发电机组,并成功研制了国产T92钢。目前,由于国产T92钢投入使用时间尚短,而且国内超临界机组在参数和温度选择上较高,运行调峰方式与国外也存在差异,导致对其长期运行服役后的组织与性能退化研究还不很深入。因此,本文以原始态及服役两年、三年后的某国产T92钢为试验对象,研究了其组织结构、力学性能和断裂机理等变化规律,并根据加速热老化后的硬度变化预测了T92钢的使用寿命,得出了如下结论。T92钢经1160℃正火加770℃回火热处理后,其金相组织为回火板条马氏体。原始态时的基本相组成是a-Fe相+M23C6型碳化物+MX碳氮化物,经高温服役两年及三年后,T92钢的主要相组成为：α-Fe+M23C6+MX+Laves相,其中M23C6碳化物的形状主要为颗粒状,也有少量为棒状,这些碳化物析出相主要分布在马氏体板条界及原奥氏体晶界处,原始态时该析出相的晶粒尺寸约为100nm左右,服役三年后平均尺寸可达300nm。MX型碳氮化物一般为小圆颗粒状,且在高温服役过程中表现较稳定,尺寸直保持在100nm以内。而Laves相则在高温服役过程中较快发生粗化,三年时尺寸达到1μm左右。另外,TEM分析还显示,服役后的T92钢马氏体板条内部的位错密度较原始态时有所下降。力学性能试验结果表明：高温服役后,T92钢的各项力学性能指标总体呈现下降趋势。服役三年后,T92钢的显微硬度从原始态时的231HV降至200HV；室温拉伸屈服强度Rp02从原始状态的486MPa下降到460MPa,抗拉强度Rm从629MPa下降至624MPa,断面收缩率Z%从64.64%下降至49.15%；微型杯突试验测得的比屈服值由3362.7MPa下降至2037.7MPa,比断裂能从5680.6mJ/mm下降至3688.6mJ/mm,比强度值从7363.3MPa下降至7086.4Mpa。同时,SEM断口形貌观察也表明,伴随着服役后材料塑性、韧性下降,T92钢的断裂特征由韧性断裂向韧脆混合断裂方式转变。研究了不同热老化温度下T92钢的硬度变化,并利用Larson-Miller法对其蠕变寿命进行了预测。结果表明,T92钢在最高运行温度为620℃的环境下的使用寿命可达到1.256×105小时。
二、材料力学性能的微型杯突试验评述（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、材料力学性能的微型杯突试验评述（论文提纲范文）
（1）多轴试验测试技术的发展与应用（论文提纲范文）
| 0前言 |
| 1 材料多轴试验测试方法 |
| 1.1 拉扭多轴试验测试技术 |
| 1.2 面内双轴测试技术 |
| 1.3 拉/压-压力复合作用测试技术 |
| 1.4 土三轴多轴试验测试技术 |
| 2 基于有限元分析的多轴试验方法 |
| 2.1 环形试件拉伸试验方法 |
| 2.2 环形试件压缩试验方法 |
| 2.3 埃里克森压入试验方法 |
| 3 结构多轴试验测试应用案例——以汽车发动机多轴测试方法为例 |
| 3.1 发动机曲轴 |
| 3.2 发动机机体 |
| 4 结语与展望 |
（2）轧制对连续挤压的AZ31镁合金板材组织和性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 镁及其合金 |
| 1.1.1 镁及镁合金的特点 |
| 1.1.2 镁合金的变形机制 |
| 1.2 镁合金的应用和发展 |
| 1.3 连续挤压工艺 |
| 1.3.1 连续挤压工艺国内外研究现状 |
| 1.3.2 连续挤压技术的原理 |
| 1.3.3 连续挤压镁合金板材的研究现状 |
| 1.4 轧制工艺对镁合金板材组织和性能的影响 |
| 1.5 镁合金板成形性研究现状 |
| 1.6 课题研究的意义与内容 |
| 第二章 试验设备与方法 |
| 2.1 试验方案流程图 |
| 2.1.1 轧制试验设备 |
| 2.1.2 微观组织观察和晶粒尺寸测量方法 |
| 2.1.3 XRD宏观织构测量 |
| 2.1.4 拉伸试验及断口SEM试验 |
| 2.1.5 成形极限和杯突试验 |
| 2.2 本章小结 |
| 第三章 轧制工艺对连续挤压的AZ31镁合金板材组织的影响 |
| 3.1 轧制试验原始板材 |
