导读:本文包含了耐损伤性能论文开题报告文献综述及选题提纲参考文献，主要关键词:2050合金,高周疲劳寿命,裂纹萌生与扩展,微观组织
耐损伤性能论文文献综述
钟警[1]（2013）在《2050铝合金耐损伤性能的研究》一文中研究指出2050合金是由美国于2004年注册的一个新的第叁代铝锂合金。它是在2098铝合金的基础上通过调整Mn、 Mg、 Li等微合金元素的含量开发出来的,产品形式主要为厚板。与7050-T7451合金厚板相比,2050-T84合金具有低密度、高弹性模量、优良的疲劳性能和抗应力腐蚀性能,并获得5%的减重效果。2050合金的Li含量较低,是为了增加合金的损伤容限和耐热性。据报导,2050合金厚板已部分取代7050合金,作为飞机的下翼加强筋在空中客车公司的最新运输机A380-800和A380-800F上使用。本文针对工业规格的2050-T84合金厚板及其轧制而成的薄板,采用多种试验方法系统研究了合金厚板和薄板的拉伸性能、断裂韧性、高周疲劳性能、疲劳裂纹扩展速率等常规力学性能及耐损伤性能。同时采用金相(OM)、透射电镜(TEM)、扫描电镜(SEM)及织构分析等研究手段,系统研究了合金的疲劳裂纹萌生机制及其早期扩展行为,并详细地探讨合金的微观组织结构与其耐损伤性能之间的关系,得到的主要结论如下：(1)时效制度对合金薄板的常规拉伸性能有较大影响。随着时效温度的升高,合金的时效响应速率逐渐加快,强度达到峰值的时间缩短。在T8态,合金薄板在145℃时效80h达到峰值,其拉伸性能为σb=520MPa, σ0.2=486MPa, δ=12.3%;在165℃时效12h达到峰值,其拉伸性能为σb=511MPa, σ0.2=473MPa,δ=12.2%;在185℃时效6h达到峰值,其拉伸性能为σb=501MPa,σ0.2=461MPa,δ=11.5%。(2)时效前的预变形能加快时效响应速率并显着提高合金的拉伸性能。如在T6态,合金薄板在145℃时效200h尚未达到峰时效,其拉伸性能为σb=478MPa,σ0.2=420MPaδ10%;而在T8态,在145℃时效40h能得到较为理想的强度和塑性,其拉伸性能为σb=498MPa, σ0.2=460MPaδ=13.5%。工业规格的合金厚板在T84状态下轧向的拉伸性能及断裂韧性分别为σb=509MPa,σ0.2=484MPa,δ=12%, KIc=31.3MPa√m.(3)合金T8态的主要析出相是板条状的T1相和片状的θ'相,其中T1相是主要强化相；在T6态的欠时效态(145℃/40h)时的主要析出相是片状的θ"相,其强化效果较弱,随着时效时间的延长,将主要析出θ'相和T1相。(4)当应力比R为0.1时,合金厚板在L方向下光滑试样的疲劳极限约为251MPa,是其抗拉强度的49%；缺口试样的疲劳极限约为80MPa,是其抗拉强度的16%。当应力比R为-1.0时,光滑试样在L方向的疲劳极限为150MPa,是其抗拉强度的29%,比应力比为0.1的疲劳极限低约100MPa。合金的疲劳极限具有显着的缺口敏感性；应力比对其疲劳极限影响很大；取样方向的影响则比较小。(5)合金板状光滑试样的疲劳裂纹萌生源在试样表面,其主要萌生机制为：(a)Al(CuMnFe)等杂质相粒子的本身开裂或在其与基体的界面上开裂,使得裂纹萌生并向基体中扩展；(b)从试样尖锐边缘的应力集中处形成侵入沟和挤出脊,从而导致裂纹的萌生与扩展；(c)在熔炼和加工过程中引入的氧化物、夹杂、缺陷等也会导致裂纹的萌生。(6)取样方向对合金厚板的疲劳裂纹扩展速率在近门槛区和快速扩展区的影响较大,而在稳态扩展区的影响则相对较小。在相同的AK水平和应力比R条件下,叁种取样方向的疲劳裂纹扩展速率大小为：L-T方向最小、T-L方向次之、S-L方向最大。取样方向对合金厚板的疲劳裂纹扩展速率的影响主要与“pancake"状晶粒结构、黄铜织构和第二相粒子沿轧制方向排列有关。(7)应力比R对合金厚板的疲劳裂纹扩展速率的影响较大,尤其是在近门槛区和快速扩展区的影响显着。在相同的ΔK水平和取样方向条件下,应力比为0.5的裂纹扩展速率均高于应力比为0.1的速率。应力比对其速率的影响在近门槛区主要与塑性变形诱发的裂纹闭合效应有关,在快速扩展区则主要取决于最大应力场强度因子Kmax。