文獻(xiàn)綜述范文

本科畢業(yè)設(shè)計(jì)（論文）文獻(xiàn)綜述題目：X100大變形管線鋼疲勞裂紋擴(kuò)展速率的研究學(xué)生姓名：李博文院（系）：材料科學(xué)與工程學(xué)院專業(yè)班級(jí)：金材0901指導(dǎo)教師：張驍勇完成時(shí)間： 2013年4月14日文獻(xiàn)綜述大變形管線鋼是石油天然氣運(yùn)輸用重要鋼材。大變形管線鋼工作條件非常惡劣，不但要承受地層蠕動(dòng)等而產(chǎn)生的挫斷力，還要承受在高原山地滑坡、崩塌、泥石流等自然災(zāi)害發(fā)生時(shí)產(chǎn)生的應(yīng)力。許多管道都是在交變應(yīng)力下工作的，他們在工作時(shí)所承受的應(yīng)力通常都低于管材本身的屈服強(qiáng)度，但在變動(dòng)負(fù)荷下經(jīng)過較長時(shí)間工作而發(fā)生突然斷裂，通常被稱為疲勞斷裂。疲勞斷裂與靜負(fù)荷下的斷裂不同，無論在靜負(fù)荷下顯示脆性或韌性的材料，在疲勞斷裂時(shí)都不產(chǎn)生明顯的塑性變形，斷裂是突然發(fā)生的，具有很大的危險(xiǎn)性，常常造成嚴(yán)重的事故。因此，研究疲勞斷裂的原因，測定疲勞裂紋擴(kuò)展速率da/dN，尋找提高材料疲勞抗力的途徑以防止疲勞斷裂事故的發(fā)生，對(duì)于發(fā)展國民經(jīng)濟(jì)有著重大的實(shí)際意義。為保證管線鋼的力學(xué)性能，除對(duì)冶煉方法、化學(xué)成分、軋管工藝和對(duì)管線鋼的熱處理工藝提出了嚴(yán)格的要求外，對(duì)管線鋼的抗疲勞性能也提出了較高的要求。本文通過對(duì)疲勞裂紋擴(kuò)展速率的研究，了解疲勞斷裂組織的變化，進(jìn)一步了解材料在交變應(yīng)力作用下的性能轉(zhuǎn)變。管線鋼的發(fā)展管線鋼指用于制造石油、天然氣輸送管道及容器的熱軋板、帶鋼［1］。為提高管道輸送效率、降低能耗、減少投資和運(yùn)營費(fèi)用，長距離輸送管線向高壓、大口徑發(fā)展己成趨勢，這樣采用高強(qiáng)度管線鋼將更經(jīng)濟(jì)。同時(shí)，從管線安全性和焊接施工等方面考慮，對(duì)管線用鋼的強(qiáng)度、韌性、焊接性和抗腐蝕性等性能不斷提出了更高、更嚴(yán)格的要求。冶金技術(shù)的進(jìn)步和微合金化管線鋼的發(fā)展，使生產(chǎn)具有高強(qiáng)度、高韌性、良好焊接性及抗腐蝕性的管線鋼成為現(xiàn)實(shí)，尤其是西部管線建設(shè)發(fā)展的需要。長輸管線的建設(shè)正向大口徑、厚壁、高壓輸送的方向發(fā)展，輸送介質(zhì)從以輸油為主向以輸氣為主轉(zhuǎn)變⑵。這將對(duì)管線鋼提出更高的要求，促進(jìn)了現(xiàn)代管線建設(shè)的發(fā)展。隨著我國冶金技術(shù)的進(jìn)步，經(jīng)過10多年的開發(fā)和生產(chǎn)，管線鋼的產(chǎn)量逐年上升，并逐漸形成包括高止裂針狀鐵素體的X70和X80、抗HIC的X65、高強(qiáng)度高韌性（鐵素體十珠光體組織）的X60和X65等不同等級(jí)的微合金化管線鋼成分設(shè)計(jì)、冶煉和TMCP技術(shù)和生產(chǎn)質(zhì)量控制技術(shù)。產(chǎn)品先后應(yīng)用于我國西氣東輸工程、X80管線鋼應(yīng)用工程、忠武輸氣管線工程、番禺一惠州海底輸氣管線工程以及海外的印度輸油管線、土耳其輸氣管線等一系列國內(nèi)外重大長距離油氣輸送管線工程。隨著我國能源結(jié)構(gòu)調(diào)整和環(huán)保需求，對(duì)天然氣的需求不斷增加，目前正以平均7%的增長速度增加，預(yù)計(jì)到2020年中國還將新建50000km的天然氣管線。