| 3.2 热轧对连续挤压的AZ31镁合金板材显微组织的影响 |
| 3.2.1 热轧试验工艺参数设计 |
| 3.2.2 连续挤压的板材组织 |
| 3.2.3 单向热轧对AZ31镁合金板材显微组织的影响 |
| 3.2.4 扩幅热轧对AZ31镁合金板材显微组织的影响 |
| 3.3 热轧对连续挤压的AZ31镁合金板材织构的影响 |
| 3.3.1 单向热轧道次对镁合金板材织构的影响 |
| 3.3.2 扩幅热轧对连续挤压的AZ31镁合金板材织构的影响 |
| 3.4 温轧对连续挤压的AZ31镁合金板材显微组织的影响 |
| 3.4.1 温轧工艺参数设计 |
| 3.4.2 温轧板材原始组织 |
| 3.4.3 温轧对镁合金板材显微组织的影响 |
| 3.5 退火对不同轧制镁合金板材组织的影响 |
| 3.5.1 退火工艺参数 |
| 3.5.2 退火对热轧板材组织的影响 |
| 3.5.3 退火对温轧镁合金板材组织的影响 |
| 3.6 本章小结 |
| 第四章 轧制工艺对连续挤压的AZ31镁合金板材性能的影响 |
| 4.1 热轧对连续挤压的AZ31镁合金板材性能的影响 |
| 4.1.1 单向热轧对AZ31镁合金板材性能的影响 |
| 4.1.2 扩幅热轧对AZ31镁合金板材性能的影响 |
| 4.1.3 温轧对连续挤压的AZ31镁合金板材性能的影响 |
| 4.1.4 不同板材的塑性应变比 |
| 4.2 退火对热轧板材性能的影响 |
| 4.2.1 退火对镁合金板材拉伸性能的影响 |
| 4.2.2 退火对板材塑性应变比的影响 |
| 4.3 本章小结 |
| 第五章 镁合金板材成形性 |
| 5.1 镁合金板材杯突试验 |
| 5.2 镁合金轧制板材成形极限有限元模拟 |
| 5.2.1 建立模型和网格划分 |
| 5.2.2 定义分析步、边界条件和工艺参数 |
| 5.2.3 模拟结果 |
| 5.3 扩幅热轧镁合金板材成形极限 |
| 5.4 成形极限的理论计算 |
| 5.4.1 Hill屈服准则 |
| 5.4.2 Swift分散性颈缩失稳理论 |
| 5.4.3 Hill集中性颈缩失稳理论 |
| 5.4.4 成形极限理论计算公式 |
| 5.4.5 理论计算结果 |
| 5.5 实验、模拟和理论推导(FLD)比较分析 |
| 5.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的学术论文 |
| 致谢 |
（3）核电主管道用不锈钢不同温度热老化机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景 |
| 1.2 压水堆核电站主管道用不锈钢概况 |
| 1.2.1 压水堆核电站简介 |
| 1.2.2 压水堆核电站主管道用钢介绍 |
| 1.3 国内外主管道用不锈钢热老化研究现状 |
| 1.3.1 国外研究现状 |
| 1.3.2 国内研究现状 |
| 1.4 课题研究的目的和意义 |
| 1.5 课题研究的主要内容 |
| 2 试验材料与试验方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验方法 |
| 2.2.1 中高温拉伸试验 |
| 2.2.2 加速热老化试验 |
| 2.2.3 显微组织分析 |
| 2.2.4 显微硬度试验 |
| 2.2.5 微型杯突试验 |
| 2.2.6 示波冲击试验 |
| 2.2.7 断口扫描分析 |
| 3 Z3CN20-09M不锈钢的热老化动力学研究 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 Z3CN20-09M钢锯齿流变激活能的测定 |
| 3.2.1 不同应变速率下的温度系列拉伸曲线 |
| 3.2.2 锯齿屈服激活能的计算 |
| 3.3 Z3CN20-09M钢热老化动力学及等效热老化时间的确定 |
| 3.3.1 中高温拉伸试验确定热老化时间 |
| 3.3.2 化学成分确定热老化时间 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 Z3CN20-09M不锈钢热老化后的显微组织 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 Z3CN20-09M钢不同温度热老化后的金相组织分析 |
