材料組織性能控制復(fù)習(xí)題及答案

1、1彈性變形與塑性變形的區(qū)別彈性變形：可逆性：材料尺寸只發(fā)生暫時性改變，外力撤除，變形消失；單值性：（T=E,T=GY；應(yīng)力應(yīng)變成比例；全程性：彈性變形持續(xù)至材料斷裂前；彈性變形的實(shí)質(zhì)：金屬原子自平衡位置產(chǎn)生可逆位移。塑性變形：不可逆性：材料發(fā)生的不可逆的永久性變形；應(yīng)力與應(yīng)變的關(guān)系偏離虎克定律；先進(jìn)性彈性變形，當(dāng)達(dá)到屈服極限后發(fā)生塑性變形；塑性變形的主要機(jī)制為滑移和孿生。2在拉伸應(yīng)力應(yīng)變曲線上標(biāo)出試樣產(chǎn)生頸縮的位置，并分析其成因。頸縮位置為工程應(yīng)力應(yīng)變曲線的最高點(diǎn)即抗拉強(qiáng)度點(diǎn)。頸縮是均勻塑性變形和不均勻塑性變形（集中塑性變形）二者取一的結(jié)果。當(dāng)加工硬化使材料強(qiáng)度增加不足以抵償橫斷面積減少造成承

2、載能力下降時，便會產(chǎn)生集中變形，出現(xiàn)細(xì)頸。塑性變形產(chǎn)生兩個變化，一是加工硬化，二是橫截面積減小。金屬在拉伸試驗(yàn)時塑性變形是由一段段變形實(shí)現(xiàn)的。每段變形由開始、變形、停止、轉(zhuǎn)出完成的，如果某一段塑性變形停不了，轉(zhuǎn)不出，這段就要發(fā)生集中塑性變形一一頸縮。3工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線與真應(yīng)力-應(yīng)變曲線的區(qū)別。工程應(yīng)力：，工程應(yīng)變：L；真應(yīng)力：AL-t=AL=_P（L9；），真應(yīng)變：AAoLle也=1nl-InL=lnL-=In（1）。工程應(yīng)力應(yīng)變是以拉伸式樣的LIL原始尺寸進(jìn)行計(jì)算的，故其應(yīng)力值偏小，應(yīng)變值偏大；并且出現(xiàn)載荷達(dá)到最大值后下降現(xiàn)象；真應(yīng)變應(yīng)力曲線隨著應(yīng)變的增加應(yīng)力值持續(xù)上升，直至斷裂，表明變形

3、過程中一直有加工硬化，即使出現(xiàn)頸縮后，頸縮出的真應(yīng)力值也是上升的。4.韌窩的尺寸、深度與金屬材料韌性的關(guān)系韌窩大小、深淺及數(shù)量取決于材料斷裂時夾雜物或第二相粒子的大小、間距、數(shù)量及材料的塑性和形變強(qiáng)化指數(shù)以及外加應(yīng)力的大小和狀態(tài)。如果夾雜物或第二相粒子多，材料的塑性和韌性較差則斷口上形成的韌窩尺寸較小也較淺。反之則韌窩較大較深。成核的密度大、間距小，則韌窩的尺寸小。在材料的塑性及其它試驗(yàn)條件相同的情況下，第二相粒子大，韌窩也大；粒子小、韌窩也小。韌窩的深度主要受材料塑性變形能力的影響。材料的塑性變形能力大，韌窩深度大，反之韌窩深度小。溫度與應(yīng)變速率也影響韌窩的大小及深淺。溫度低材料的塑性和韌性