同時(shí)，加大海上石油天然氣的開采，并不斷向深海發(fā)展。因此，應(yīng)該借鑒世界上高等級(jí)管線鋼已有的經(jīng)驗(yàn)，進(jìn)行超高強(qiáng)度管線鋼、抗大應(yīng)變管線鋼、深海管線用鋼、高等級(jí)厚壁抗HIC管線鋼和新型HTP管線鋼的開發(fā)，以滿足未來國內(nèi)外天然氣管線建設(shè)的需要。從某種意義上講，管線鋼的發(fā)展過程，實(shí)質(zhì)上是管線鋼顯微組織結(jié)構(gòu)的演變過程。管線鋼能夠以不同的方式進(jìn)行分類。從材料顯微組織學(xué)歸類，有四種基本組織類型的管線鋼，即鐵素體-珠光體管線鋼、針狀鐵素體管線鋼、貝氏體-馬氏體管線鋼和回火索氏體管線鋼。前三類管線鋼為微合金化控制軋制和控制冷卻狀態(tài)管線鋼，是現(xiàn)代油氣管線的主流鋼種。第四類管線鋼為淬火、回火狀態(tài)管線鋼，由于這類管線鋼難以進(jìn)行大規(guī)模生產(chǎn)，在使用上受到限制，然而在俄羅斯等國和在海洋管線等領(lǐng)域仍不失使用的實(shí)例⑶。大變形管線鋼大變形管線鋼管是近年來油氣輸送管的一個(gè)重要發(fā)展。所謂大變形管線鋼管是一種基于管道應(yīng)變設(shè)計(jì)的，適用于通過地震帶、沉陷帶、凍土帶和滑坡帶等容易產(chǎn)生地層移動(dòng)的地質(zhì)危害地區(qū)的鋼管。大變形管線鋼的主要性能特征是在保證高強(qiáng)韌性的同時(shí)具有低的屈強(qiáng)比(Rt0.5/Rm)、高的均勻塑性變形伸長率(UA)和高的形變強(qiáng)化指數(shù)(n)。大變形管線鋼的基本組織結(jié)構(gòu)特征是雙相組織⑷。2.1大變形管線鋼的發(fā)展雙相大變形管線鋼不同于傳統(tǒng)的管線鋼，也不同于一般意義上的雙相鋼。它通過低碳、超低碳的多元微合金化⑵設(shè)計(jì)和控制軋制、加速冷卻技術(shù)，在較大的厚度范圍內(nèi)獲得以低碳貝氏體為主的多種形態(tài)的復(fù)相組織。目前，可通過臨界區(qū)加速冷卻，低于貝氏體轉(zhuǎn)變開始溫度的延遲加速冷卻和高于貝氏體轉(zhuǎn)變終止溫度的在線加熱等工藝方法分別獲取(PF-M)，(GF-BF)和(AF-M/A)等不同類型的雙相組織。研制和開發(fā)大變形油氣管線鋼的一個(gè)重要原因，是高強(qiáng)度管道結(jié)構(gòu)服役安全可靠性的需要。在過去10-20年內(nèi)，隨著石油和天然氣長輸管線向高壓、大口徑方向的發(fā)展，通過微合金化、超純凈冶煉和現(xiàn)代控軋、控冷技術(shù)的實(shí)施，管線鋼的強(qiáng)韌性水平得到了很大提高。在研制和開發(fā)這種高級(jí)別管線鋼的實(shí)踐中，人們注意到，采用控軋、控冷技術(shù)制造的微合金化管線鋼，其屈服強(qiáng)度的增幅明顯大于抗拉強(qiáng)度的增幅，因而與傳統(tǒng)的熱軋態(tài)或淬火/回火態(tài)低合金高強(qiáng)度鋼相比，現(xiàn)代高強(qiáng)度管線鋼有較高的屈強(qiáng)比(Y/T)[5-7]。據(jù)統(tǒng)計(jì)，在過去10年內(nèi)，管線鋼的屈強(qiáng)比己從0.80增加至0.9-0.93或以上[6-8]。過高的Y/T限制了管線鋼的極限塑性變形能力，從而對(duì)管道結(jié)構(gòu)的安全服役造成影響(如研究表明，當(dāng)管道累積塑性應(yīng)變超過2%時(shí)，要求屈強(qiáng)比不應(yīng)超過0.85[9])。因此，以較低屈強(qiáng)比為特征的大變形管線鋼的興起已成為管道結(jié)構(gòu)安全服役，尤其是應(yīng)變控制載荷下的安全服役的必然趨勢。二十世紀(jì)七十年代初，低合金高強(qiáng)度鋼的研究取得了一個(gè)重要突破，這就是雙相鋼的產(chǎn)生與發(fā)展。