| 4.2.1 400 ℃热老化后的金相组织 |
| 4.2.2 350 ℃热老化后的金相组织 |
| 4.3 Z3CN20-09M钢不同温度热老化后的亚结构分析 |
| 4.3.1 400 ℃热老化后的亚结构 |
| 4.3.2 350 ℃热老化后的亚结构 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 Z3CN20-09M不锈钢热老化后力学性能研究 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Z3CN20-09M钢热老化后显微硬度 |
| 5.2.1 400 ℃热老化后的显微硬度 |
| 5.2.2 350 ℃热老化后的显微硬度 |
| 5.3 Z3CN20-09M钢热老化后微型杯突力学性能 |
| 5.3.1 400 ℃热老化后的微型杯突力学性能 |
| 5.3.2 350 ℃热老化后的微型杯突力学性能 |
| 5.4 Z3CN20-09M钢热老化后示波冲击力学性能 |
| 5.4.1 400 ℃热老化后的示波冲击力学性能 |
| 5.4.2 350 ℃热老化后的示波冲击力学性能 |
| 5.5 本章小结 |
| 6 热老化后Z3CN20-09M钢断裂机理 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 Z3CN20-09M钢热老化后的微型杯突断裂机理 |
| 6.2.1 原始态微型杯突断口分析 |
| 6.2.2 400 ℃热老化后断口分析 |
| 6.2.3 350 ℃热老化后断口分析 |
| 6.3 Z3CN20-09M钢热老化后的示波冲击断裂机理 |
| 6.3.1 原始态示波冲击断口分析 |
| 6.3.2 400 ℃热老化后断口分析 |
| 6.3.3 350 ℃热老化后断口分析 |
| 6.4 本章小结 |
| 7 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的学术论文 |
| 致谢 |
（4）应用杯突测试方法测试铜箔延展性（论文提纲范文）
| 1 背景 |
| 1.1 铜箔延展性和延伸率测试 |
| 1.1.1 延展性和延伸率 |
| 1.1.2 IPC TM 650标准中的铜箔延展性测试方法 |
| 1.1.3 单向拉伸测试方法测试铜箔延展性存在的问题 |
| 1.1.3. 1 试样制备困难 |
| 1.1.3. 2 标距的标记和测量困难 |
| 1.1.3. 3 样品厚度对延展性测试结果有显着影响 |
| 1.1.3. 4 测试结果分散性大和重复性低 |
| 1.2 杯突测试 |
| 1.2.1 试样简单 |
| 1.2.2 实验结果直观准确 |
| 1.2.3 试验简单并测试结果重复性高 |
| 1.3 杯突测试代替单向拉伸测试 |
| 2 试验 |
| 2.1 杯突测试参数试验 |
| 2.1.1 负荷加载速度 |
| 2.1.2 试样润滑 |
| 2.1.3 模具夹紧压力 |
| 2.2 杯突测试结果与单向拉伸测试比较 |
| 3 结论 |
（5）不同温度长时热老化对Z3CN20-09M钢组织和性能的影响（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 选题背景 |
| 1.2 压水堆核电站 |
| 1.3 核电用双相钢的发展及研究现状 |
| 1.3.1 核电用双相钢的发展 |
| 1.3.2 国外相关研究情况 |
| 1.3.3 国内相关研究情况 |
| 1.4 研究意义 |
| 1.5 主要内容 |
| 2 试验材料与方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验流程图 |
| 2.3 加速热老化 |
| 2.4 组织中的亚结构分析 |
| 2.5 力学性能试验 |
| 2.5.1 显微维氏硬度测试 |
| 2.5.2 室温微型杯突试验 |
| 2.5.3 290℃微型杯突试验 |