4、差，韌窩尺寸小，深度淺。應(yīng)變速率大，韌窩大小及深淺均變小。在壓應(yīng)力作用下，內(nèi)頸縮容易產(chǎn)生，韌窩較深，在一定程度反映其塑性和韌性較好；在拉應(yīng)力條件下，韌窩較淺，表現(xiàn)出相對較差的塑性和韌性。5提高金屬材料的韌性的途徑有哪些？減少誘發(fā)微孔的組成相，如減少第二相量；提高基體塑性，從而可增大在基體上的裂紋擴(kuò)展的能量消耗；增高組織的塑性形變均勻性，這主要為減少應(yīng)力集中；減少夾雜物的含量，避免晶界的弱化，以防止裂紋沿晶界的形核與傳播；加入某些可促進(jìn)在低溫下交滑移的元素；在一定程度上細(xì)化晶粒；通過熱處理工藝，使第二相粒子彌散地分布在基體上；采取大的變形量，是材料內(nèi)部原有的微裂紋愈合，抑制裂紋的形核；提高機(jī)體組

5、織的塑性；提高組織的均勻性；在鋼中加入一定含量的Ni元素，降低韌脆轉(zhuǎn)變溫度；6金屬材料強(qiáng)化機(jī)制主要有哪些，并對比其對金屬材料強(qiáng)韌性的貢獻(xiàn)。-位錯強(qiáng)化（冷加工硬化、形變強(qiáng)化）：位錯密度越高，不可動位錯越多，塑性變形時位錯運(yùn)動的交互作用以及阻礙作用越強(qiáng)，強(qiáng)度越高，是金屬強(qiáng)化的主要手段。位錯對金屬材料塑性和韌性的作用是雙重的，位錯的合并以及在障礙處的塞積會促使裂紋形核；而位錯在裂紋尖端塑性區(qū)內(nèi)的移動則可以環(huán)節(jié)尖端的應(yīng)力集中，提高裂紋擴(kuò)展的臨界應(yīng)力，因此凡能提高裂紋擴(kuò)展臨界應(yīng)力的因素都能使塑性、韌性提高。提高可動位錯密度對塑性和韌性有利。但總體上來說，位錯強(qiáng)化的同時會使韌性下降。-固溶強(qiáng)化：一般來說，

6、固溶體的強(qiáng)度總高于純金屬的強(qiáng)度主要是阻礙位錯的運(yùn)動使金屬的強(qiáng)度得到提高，強(qiáng)度的提高與固溶度密切相關(guān)。強(qiáng)化效果越顯著，塑性和韌性下降越顯著。所以在提高金屬強(qiáng)度的同時又不會使塑性下降太多時，要適當(dāng)控制固溶體中溶質(zhì)元素的含量。-第二相粒子沉淀強(qiáng)化（析出強(qiáng)化）：在變形的過程中阻礙位錯的運(yùn)動，位錯繞過或切過第二相粒子，這一過程要消耗能量，故要提提高外加應(yīng)力，造成金屬的強(qiáng)化。第二相粒子對鋼的塑性和韌性有危害作用，主要是斷裂時，造成空坑的形成；同時第二相粒子的分布狀況和形狀直接影響其塑性和韌性，所以在采用第二相強(qiáng)化時，可以采用一定的手段來改善的材料的塑性和韌性。-相變強(qiáng)化（組織強(qiáng)化）：生成貝氏體或者馬氏體強(qiáng)

7、度提高，韌性降低。對于彌散分布的馬奧島，韌性相對比較好。-細(xì)晶強(qiáng)化：在提高金屬強(qiáng)度的同時，會使材料的塑性與韌性同時提高。7對比均勻間隙固溶強(qiáng)化與第二相沉淀粒子強(qiáng)化共同點(diǎn)：1都出現(xiàn)位錯遇到間隙原子或第二相粒子而受到阻擋且發(fā)生彎曲的現(xiàn)象，因此都要求額外增加切應(yīng)力以抵消由于位錯彎曲所引起的線張力的改變。2均可引出下式：-bs=2Tsin。3.強(qiáng)化貢獻(xiàn)均反2比于原子間距或粒子間距的變化。不同點(diǎn)：1作為位錯運(yùn)動的障礙，單個第二相粒子的強(qiáng)化作用要高于單個間隙固溶原子。位錯在第二相粒子處繞轉(zhuǎn)角B大于間隙原子處，因此所需臨界切應(yīng)力較大。2間隙固溶強(qiáng)化要求一定的濃度，且間隙原子可造成強(qiáng)烈的點(diǎn)陣不對稱畸變而不可形