雙相鋼的第一個(gè)專利是1968年在美國提出的［10］。但是直到1975年，Hayami和Furukawa對(duì)這類鋼的顯微組織、化學(xué)成分、機(jī)械性能和成形性做了完整的描述之后，雙相鋼的巨大潛力才被人們所認(rèn)識(shí)。通常雙相鋼是指主要由馬氏體和鐵素體所構(gòu)成的一類高強(qiáng)度高延性低合金鋼。它的出現(xiàn)不只把低合金高強(qiáng)度鋼的發(fā)展推向一個(gè)新的強(qiáng)度與延性的綜合平衡階段，而且由于它的特殊性能以及國內(nèi)外物理冶金學(xué)者對(duì)描述這類鋼的組織和性能關(guān)系的新概念、新機(jī)制和新模型所進(jìn)行的大量的工作，從而大大豐富了物理和力學(xué)冶金的內(nèi)容。確切的說雙相鋼是指低碳鋼或低碳合金鋼經(jīng)過臨界區(qū)熱處理或控制軋制工藝而得到的主要由鐵素體(F)+少量(體積分?jǐn)?shù)＜20%)馬氏體(M)組成的高強(qiáng)度鋼，也稱馬氏體雙相鋼。雙相鋼的研究與應(yīng)用，是低碳合金領(lǐng)域的重大發(fā)展之一。雙相鋼因其具有良好的強(qiáng)塑性匹配及冷變形性能，最早用于汽車沖壓件，后來高強(qiáng)度鋼筋、非鉛淬火高強(qiáng)度鋼絲和非調(diào)質(zhì)高強(qiáng)度螺栓等非沖壓件采用雙相鋼的生產(chǎn)亦受到人們的關(guān)注。雙相鋼最初是采用臨界區(qū)熱處理生產(chǎn)的(后來控軋工藝的發(fā)展又產(chǎn)生了軋制雙相鋼)，然而人們對(duì)臨界區(qū)處理和兩相組織的力學(xué)性能的認(rèn)識(shí)則經(jīng)歷了一段發(fā)展過程。二十世紀(jì)四十年代前后，熱處理工作者發(fā)現(xiàn)，當(dāng)鋼在完全奧氏體化后如果冷卻不當(dāng)，或部分奧氏體化的淬火組織中存在有鐵素體等非馬氏體組織時(shí)，會(huì)使鋼的強(qiáng)度和沖擊韌性，尤其是彈性極限降低。二十世紀(jì)五十年代的試驗(yàn)表明，在臨界點(diǎn)溫度附近進(jìn)行擺動(dòng)熱處理，可以細(xì)化晶粒，大幅度提高鋼的低溫韌性，同時(shí)經(jīng)臨界區(qū)加熱淬火后可以抑制鋼的回火脆性。到了二十世紀(jì)六十年代，人們對(duì)馬氏體相變理論和復(fù)合材料力學(xué)性能的研究有了新的認(rèn)識(shí)和發(fā)展，使臨界區(qū)熱處理的應(yīng)用發(fā)生了質(zhì)的變化。眾所周知，除了應(yīng)用在腐蝕性的環(huán)境之外，要求結(jié)構(gòu)鋼應(yīng)有的主要性能是強(qiáng)度、韌性和延性。使這些性能盡可能令人滿意的主要困難是強(qiáng)度與延性的關(guān)系通常是相互矛盾的，即強(qiáng)度的升高往往降低或犧牲其它性能而韌性和延性的增長，常伴隨著強(qiáng)度的下降。解決這些矛盾的重要方法就是應(yīng)用復(fù)合材料概念進(jìn)行合金設(shè)計(jì)。這一方法的基本原理是依靠復(fù)合物使得各相的優(yōu)點(diǎn)得到發(fā)揮，同時(shí)使它們的缺點(diǎn)由于其它相的存在而減少或消除。第二相的大小、分布、形狀和體積分?jǐn)?shù)影響和控制著雙相鋼的力學(xué)性能，這種靈活性在單相結(jié)構(gòu)和許多沉淀強(qiáng)化材料中是不存在的。雙相鋼就是在這種原理下進(jìn)行合金計(jì)設(shè)計(jì)的一個(gè)例子。雙相鋼具有屈服點(diǎn)低、初始加工硬化速率高以及強(qiáng)度和延性匹配好等特點(diǎn)，己成為一種強(qiáng)度高成形性好的新型沖壓型用鋼。它的出現(xiàn)為發(fā)展和生產(chǎn)高強(qiáng)度高延性的低合金高強(qiáng)度鋼板指出了一條新的途徑。