| 2.6 断裂机理分析 |
| 3 Z3CN20-09M钢热老化组织中的亚结构 |
| 3.1 奥氏体相组织中的亚结构 |
| 3.1.1 未老化试样奥氏体中的亚结构 |
| 3.1.2 350℃空气环境热老化后奥氏体相亚结构 |
| 3.1.3 350℃动态模拟工况环境热老化后奥氏体相亚结构 |
| 3.1.4 400℃空气环境热老化后奥氏体相亚结构 |
| 3.1.5 400℃静态模拟工况环境热老化后奥氏体相亚结构 |
| 3.2 铁素体相组织中的亚结构 |
| 3.2.1 350℃不同环境热老化后铁素体相亚结构 |
| 3.2.2 400℃不同环境热老化后铁素体相亚结构 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 Z3CN20-09M钢热老化后力学性能 |
| 4.1 显微维氏硬度 |
| 4.1.1 350℃不同环境热老化后显微硬度 |
| 4.1.2 400℃不同环境热老化后显微硬度 |
| 4.2 微型杯突力学性能 |
| 4.2.1 350℃不同环境热老化后微型杯突性能 |
| 4.2.2 400℃不同环境热老化后微型杯突性能 |
| 4.3 290℃微型杯突力学性能 |
| 4.3.1 350℃不同环境热老化后 290℃微型杯突性能老化 |
| 4.3.2 400℃不同环境热老化后 290℃微型杯突性能老化 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 Z3CN20-09M钢的断裂机理分析 |
| 5.1 未老化试样断口形貌及断裂机理 |
| 5.2 350℃不同环境热老化后断口形貌及断裂机理 |
| 5.2.1 350℃空气环境热老化后断口形貌及断裂机理 |
| 5.2.2 350℃模拟工况环境热老化后断口形貌及断裂机理 |
| 5.3 400℃不同环境热老化后断口形貌及断裂机理 |
| 5.3.1 400℃空气环境热老化后断口形貌及断裂机理 |
| 5.3.2 400℃模拟工况环境热老化后断口形貌及断裂机理 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士期间发表的论文 |
| 致谢 |
（6）核电用不锈钢模拟工况热老化组织与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 选题背景 |
| 1.2 核电技术的发展及核电站系统简介 |
| 1.2.1 核电技术的发展 |
| 1.2.2 压水堆核电站系统简介 |
| 1.3 核电站一回路系统环境简介 |
| 1.4 核电站一回路管道材料 |
| 1.5 核电用不锈钢热老化行为与机理的研究 |
| 1.5.1 国内研究现状 |
| 1.5.2 国外研究现状 |
| 1.6 本课题研究的目的和意义 |
| 1.7 本课题研究的主要内容 |
| 2 试验材料与方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验方法 |
| 2.2.1 加速热老化试验 |
| 2.2.2 显微组织分析 |
| 2.2.3 微硬度测试 |
| 2.2.4 冲击试验 |
| 2.2.5 微型杯突试验 |
| 2.2.6 断口分析 |
| 3 奥氏体不锈钢的热老化显微组织分析 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 金相显微组织分析 |
| 3.3 透射亚结构分析 |
| 3.3.1 奥氏体相的亚结构分析 |
| 3.3.2 铁素体相的亚结构分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 奥氏体不锈钢的热老化力学性能分析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 显微硬度 |
| 4.2.1 维氏硬度 |
| 4.2.2 纳米压入硬度 |
| 4.3 微型杯突力学性能 |
| 4.4 冲击力学性能 |
| 4.5 热老化后力学性能的统计学检验 |
| 4.5.1 维氏硬度的t检验 |
| 4.5.2 纳米硬度的t检验 |