8、變粒子強(qiáng)化時，一般粒子體積分量相對較?。ú淮笥?0%）,粒子間距也相對較大，因此間隙固溶也可以取得更高強(qiáng)化效果。&對比間隙固溶強(qiáng)化與置換固溶強(qiáng)化1溶質(zhì)原子的固溶同時提高屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度，其作用在很大程度上取決于溶質(zhì)原子與溶劑原子的半徑差，其次是它們的彈性行為。鐵素體在力學(xué)性能上的一個重要特點(diǎn)是對其中微量雜質(zhì)、主要是間隙雜質(zhì)極為敏感，所以鐵素體的間隙固溶強(qiáng)化效應(yīng)異常顯著，但由此而導(dǎo)致的塑性和韌性的損害也最嚴(yán)重。2.置換固溶強(qiáng)化比間隙固溶強(qiáng)化小一個數(shù)量級，且提高冷脆轉(zhuǎn)變溫度。Si每使屈服強(qiáng)度增加15MPa要引起ITT上升8C。終軋后冷速較大或構(gòu)件截面較小時，在含有置換固溶元素的鋼中的等軸鐵素體可

9、能成為條狀貝氏體鐵素體，甚至條狀馬氏體，因而削弱塑性。有的置換固溶元素也對韌性有益，如Mn、Al:Mn在鐵素體中的固溶約為30MPa。Mn可降低奧氏體冷卻相變溫度，造成等軸鐵素體晶粒的細(xì)化。Al與氮原子有較高結(jié)合能，可奪走固溶體中N間隙原子，起凈化鐵素體作用，改善鐵素體沖擊性能。3.室溫下，a-Fe置換固溶以Si、Cu、Mn和Mo，特別是Si強(qiáng)化效果好,Cr則起軟化作用。而Si、Mn、Ni在150K出現(xiàn)軟化.奧氏體置換固溶鐵素體形成元素如W、Mo、V、Si有較大強(qiáng)化作用。4.a-Fe的間隙固溶原子可與刃位錯和螺位錯產(chǎn)生交互作用而構(gòu)成Cottrell氣團(tuán)和Snoek氣團(tuán)。二者作用一樣強(qiáng)烈。Cot

10、trell氣團(tuán)是a-Fe低溫強(qiáng)化的主要機(jī)制，中溫區(qū)主要是Snoek氣團(tuán)和玲木氣團(tuán)強(qiáng)化。5.置換固溶不具有被螺位錯應(yīng)力場誘發(fā)而構(gòu)成短程有序分布的條件，置換固溶原子不阻礙螺位錯運(yùn)動。9試述雙相組織強(qiáng)化的規(guī)律。如果其中一個相的體積分量很大時，它對合金性能的作用即上升為支配地位。a+P鋼屈服強(qiáng)度：6二f%s（1-f3=）6P。雙相組織強(qiáng)化與其中一個組成相相對于位錯運(yùn)動的阻礙作用有關(guān)，M=G-kso,So:a+P中層片珠光體的層片間距；C1:當(dāng)鐵素體的屈服強(qiáng)度；n=1或1/2。如果雙相組織是由兩個強(qiáng)韌性相差懸殊的相組成，并在其中一個相形成時有較大的比容改變，則應(yīng)考慮高強(qiáng)度相對低強(qiáng)度相塑性變形的約束作用，