兩相的比例規(guī)則視對(duì)雙相鋼綜合性能的要求而定。我國在雙相鋼的研制方面起步較晚，一些科研、教學(xué)和生產(chǎn)單位從1978年開始對(duì)雙相鋼的變形特性、軋制變形模式、強(qiáng)化原理及斷裂特性進(jìn)行研究。目前為止，我國已開發(fā)成功了抗拉強(qiáng)度級(jí)分別為540MPa、590MPa和640MPa等級(jí)別的雙相鋼［成。2.2大變形管線鋼的國內(nèi)外研究現(xiàn)狀2.2.1國外研究現(xiàn)狀大變形管線鋼不同于傳統(tǒng)的管線鋼，也不同于一般意義上的雙相鋼。它通過低碳、超低碳的多元微合金化設(shè)計(jì)和控制軋制、加速冷卻等技術(shù)，在較大的厚度范圍內(nèi)獲得以低碳貝氏體為主的多種形態(tài)的復(fù)相組織，從而滿足管道工程的高強(qiáng)度、大韌性和優(yōu)良的變形能力的要求。目前，只有日本和加拿大等少數(shù)幾個(gè)國家進(jìn)行了有關(guān)大變形鋼前期的理論研究和初步的工程開發(fā)工作。如加拿大通過控軋（CR）+加速冷卻（ACC）+在線加熱（HOP）技術(shù)，研制了一種大變形X100管線鋼。日本在雙相鋼的生產(chǎn)方面目前處于領(lǐng)先地位。因?yàn)槿毡緭碛邢冗M(jìn)的軋鋼和熱處理設(shè)備，特別是大型連續(xù)退火生產(chǎn)線。起初日本以生產(chǎn)熱處理雙相鋼為主，其鋼種多系低碳鋼或碳錳鋼，在連續(xù)退火生產(chǎn)線上生產(chǎn)。后來開始研制低合金熱軋雙相鋼，以滿足汽車工業(yè)對(duì)一些厚規(guī)格雙相鋼的要求。目前日本至少有5個(gè)鋼鐵公司已經(jīng)生產(chǎn)出雙相鋼，其中有川崎制鐵、神戶制鐵、日本鋼管、住友金屬和新日鐵。日本發(fā)展出了X65?X120系列強(qiáng)度級(jí)的抗大變形管線鋼，具有高的應(yīng)變硬化性能和低屈強(qiáng)比。對(duì)所制成鋼管進(jìn)行壓縮和彎曲試驗(yàn)，表明其抗擠毀性能良好。日本NKK和JFE這兩家公司生產(chǎn)的部分常規(guī)管線鋼和F+B組織抗大變形管線鋼的力學(xué)性能?？勾笞冃喂芫€鋼具有圓屋頂形的應(yīng)力應(yīng)變曲線，加工硬化系數(shù)n值都不小于0.10，屈強(qiáng)比都低于0.80。北美（美國和加拿大）：生產(chǎn)的熱處理雙相鋼含有一定的合金元素，多以周期退火爐生產(chǎn)。熱軋雙相鋼以美國克里馬克斯鋁公司開發(fā)的Mn-Si-Cr-Mo系為代表。美國開發(fā)的Fe-Si-C系的FERMAR牌號(hào)的雙相鋼筋在預(yù)應(yīng)力混凝土中使用時(shí)，由于其延性好而在混凝土中具有良好的相容性和能量吸收能力［12］，可提高強(qiáng)度20%?40%。2.2.2國內(nèi)研究現(xiàn)狀在國外抗大變形管線鋼發(fā)展的基礎(chǔ)上，中國科學(xué)院金屬研究所提出在低碳C-Mn-Nb-V-Ti管線鋼的成分基礎(chǔ)上加入微量鉬的成分設(shè)計(jì)理念，通過合金元素的綜合作用，既提高針狀鐵素體的形成能力，同時(shí)保證在低冷卻速度時(shí)可以獲得多邊形鐵素體組織，最終通過工藝控制獲得多邊形鐵素體+貝氏體鐵素體的復(fù)相組織。中國科學(xué)院金屬研究所已在工業(yè)化水平上成功地試制出（PF+BF）組織抗大變形管線鋼。性能測試結(jié)果明，其真應(yīng)力真應(yīng)變曲線呈圓屋頂形、具有低的屈強(qiáng)比、高的加工硬化系數(shù)和高的延伸率，具有較低的韌脆轉(zhuǎn)變溫度，性能達(dá)到國外X65級(jí)抗大變形管線鋼的實(shí)物水平，滿足標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定的海底承受塑性變形X65級(jí)管線鋼要求。