(8)时效制度对合金薄板的疲劳裂纹扩展速率的影响主要表现为：(a)在应力比为0.1、时效时间为6h的条件下,随着时效温度·的升高,其疲劳裂纹扩展速率也相应增大,即145℃/6h的扩展速率最低,165℃/6h的速率次之,185℃/6h的扩展速率最高。(b)在应力比为0.1、时效温度为145℃的条件下,随着时效时间的延长,其疲劳裂纹扩展速率也基本上相应增大。在145℃/40h时效态下,应力比为0.5的合金薄板的疲劳裂纹扩展速率曲线均位于应力比为0.1的曲线之上。相比于稳态扩展区,应力比对近门槛区和快速扩展区的疲劳裂纹扩展速率影响更加显着。(本文来源于《中南大学》期刊2013-04-01）
黄裕金[2]（2011）在《热机械处理对高耐损伤2E12铝合金微观组织及其性能的影响》一文中研究指出2E12合金是我国在2524铝合金基础上研制的新型高性能铝合金,是目前断裂韧性和抗疲劳性能最为优异的航空Al-Cu-Mg系高强合金,众所周知,合金的耐损伤性能与其微观结构有着密切关系。为此,本文借助金相(OM)、扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)和电子背散射衍射(EBSD)等微观组织分析手段,以及硬度测试、拉伸性能测试、热模拟和DSC示差扫描量热法等方法,并结合动态材料模型建立了2E12合金的加工图,详细研究了2E12的热压缩变形行为及其微观组织演变规律,以及最终热机械处理对高耐损伤(2E12)铝合金析出动力学、微观组织和力学性能的影响,得到以下结论：(1)2E12铝合金热变形过程中经历了过渡变形与稳态变形阶段,表现出稳态流变特征。合金的稳态流变应力随变形温度的升高而降低；随应变速率的增加而升高。在高速大应变条件下,出于形变热效应而使变形温度升高,导致流变应力下降,且这种效应随测试温度的降低而增大。(2)2E12合金材料常数求解结果为：变形激活能Q(ΔH)= 154.8kJ/mol,应力指数n=6.006,应力水平参数α=9.879×10-3MPa-1,结构因子A=2.151×1011s-1。2E12铝合金在热变形条件下流变应力σ、应变速率、变形温度T与Z参数满足以下关系式：(3)2E12合金的加工图上存在叁个功率耗散效率较高的区域,1#区域的温度范围为325-375℃,应变速率范围为0.01s-10.03s-1,其效率峰值为22%,且中心落在温度为350℃,应变速率为0.01s-1时；2#区域的温度范围为350-450℃,应变速率范围为1.78-10s-1,其效率峰值为25%,且中心落在温度为400℃,应变速率为10s-1时；3#区域的温度范围为450-500℃,应变速率范围为0.01-10s-1,其效率峰值为33%,且中心落在温度为500℃,应变速率为0.01s-1时。就2E12合金的工业生产工艺设计而言,该合金在本文的测试范围内存在一个宽大的动态回复区域,表现为加工图中功率耗散效率等高线相对均匀的区域,即300℃-450℃的温度区间。(4)2E12合金加工图与流变应力和微观组织的结论相一致。当变形温度为200℃时,2E12合金主要保持了纤维状组织,其动态回复程度较小；而变形温度300℃≤T≤400℃时,2E12合金通过动态回复机制使变形组织逐步向等轴的亚晶组织转化,且其动态回复程度随温度的升高也明显增大,400℃时已经形成明显的亚晶。在3#区域的低应变速率范围内,当变形温度T≥450℃时,其主要的动态软化机制为连续动态再结晶,微观组织观察表明亚晶扭转合并为2E12合金动态再结晶的主要形核机制,且沿原始晶界优先形核,形成呈“链”状分布的细小再结晶晶粒,且其动态再结晶程度随温度的提高显着增大,动态再结晶速率随应变速率增大而减小；而在3#区域中温度为500℃,应变速率为1-10 s-1时合金发生了大粒子回溶和沿晶界楔形开裂的现象。(5)固溶后40%冷轧显着地增强了2E12合金的时效硬化效应和强化效果,明显加快了合金的时效硬化速率,缩短了到达时效峰值的时间。DSC分析结果表明,2E12合金固溶后40%冷轧态的S'相析出放热峰温度明显低于其固溶态,且固溶后40%冷轧态样品在差热分析测试的升温过程中S'相的析出体积分数和析出速率均明显高于固溶态的样品。