11、從而引起低強(qiáng)度相額外的加工硬化.如鐵素體-馬氏體雙相鋼。10.細(xì)化晶粒不僅能提高材料的強(qiáng)度，還可以改善材料的塑性和韌性。晶粒尺寸小，晶粒內(nèi)空位數(shù)量和位錯數(shù)量少，位錯與空位、位錯間的彈性交互作用機(jī)會少，位錯更易于運(yùn)動，表現(xiàn)出良好塑性。位錯數(shù)量少，塞積位錯數(shù)量少，只能造成輕度應(yīng)力集中應(yīng)力場，從而推遲微孔和微裂紋的萌生，增大斷裂應(yīng)變。細(xì)晶粒為同時在更多晶粒內(nèi)開動位錯和增殖位錯提供了機(jī)會，使塑性變形更均勻。細(xì)晶粒為產(chǎn)生塑性變形所要求的晶粒轉(zhuǎn)動也較小。細(xì)晶材料同時提高加工硬化作用和流變應(yīng)力，由細(xì)化晶粒引起的加工硬化和流變應(yīng)力的變化幅度接近，因此真實(shí)均勻應(yīng)變沒有改變。相鄰晶界是以大角度間界相界的，當(dāng)裂紋穿

12、越晶界進(jìn)入相鄰晶粒，必改變擴(kuò)展方向，晶粒越細(xì)，為裂紋擴(kuò)展所消耗的能量越高，因此細(xì)晶組織具有較高的斷裂韌性。11形變誘導(dǎo)鐵素體相變的關(guān)鍵因素及應(yīng)力應(yīng)變曲線特征形變誘導(dǎo)鐵素體相是指在變形中完成的、可獲得超細(xì)晶粒的動態(tài)相變過程。形變誘導(dǎo)鐵素體相變的本質(zhì)是奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變發(fā)生在形變過程中，因此化學(xué)成分、奧氏體晶粒尺寸、變形溫度、變形速率、變形程度、變形方式以及道次間隔時間成為影響DIFT的關(guān)鍵因素。對于真應(yīng)力應(yīng)變曲線來說，隨著變形量的增加，其真應(yīng)力不是一直上升的，也就是說發(fā)生DIFT之后，使其變形抗力下降。12.動態(tài)再結(jié)晶分為兩種：連續(xù)動態(tài)再結(jié)晶：（&ccr），由于cr較小，奧氏體一旦發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶

13、，不需要太大的變形量。第一輪動態(tài)再結(jié)晶完成后，已發(fā)生再結(jié)晶的晶粒還需繼續(xù)變形，才能發(fā)生第二輪動態(tài)再結(jié)晶。13如何控制再結(jié)晶后的晶粒尺寸（一）變形程度的控制。變形程度較小時，形變儲存能小，不足以引起再結(jié)晶，所以晶粒大小沒有變化；當(dāng)變形程度達(dá)到一定數(shù)值之后（金屬一般為2%-10%），未達(dá)到臨界變形程度，變形程度不大，但G/N大，故形成粗大晶粒；當(dāng)達(dá)到臨界變形程度后，隨著變形程度的增加，G和N均增大，G/N值較小，故晶粒逐漸細(xì)化，當(dāng)達(dá)到一定變形程度之后，隨變形程度的增加，晶粒尺寸不再發(fā)生變化；但是對于某些具有二次再結(jié)晶的合金，當(dāng)變形程度很大時，又會出現(xiàn)晶粒長大的現(xiàn)象。（二）原始晶粒尺寸的影響。當(dāng)變形

14、量一定時，原始晶粒越細(xì)小，再結(jié)晶后的晶粒越細(xì)小，主要是形核點(diǎn)多的緣故。（三）合金元素及雜質(zhì)的影響，合金中的合金元素及雜質(zhì)的存在，一方面增加形變儲存能，另一方面阻礙晶界的運(yùn)動，一般具有細(xì)化晶粒的作用。（四）變形溫度的影響。溫度越高，回復(fù)越容易進(jìn)行，形變儲存能越低，再結(jié)晶越不容易進(jìn)行，晶粒粗化。14影響再結(jié)晶的因素影響再結(jié)晶溫度的因素：1變形程度的影響。金屬的變形程度越大，形變儲存能越多，再結(jié)晶的驅(qū)動力越大，使再結(jié)晶溫度降低，容易發(fā)生再結(jié)晶，當(dāng)變形程度達(dá)到一定數(shù)值后，再結(jié)晶溫度趨于一定值，當(dāng)變形程度小到一定程度時，再結(jié)晶溫度趨于合金熔點(diǎn)，即不會發(fā)生再結(jié)晶；2.加熱速度的影響。一方面加熱速度過低，金