目前對(duì)大變形管線鋼的研究正在進(jìn)行中，若有所突破將接近或達(dá)到國際先進(jìn)水平。目前發(fā)達(dá)國家已廣泛使用APIX70級(jí)大變形管線鋼［13］，APIX80級(jí)大變形管線鋼也已開始應(yīng)用，并且APIX100/120級(jí)的大變形管線鋼正在研制開發(fā)中US疲勞裂紋擴(kuò)展速率測定的意義化工機(jī)械、壓力容器和電廠設(shè)備等大型機(jī)械在實(shí)際運(yùn)行中，其關(guān)鍵部位材料容易產(chǎn)生低周疲勞，從而影響機(jī)器的安全運(yùn)行.針對(duì)這種現(xiàn)象，深入研究建立材料的低周疲勞裂紋擴(kuò)展速率預(yù)測模型是十分必要的。合理測定疲勞裂紋擴(kuò)展速率，是進(jìn)行結(jié)構(gòu)疲勞損傷容限設(shè)計(jì)與安全評(píng)價(jià)的重要基礎(chǔ)工作之一。疲勞斷裂是油氣長輸管線比較常見的一種失效形式，管線在服役過程中往往受到各種交變應(yīng)力的作用，交變應(yīng)力一方面來自于管內(nèi)輸送壓力的波動(dòng)和氣體介質(zhì)的分層結(jié)構(gòu)，另一方面來自于管線外部的變動(dòng)載荷,如埋地管線上車輛引起的振動(dòng)、沼澤地管線浮力的波動(dòng)、沙漠管線流沙的遷移、穿越管段的卡曼振動(dòng)、海洋管道承受海浪沖擊載荷等［15-16］。各種因素產(chǎn)生的交變應(yīng)力使鋼管內(nèi)部和表面的缺陷發(fā)生擴(kuò)展，最終造成管道疲勞斷裂，若同時(shí)受到腐蝕，則會(huì)產(chǎn)生腐蝕疲勞斷裂，使油氣供應(yīng)中斷，產(chǎn)生嚴(yán)重的后果［17］。疲勞斷裂往往是突然發(fā)生的，沒有明顯的征兆，因而具有很大的危害性。尤其對(duì)于天然氣高壓輸送管線,一旦發(fā)生破壞，將帶來不可估量的損失。因此，管線鋼的疲勞行為研究是安全設(shè)計(jì)的基礎(chǔ)，是管道使用壽命評(píng)估的依據(jù),有著十分重要的工程意義"I。管線鋼疲勞裂紋擴(kuò)展速率的研究現(xiàn)狀Bussiba等U9］使用全厚度MT試樣測試了6種管線鋼(級(jí)別從B級(jí)到X100級(jí))的疲勞裂紋擴(kuò)展速率。經(jīng)測試,6種管線鋼疲勞裂紋擴(kuò)展速率(da/dN=C(AKm))系數(shù)C為(1.50?4.11)X10-9，應(yīng)力強(qiáng)度因子范圍△K指數(shù)m為3.14?3.62。管線鋼的疲勞裂紋擴(kuò)展速率曲線如圖1所示,6種管線鋼的疲勞裂紋擴(kuò)展門檻值、第一階段擴(kuò)展、第二階段擴(kuò)展的大部分之間差別不大,而第三階段的疲勞應(yīng)力強(qiáng)度因子范圍臨界值有所不同。

）0 ）（M）m1）0 ）（M）m1圖I管線鋼的疲勞裂紋擴(kuò)展速率曲線中石油刁順等【2。］通過小試樣疲勞試驗(yàn)測試,獲得了X60級(jí)SSAW、HFW、UOE焊管母材、焊縫和熱影響區(qū)的疲勞裂紋擴(kuò)展速率。其中UOE焊管疲勞裂紋擴(kuò)展速率最高,SSAW焊管疲勞裂紋擴(kuò)展速率最低,△K的指數(shù)m在3.16?4.30之間。同時(shí),采用油氣輸送管全尺寸實(shí)物疲勞試驗(yàn)系統(tǒng)，對(duì)含裂紋類缺陷X60級(jí)SSAW焊管進(jìn)行了水壓疲勞試驗(yàn)，得到了疲勞裂紋擴(kuò)展速率：da/dN=6.219X10-10(AK)3.5388。疲勞裂紋擴(kuò)展階段裂紋端口張開位移(CMOD)與裂紋擴(kuò)展深度(a/t)之間存在一定的對(duì)應(yīng)關(guān)系。