S'相的激活能计算结果表明2E12合金的固溶后40%冷轧态和固溶态S'相激活能分别为86.6kJ/mol和127.6 kJ/mol。(6)固溶后40%冷轧态2E12合金的强度得到了显着的提高,但是其延伸率降到了-4%；后期时效热处理进一步显着地提高固溶后40%冷轧态2E12合金强度和塑性。固溶后40%冷轧+175℃/7h(峰值)处理的2E12合金具有高强度和良好的塑性,其屈服强度、抗拉强度和延伸率分别达到了-540、-610MPa和-8%。当固溶后40%冷轧态2E12合金在相对较高的温度时效时,其塑性同样也存在一定的提高,但强化效果明显减弱,且其屈服强度增幅随时效温度的提高而降低。本文中2E12合金最佳的最终热机械处理制度为固溶后40%冷轧+175℃/1h(欠时效)。通过该热处理制度可以同时提高合金的强度和塑性,其屈服强度、抗拉强度和延伸率分别为-520MPa、-600MPa和-12.3%,该屈服强度比T8态提高了-40MPa,延伸率约为T8态的2.6倍。(7)透射电镜观察表明2E12合金传统热处理制度(T6、T8)的主要强化相为粗大的S'相,而最终热机械处理制度欠时效态的强化效果主要来源于纳米尺度的GPB2/S"相和位错强化,最终热机械处理制度峰、过时效态的强化效果则来源于细小的S'相和较弱的位错强化。SEM断口观察表明固溶后40%冷轧态2E12合金的拉伸断口形貌中含有少量的韧窝、撕裂棱及部分光滑区域,呈混合型断裂的特征。固溶后40%冷轧+175℃/1h态2E12合金的拉伸断口形貌断口由大量的的韧窝和撕裂棱组成,呈韧性断裂特征。固溶后40%冷轧+175℃/24h(过时效)2E12合金的拉伸断口形貌由大量撕裂棱和少量韧窝组成,主要呈脆性断裂特征。(本文来源于《中南大学》期刊2011-06-30）
李冬云,乔冠军,金志浩[3]（2003）在《SiC/BN层状陶瓷耐损伤性能》一文中研究指出采用压痕法在SiC/BN层状陶瓷试样的表面引入不同尺寸的表面裂纹,利用叁点弯曲测量含裂纹试样的极限断裂应力,研究了不同尺寸的表面裂纹对层状陶瓷断裂强度的影响;根据压痕载荷-强度实验结果,测定层状陶瓷的阻力曲线,并与单相SiC陶瓷对比。结果表明,层状陶瓷的压痕强度对压痕裂纹深度的变化不敏感,阻力曲线呈上升型;而单相SiC陶瓷的压痕强度随压痕裂纹深度的增加急剧下降,阻力曲线呈平稳型,说明层状陶瓷具有优异的耐损伤性能和升值R-曲线行为。分析认为,裂纹在弱界面处发生偏折是层状陶瓷具有优良耐损伤性能和升值R-曲线行为的主要原因。这为陶瓷材料在含有一定的制备和加工缺陷以及承受冲击、磨损等接触损伤的条件下保持高强度提供了可能。(本文来源于《复合材料学报》期刊2003年06期）
耐损伤性能论文开题报告
（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：
2E12合金是我国在2524铝合金基础上研制的新型高性能铝合金,是目前断裂韧性和抗疲劳性能最为优异的航空Al-Cu-Mg系高强合金,众所周知,合金的耐损伤性能与其微观结构有着密切关系。为此,本文借助金相(OM)、扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)和电子背散射衍射(EBSD)等微观组织分析手段,以及硬度测试、拉伸性能测试、热模拟和DSC示差扫描量热法等方法,并结合动态材料模型建立了2E12合金的加工图,详细研究了2E12的热压缩变形行为及其微观组织演变规律,以及最终热机械处理对高耐损伤(2E12)铝合金析出动力学、微观组织和力学性能的影响,得到以下结论：(1)2E12铝合金热变形过程中经历了过渡变形与稳态变形阶段,表现出稳态流变特征。合金的稳态流变应力随变形温度的升高而降低；随应变速率的增加而升高。在高速大应变条件下,出于形变热效应而使变形温度升高,导致流变应力下降,且这种效应随测试温度的降低而增大。(2)2E12合金材料常数求解结果为：变形激活能Q(ΔH)= 154.8kJ/mol,应力指数n=6.006,应力水平参数α=9.879×10-3MPa-1,结构因子A=2.151×1011s-1。