15、屬有足夠的時間進(jìn)行回復(fù)，形變儲存能降低，使再結(jié)晶溫度升高，另一方面，加熱速度過大，也會使再結(jié)晶溫度升高，其原因是：再結(jié)晶的形核和長大需要時間來擴(kuò)散，加熱速度過大，會推遲使之在更高的溫度下進(jìn)行再結(jié)晶，此再結(jié)晶溫度因素影響再結(jié)晶。3.原始晶粒大小的影響，原始晶粒越大，再結(jié)晶過程越不容易發(fā)生。對于動態(tài)再結(jié)晶：a.提高應(yīng)變速率，可以明顯推遲動態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生；b.加熱溫度低，變形時原始奧氏體晶粒尺寸小，發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶所需變形量相對小，孕育期短，相對容易發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶。15再結(jié)晶的形核機(jī)制1晶界突出形核機(jī)制，也叫晶界弓出形核機(jī)制；2.亞晶合并機(jī)制；3亞晶吞食形核機(jī)制。有時將2,3合并稱為亞晶長大形核機(jī)制。

16、16影響形變奧氏體再結(jié)晶的因素形變溫度：對于熱軋鋼材來說，形變溫度（即再結(jié)晶保溫溫度）對再結(jié)晶形核率和長大速率的影響都是指數(shù)關(guān)系的，溫度越高，再結(jié)晶將迅速的進(jìn)行，且其影響十分顯著。形變量：形變量是影響應(yīng)變存儲能的最主要因素，形變量越大，形變存儲能越大。形變存儲能越大，再結(jié)晶形核和長大速率均越大。形變速率：形變速率越大，形變存儲能越大。但是高應(yīng)變速率對于靜態(tài)再結(jié)晶影響較小。溶質(zhì)原子與第二相質(zhì)點(diǎn)：溶質(zhì)原子特別是基體點(diǎn)陣產(chǎn)生較大畸變的某些置換固溶原子，將顯著地阻止奧氏體的再結(jié)晶；固溶Nb原子對再結(jié)晶的阻礙作用最為顯著，約0.04%的Nb可使再結(jié)晶推遲23個數(shù)量級。（固溶拖曳）第二相質(zhì)點(diǎn)對再結(jié)晶的作用

17、與第二相質(zhì)點(diǎn)的尺寸和體積分?jǐn)?shù)有關(guān)。尺寸大于100nm的第二相質(zhì)點(diǎn)，由于增大形變存儲能和提供再結(jié)晶形核位置，加速再結(jié)晶；尺寸小于20nm的第二相質(zhì)點(diǎn)，由于釘扎作用，阻礙再結(jié)晶；尺寸在20nm100nm之間的第二相質(zhì)點(diǎn)，不顯著。17超級鋼技術(shù)的主要強(qiáng)化機(jī)制及其發(fā)展情況？主要強(qiáng)化機(jī)制為細(xì)晶強(qiáng)化：充分利用奧氏體動態(tài)再結(jié)晶（丫-DRX）的晶粒細(xì)化及晶粒大小均勻化的作用，采用大；變形、低Td、高，達(dá)到細(xì)化晶粒的目的；充分利用奧氏體未再結(jié)晶區(qū)軋制，得到硬化的奧氏體晶粒，為靜態(tài)再結(jié)晶提供更多的形核點(diǎn)，達(dá)到細(xì)化晶粒的目的。臨界點(diǎn)（A3）軋制，形變誘導(dǎo)鐵素體相變（DIFT），相變前移，在單相區(qū)軋制中相變。18為什