當(dāng)a/t<0.8時(shí)，兩者之間基本上成線性對(duì)應(yīng)關(guān)系，線性回歸方程為:CTOD=0.4762a/t-0.1358 (1)采用式(1),在表面裂紋擴(kuò)展過程中，可以通過檢測裂紋端口張開位移的大小來對(duì)裂紋沿深度方向的擴(kuò)展進(jìn)行控制。中石化李亞平［21］對(duì)X60級(jí)管線鋼進(jìn)行了低周疲勞試驗(yàn)，得到了應(yīng)變-壽命(S-N)曲線公式：△￡t=0.00598(2Nf)-0-1246+0.4293(2Nf)-0?5608 (2)在試驗(yàn)過程中，應(yīng)力幅在循環(huán)周次13000處開始下滑，在循環(huán)周次14000處達(dá)到循環(huán)穩(wěn)定時(shí)應(yīng)力幅的80%,材料表現(xiàn)出循環(huán)軟化現(xiàn)象。中科院金屬研究所鐘勇等［22］研究了韌性對(duì)管線鋼疲勞行為的影響，結(jié)果表明,高韌性管線鋼的疲勞裂紋擴(kuò)展速率明顯降低，具有較高的疲勞裂紋擴(kuò)展抗力。這是因?yàn)楦唔g性管線鋼具有良好的組織，改變了裂紋擴(kuò)展的路徑，增加了用于產(chǎn)生新裂紋表面的能量，并導(dǎo)致裂紋閉合;其次，高密度的晶界阻礙了位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，提高了裂紋擴(kuò)展抗力，而且，在高韌性管線鋼的板條鐵素體晶界上分布著奧氏體或馬氏體,阻礙了裂紋的擴(kuò)展。中科院韓玉梅等［23］采用不同應(yīng)力比在不同環(huán)境下對(duì)X56級(jí)管線鋼進(jìn)行了疲勞試驗(yàn)。結(jié)果表明，X56級(jí)管線鋼在人工海水中不存在疲勞極限，而在空氣中則存在疲勞極限。當(dāng)應(yīng)力比為0.2時(shí),在較大的應(yīng)力水平下(高于空氣中的疲勞極限)，空氣中和腐蝕環(huán)境下的S-N曲線的斜率基本相同，疲勞壽命也基本一致，說明此時(shí)環(huán)境對(duì)疲勞壽命幾乎沒有影響，疲勞壽命主要由力學(xué)因素控制。當(dāng)應(yīng)力水平較低時(shí)(低于空氣中的疲勞極限)，腐蝕疲勞壽命要比在空氣中低得多。隨著應(yīng)力水平的降低，腐蝕介質(zhì)作用時(shí)間增加，這時(shí)力學(xué)和化學(xué)的共同作用控制著疲勞壽命。當(dāng)應(yīng)力比為-1，應(yīng)力水平較高時(shí)(循環(huán)次數(shù)小于2X104次),由于腐蝕介質(zhì)作用的時(shí)間較短，控制疲勞壽命的仍然主要是力學(xué)參量。因此，同等應(yīng)力水平下腐蝕疲勞壽命與空氣中的疲勞壽命相當(dāng)。而當(dāng)應(yīng)力水平較低時(shí)，腐蝕疲勞壽命要比在空氣中低得多,而且隨著應(yīng)力水平的降低，腐蝕介質(zhì)的作用時(shí)間增加，兩者的差別也越來越大。在腐蝕環(huán)境中的S-N曲線直到循環(huán)周次達(dá)107時(shí)，仍以較大的斜率直線降低，且不存在疲勞極限。此外，國內(nèi)外對(duì)X60級(jí)管線鋼腐蝕疲勞研究表明［24-26］，加載頻率10Hz時(shí)，在較低應(yīng)力強(qiáng)度因子幅范圍內(nèi)(近門檻區(qū)),3種腐蝕介質(zhì)3.5%NaCl、0.1NH2SO4以及3.5%NaCl+0.1NH2SO4均不同程度地加速裂紋擴(kuò)展。從加速程度看，3.5%NaCl>3.5%NaCl+0.1NH2SO4>0.1NH2SO4。但在裂紋擴(kuò)展中部區(qū)△KN30MPa?m1/2,3種腐蝕介質(zhì)及實(shí)驗(yàn)室大氣中的裂紋擴(kuò)展速率沒有明顯的差異。從3種腐蝕介質(zhì)中裂紋擴(kuò)展速率隨應(yīng)力強(qiáng)度因子幅△K的變化規(guī)律看，均呈真疲勞特征,即在近門檻區(qū)，裂紋擴(kuò)展速率隨△K增大而快速增大，而在中部區(qū)裂紋擴(kuò)展速率隨△K增大而緩慢增大。