2E12铝合金在热变形条件下流变应力σ、应变速率、变形温度T与Z参数满足以下关系式：(3)2E12合金的加工图上存在叁个功率耗散效率较高的区域,1#区域的温度范围为325-375℃,应变速率范围为0.01s-10.03s-1,其效率峰值为22%,且中心落在温度为350℃,应变速率为0.01s-1时；2#区域的温度范围为350-450℃,应变速率范围为1.78-10s-1,其效率峰值为25%,且中心落在温度为400℃,应变速率为10s-1时；3#区域的温度范围为450-500℃,应变速率范围为0.01-10s-1,其效率峰值为33%,且中心落在温度为500℃,应变速率为0.01s-1时。就2E12合金的工业生产工艺设计而言,该合金在本文的测试范围内存在一个宽大的动态回复区域,表现为加工图中功率耗散效率等高线相对均匀的区域,即300℃-450℃的温度区间。(4)2E12合金加工图与流变应力和微观组织的结论相一致。当变形温度为200℃时,2E12合金主要保持了纤维状组织,其动态回复程度较小；而变形温度300℃≤T≤400℃时,2E12合金通过动态回复机制使变形组织逐步向等轴的亚晶组织转化,且其动态回复程度随温度的升高也明显增大,400℃时已经形成明显的亚晶。在3#区域的低应变速率范围内,当变形温度T≥450℃时,其主要的动态软化机制为连续动态再结晶,微观组织观察表明亚晶扭转合并为2E12合金动态再结晶的主要形核机制,且沿原始晶界优先形核,形成呈“链”状分布的细小再结晶晶粒,且其动态再结晶程度随温度的提高显着增大,动态再结晶速率随应变速率增大而减小；而在3#区域中温度为500℃,应变速率为1-10 s-1时合金发生了大粒子回溶和沿晶界楔形开裂的现象。(5)固溶后40%冷轧显着地增强了2E12合金的时效硬化效应和强化效果,明显加快了合金的时效硬化速率,缩短了到达时效峰值的时间。DSC分析结果表明,2E12合金固溶后40%冷轧态的S'相析出放热峰温度明显低于其固溶态,且固溶后40%冷轧态样品在差热分析测试的升温过程中S'相的析出体积分数和析出速率均明显高于固溶态的样品。S'相的激活能计算结果表明2E12合金的固溶后40%冷轧态和固溶态S'相激活能分别为86.6kJ/mol和127.6 kJ/mol。(6)固溶后40%冷轧态2E12合金的强度得到了显着的提高,但是其延伸率降到了-4%；后期时效热处理进一步显着地提高固溶后40%冷轧态2E12合金强度和塑性。固溶后40%冷轧+175℃/7h(峰值)处理的2E12合金具有高强度和良好的塑性,其屈服强度、抗拉强度和延伸率分别达到了-540、-610MPa和-8%。当固溶后40%冷轧态2E12合金在相对较高的温度时效时,其塑性同样也存在一定的提高,但强化效果明显减弱,且其屈服强度增幅随时效温度的提高而降低。本文中2E12合金最佳的最终热机械处理制度为固溶后40%冷轧+175℃/1h(欠时效)。通过该热处理制度可以同时提高合金的强度和塑性,其屈服强度、抗拉强度和延伸率分别为-520MPa、-600MPa和-12.3%,该屈服强度比T8态提高了-40MPa,延伸率约为T8态的2.6倍。(7)透射电镜观察表明2E12合金传统热处理制度(T6、T8)的主要强化相为粗大的S'相,而最终热机械处理制度欠时效态的强化效果主要来源于纳米尺度的GPB2/S"相和位错强化,最终热机械处理制度峰、过时效态的强化效果则来源于细小的S'相和较弱的位错强化。SEM断口观察表明固溶后40%冷轧态2E12合金的拉伸断口形貌中含有少量的韧窝、撕裂棱及部分光滑区域,呈混合型断裂的特征。固溶后40%冷轧+175℃/1h态2E12合金的拉伸断口形貌断口由大量的的韧窝和撕裂棱组成,呈韧性断裂特征。固溶后40%冷轧+175℃/24h(过时效)2E12合金的拉伸断口形貌由大量撕裂棱和少量韧窝组成,主要呈脆性断裂特征。
（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。
耐损伤性能论文参考文献
[1].钟警.2050铝合金耐损伤性能的研究[D].中南大学.2013
[2].黄裕金.热机械处理对高耐损伤2E12铝合金微观组织及其性能的影响[D].中南大学.2011
[3].李冬云,乔冠军,金志浩.SiC/BN层状陶瓷耐损伤性能[J].复合材料学报.2003