| 4.5.3 微型杯突性能的t检验 |
| 4.5.4 冲击力学性能的t检验 |
| 4.6 本章小结 |
| 5 奥氏体不锈钢的断裂机理分析 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 微型杯突断口形貌及断裂机理 |
| 5.3 冲击断口形貌及断裂机理 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士期间发表的论文 |
| 致谢 |
（7）T91钢焊接接头蠕变性能研究（论文提纲范文）
| 1 试验材料及方法 |
| 1.1 试验材料 |
| 1.2 试验方法 |
| 2 试验结果及分析 |
| 2.1 T91钢传统单轴拉伸高温蠕变试验研究 |
| 2.2 T91钢母材及焊接接头微型杯突高温蠕变试验研究 |
| 2.3 传统单轴蠕变试验和微型杯突蠕变试验结果分析 |
| 3 结论 |
（8）核电用不绣钢不同温度下加速热老化行为研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 选题背景 |
| 1.2 核电—回路主冷却剂管道材料 |
| 1.2.1 核电站的类型及结构 |
| 1.2.2 核电站—回路管道材料 |
| 1.3 影响双相不锈钢组织和性能的因素 |
| 1.3.1 合金元素对双相不锈钢组织和性能的影响 |
| 1.3.2 合金元素对双相不锈钢相比例的影响 |
| 1.3.3 双相不锈钢中的相和析出金属间相 |
| 1.3.4 双相不锈钢中的铁素体 |
| 1.4 热老化对双相不锈钢性能的影响 |
| 1.5 本课题研究的目的与意义 |
| 1.6 本课题研究的主要内容 |
| 2 试验材料和方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验方法及过程 |
| 2.2.1 加速热老化试验 |
| 2.2.2 显微组织分析 |
| 2.2.3 显微硬度测试 |
| 2.2.4 微型杯突试验 |
| 2.2.5 断口分析 |
| 3 铸造双相不锈钢微观组织分析 |
| 3.1 金相组织分析 |
| 3.2 亚结构分析 |
| 3.2.1 400℃热老化后奥氏体中的亚结构 |
| 3.2.2 350℃热老化后奥氏体中的亚结构 |
| 3.2.3 400℃热老化后铁素体中的亚结构 |
| 3.2.4 350℃热老化后铁素体中的亚结构 |
| 3.3 本章小结 |
| 4 铸造双相不锈钢力学性能分析 |
| 4.1 显微硬度分析 |
| 4.2 微型杯突力学性能分析 |
| 4.3 本章小结 |
| 5 铸造双相不锈钢断裂机理分析 |
| 5.1 微型杯突宏观断口分析 |
| 5.2 微型杯突微观断口分析 |
| 5.3 本章小结 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
（9）火电站用T92耐热钢工程服役退化研究（论文提纲范文）
| 1 实验材料及方法 |
| 1.1 T92钢化学成分 |
| 1.2 试验方法 |
| 2 实验结果及分析 |
| 2.1 显微组织观察 |
| 2.2 力学性能测试 |
| 2.2.1 显微硬度 |
| 2.2.2 拉伸力学性能 |
| 2.2.3 微型杯突力学性能 |
| 2.3 断口分析 |
| 2.3.1 拉伸断口的SEM观察 |
| 2.3.2微型杯突断口的SEM观察 |
| 2.4 分析与讨论 |
| 3 结论 |
（10）火电站用T92耐热钢工程服役退化研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 主要符号表 |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.2 超临界机组用耐热钢的简介 |
| 1.2.1 锅炉管关键部件选材要求 |
| 1.2.2 超临界火电厂锅炉用钢的发展 |
| 1.3 超临界机组锅炉钢的分类 |
| 1.3.1 低合金钢(1～3%Cr) |
| 1.3.2 中合金(9-12%Cr)铁素体耐热钢 |
| 1.3.3 高合金(15%Cr以上)奥氏体耐热钢 |