疲勞裂紋擴(kuò)展速率測定方法和數(shù)據(jù)分析方法的現(xiàn)狀測定方法目前比較著名的有以下四個(gè)公式。1961年，美國人Paris提出了計(jì)算恒幅載荷下裂紋擴(kuò)展壽命的Paris公式：da/dN=C(AK)m。由于Paris公式未反映平均應(yīng)力對(duì)裂紋擴(kuò)展速率的影響，也未反映^K趨近于臨界值時(shí)裂紋加速擴(kuò)展的效應(yīng)。因此，F(xiàn)orman提出裂紋擴(kuò)展速率的又一表達(dá)式：da/dN=C(AK)m/［(1-R)KIC-AK］。ZhengXiulin和Hirt設(shè)計(jì)了一個(gè)較為合理的裂紋擴(kuò)展模型，可以稱為裂尖鈍化開裂模型，在此模型基礎(chǔ)上推導(dǎo)出了 Zheng-Hirt公式：da/dN=B(AK-AKth)2。王泓等通過大量實(shí)驗(yàn)，給出了描述三個(gè)區(qū)擴(kuò)展總體規(guī)律的裂紋全程擴(kuò)展公式：da/dN=4.8/E2X(AK-AKth)1/2X［1/AK-1/(1-R)KJ3/2"。

數(shù)據(jù)分析方法割線法用于計(jì)算裂紋擴(kuò)展速率的割線法，僅適用于在a-N曲線上計(jì)算連接相鄰兩個(gè)數(shù)據(jù)點(diǎn)的直線斜率通常表示如下：(da)_=(a-a)/(N-N) (3)dNa i+1 i i+1 i由于計(jì)算的da/dN是增量(a,*-a)的平均速率，故平均裂紋長度a=(a+a)/2只用來計(jì)算^K值。遞增多項(xiàng)式法推薦遞增多項(xiàng)式方法進(jìn)行局部擬合求導(dǎo)以確定疲勞裂紋擴(kuò)展速率和裂紋長度的擬合值。對(duì)任一試驗(yàn)數(shù)據(jù)點(diǎn)i即前后各n點(diǎn)，共(2n十1)個(gè)連續(xù)數(shù)據(jù)點(diǎn)，采用如下二次多項(xiàng)式進(jìn)行擬合求導(dǎo)。點(diǎn)數(shù)n值可取2、3、4,一般取3。 (4)TOC\o"1-5"\h\z\o"CurrentDocument"a=b+b(二)+b(二)2i° 1C2 2 C2 (4)式中:…N-C、 1-1<(i1)<+1

C2八1， 、C1=矽N-n+凡+〃)八1， 、C2=2(N+廣N”(5)系數(shù)七七b2是在式(5)區(qū)間按最小二乘法(即使裂紋長度觀測值與擬合值之間的偏差平方和最小)確定的回歸參數(shù)。擬合值a,是對(duì)應(yīng)于循環(huán)數(shù)N上的擬合裂紋長度。參數(shù)￡和C2是用于變換輸人數(shù)據(jù)，以避免在確定回歸參數(shù)時(shí)的數(shù)值計(jì)算困難。在噸處的裂紋擴(kuò)展速率由式(4)求導(dǎo)而得：利用對(duì)應(yīng)于N的擬合裂紋長度a計(jì)算與da/dN值相對(duì)應(yīng)的^K值。dab 2dab 2b(N-C)(~dNai-式*2c2―2 2 (6)本次畢業(yè)論文的研究內(nèi)容本課題采用材料顯微分析、力學(xué)性能測試等技術(shù)，通過對(duì)現(xiàn)有的Xl°°普通管線鋼進(jìn)行臨界區(qū)加速冷卻的熱處理工藝，使得普通管線鋼在保持原有強(qiáng)度的基礎(chǔ)上，具有抗大變形的特殊性能。主要研究內(nèi)容為：（1） 了解大變形管線鋼的最新研究動(dòng)態(tài)，掌握管線鋼組織、性能的特點(diǎn)及研究方法。（2） 了解金屬材料疲勞性能研究的相關(guān)標(biāo)準(zhǔn)和資料，掌握金屬材料疲勞性能的測試方法。（3） 以X100管線鋼為研究對(duì)象，通過臨界區(qū)加速冷卻的方法獲得貝氏體+鐵素體的雙相大變形組織，采用升降法等測試方法對(duì)普通X100管線鋼和不同兩相比例的大變形管線鋼的疲勞裂紋擴(kuò)展速率進(jìn)行研究。重點(diǎn)掌握不同相比例對(duì)材料疲勞裂紋擴(kuò)展速率的影響規(guī)律參考文獻(xiàn)[1]張靖.冷卻方式對(duì)X80管線鋼組織性能的影響[D].西安:西安石油大學(xué),2012.⑵高惠臨.管線鋼-組織性能焊接行為[M].西安:陜西科學(xué)技術(shù)出版社，1995.15-71.[3]馮耀榮，高惠臨，霍春勇等.管線鋼顯微組織的分析與鑒別[M].西安:陜西科學(xué)技術(shù)出版社,2008.11-84.[4、11]楊艷.基于臨界區(qū)加速冷卻法的大變形管線鋼組織-性能的研究[D].西安：西安石油大學(xué)，2010.Mohr,W,Gordon.R,et.al.Strain-baseddesignguidelinesforpipelinegirthwelds,procofthefourteenthinteroffshoreandpolarengineeringconf,2004,pp10-17.Denys.R.Lefevre.A,et.al,Arationalapproachtoweldandpipematerialrequirementsforastrain-basedpipelinedesign,pipedreamersconference2002,pp121-155.Yongyi.W.Tensilestrainlimitsandmaterialsspecificationsforstrain-baseddesignofpipeline,SeminarforumoftheX100/X120gradehighperformancepipesteels2005,pp410-422.JinboQu,WaelDabboussi,FaridHassani,et.al.Effectofmicrostructureonthedynamicdeformationbehaviorofdualphasesteel[J].MaterialScienceandEngineeringA,2008,479:93-104.KraussGThompsonS.W,Ferritemicrostructureincontinuanceslycooledlow-and-ultralow-carbonsteelsISIJInternational,1995,pp937-945.B.Engl,E.J.Drewes,G.Stich,WerkstoffeimAutomobilbau[M].pp97-98.李霄.管線鋼及輸送管的變形能力[J].大家談,2007,3:47一50.高惠臨.管線鋼-組織性能焊接行為[M].西安:陜西科學(xué)技術(shù)出版社,1995:160.HillenbrandH,LiessemA,KnaufGNiederhoffK,BsuerJ.Predictionofthefailurepressureforcomplexcorrosiondefects[J].InternationalJournalofPressureVesselsandPiping,2002,79(5):279?287.潘家華.油氣管道斷裂力學(xué)分析[M].北京:石油工業(yè)出版社,1989:108-133.LEVINSI.CausesandFrequencyofFailuresonGasMainsintheUSSR[J].Pipes&PipelinesInternational.1993,91(30):9-13.王新虎.某海底輸油管道斷裂分析[M].北京:石油工業(yè)出版社,2006:513-521.WILMOTTMJ,SUTHERBYRL.RoleofPressureandPressureFluctuationsintheGrowthofStressCorrosionCrac