| 1.3.4 Ni基高温合金 |
| 1.4 耐热钢的高温强化方式 |
| 1.4.1 固溶强化 |
| 1.4.2 第二相粒子强化 |
| 1.4.3 晶界强化 |
| 1.5 耐热钢中主要合金元素及作用 |
| 1.5.1 碳元素的作用 |
| 1.5.2 铬元素的作用 |
| 1.5.3 钼和钨元素的作用 |
| 1.5.4 矾元素的作用 |
| 1.5.5 其他合金元素的作用 |
| 1.6 锅炉钢在服役中组织及性能变化 |
| 1.6.1 碳化物的析出,长大和转化 |
| 1.6.2 金属间化合物的析出和长大 |
| 1.6.3 热脆性 |
| 1.6.4 其他变化和损坏 |
| 1.7 本课题的研究意义及主要研究内容 |
| 1.7.1 本课题研究意义 |
| 1.7.2 本课题主要研究内容 |
| 2 试验材料和方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验设备及试验样品制备 |
| 2.2.1 试验设备 |
| 2.2.2 试验样品的制备 |
| 2.3 试验方法 |
| 2.3.1 金相组织观察 |
| 2.3.2 扫描电子显微镜观察 |
| 2.3.3 背散射电子图像观察 |
| 2.3.4 EDS能谱分析 |
| 2.3.5 X射线衍射分析 |
| 2.3.6 透射电子显微镜观察 |
| 2.3.7 硬度分析 |
| 2.3.8 室温拉伸试验 |
| 2.3.9 微型杯突实验 |
| 2.3.10 碳化物的电解萃取试验 |
| 2.3.11 加速热老化试验 |
| 3 服役前后T92钢的微观组织变化 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 金相组织观察 |
| 3.3 扫描电镜观察 |
| 3.4 EDS能谱分析 |
| 3.5 XRD物相分析 |
| 3.6 电解萃取碳化物的分析 |
| 3.7 透射电子显微镜观察 |
| 3.8 小结 |
| 4 服役前后T92钢的力学性能和断口形貌 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 服役前后硬度的变化 |
| 4.3 服役前后拉伸力学性能的变化 |
| 4.4 服役前后微型杯突力学性能的变化 |
| 4.5 服役前后断口形貌观察 |
| 4.5.1 拉伸断口的SEM观察 |
| 4.5.2 微型杯突断口的SEM观察 |
| 4.6 小结 |
| 5 T92钢的寿命评估探讨 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 寿命评估办法探讨 |
| 5.3 T92钢蠕变寿命预测 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文 |
| 致谢 |
四、材料力学性能的微型杯突试验评述（论文参考文献）
- [1]多轴试验测试技术的发展与应用[J]. 宁祚良,陈刚,陈旭. 机械工程学报, 2021(16)
- [2]轧制对连续挤压的AZ31镁合金板材组织和性能的影响[D]. 陈重阳. 大连交通大学, 2019(08)
- [3]核电主管道用不锈钢不同温度热老化机理研究[D]. 曹楠. 西安工业大学, 2019
- [4]应用杯突测试方法测试铜箔延展性[J]. 方军良. 电子工艺技术, 2018(05)
- [5]不同温度长时热老化对Z3CN20-09M钢组织和性能的影响[D]. 张显林. 西安工业大学, 2017(01)
- [6]核电用不锈钢模拟工况热老化组织与性能研究[D]. 寸飞婷. 西安工业大学, 2016(02)
- [7]T91钢焊接接头蠕变性能研究[J]. 李洁瑶,王正品,要玉宏,金耀华. 西安工业大学学报, 2015(04)
- [8]核电用不绣钢不同温度下加速热老化行为研究[D]. 刘华强. 西安工业大学, 2015(02)
- [9]火电站用T92耐热钢工程服役退化研究[J]. 郑琳,刘江南,高巍,要玉宏,王正品,党琦丹. 西安工业大学学报, 2014(04)
- [10]火电站用T92耐热钢工程服役退化研究[D]. 郑琳. 西安工业大学, 2014(09)