18、么選用Nb、V、Ti作為鋼中的微合金化元素？Nb、V、Ti在鋼中存在形式有兩種：固溶和化合物形態(tài)。其中，化合物形態(tài)分為兩種：（1）未溶的化合物（一般為Nb/Ti的化合物），其尺寸較大，對晶粒細(xì)化作用不大；（2）加工過程中以及冷卻過程中沉淀析出的化合物。高溫時能夠抑制再結(jié)晶并阻止晶粒長大，低溫時起沉淀強(qiáng)化作用。固溶微合金元素作用：溶質(zhì)“拖曳”微合金元素化合物作用：“釘扎”晶界、位錯運(yùn)動。高溫主要析出物是TiN，隨溫度降低，析出主要是Nb（C,N），所以，高溫奧氏體中主要析出物是復(fù)合的（Ti,Nb）（C,N）。鋼中的析出粒子通常為包心特征，高溫析出的富Ti、N化合物先形成，后隨溫度降低依次形成的N

19、b、V析出相富集在其外部。也就是說，先形成的TiN（或（Ti,Nb）（C,N）可以作為低溫析出相的核心。TiN在奧氏體中幾乎不溶解。這些氮化鈦可在熱加工前的再加熱過程抑制奧氏體晶粒長大，以及焊接過程中，抑制熱影響區(qū)奧氏體的晶粒長大。鈮是最有效的細(xì)化晶粒微合金化元素。它的細(xì)化效果是通過控制奧氏體晶粒而實(shí)現(xiàn)的。在熱軋時的奧氏體變形過程中推遲再結(jié)晶而產(chǎn)生晶粒細(xì)化，這是任何熱處理工藝都做不到的。形成TiN消除了鋼中的自由氮，對鋼的韌性是有益的19為什么在TMCP工藝中把水稱為“最廉價的合金元素”？通過控制冷卻的手段，一方面可以起到細(xì)化晶粒的效果，另一方面可以改變相變途徑，在一定程度上可以在盡量少加合金

20、元素的基礎(chǔ)上，通過冷卻手段達(dá)到添加合金元素的效果。1.加速冷卻可提高相變驅(qū)動力、降低Ar3溫度、使鐵素體細(xì)化；2.促使強(qiáng)韌性的低碳貝氏體形成并呈島狀彌散分布，提高鋼材強(qiáng)度；3.鐵素體細(xì)化的同時珠光體也得到細(xì)化，珠光體片層間距減小，帶狀組織基本消失；4.在不降低強(qiáng)度的前提下，可減少鋼中碳當(dāng)量，有利于改善焊接性能。20.固態(tài)相變和液固相變有何異同點(diǎn)？不同點(diǎn)：液固相變：通過原子的擴(kuò)散進(jìn)行相變；凝固過程中有大量的結(jié)晶潛熱釋放；內(nèi)部基本上無彈性應(yīng)變產(chǎn)生小，可以忽略；固態(tài)相變：分為擴(kuò)散、半擴(kuò)散和非擴(kuò)散相變；相變過程基本上無潛熱釋放；由于新舊相比容差和晶粒取向差，在晶胚及其周圍區(qū)域產(chǎn)生彈性應(yīng)力場，產(chǎn)生相變阻

21、力；可以在晶體的缺陷處形核。相同點(diǎn)：相變過程均為形核與長大的過程；均需要一定的過冷度，提供形核驅(qū)動力；均是晶胚達(dá)到臨界形核半徑時，才有可能變?yōu)榫Ш?；均存在成分過冷和成分起伏；均存在均質(zhì)形核和非均質(zhì)形核。20.固態(tài)相變的特點(diǎn)相變阻力大；新相晶核與母相晶核之間存在一定的晶體學(xué)位向關(guān)系；母相晶體缺陷處對相變起促進(jìn)作用；易于出現(xiàn)過渡相。21擴(kuò)散型和無擴(kuò)散型相變各有那些特征？擴(kuò)散型相變：在化學(xué)位的驅(qū)動下，舊相原子單個地、無序地、統(tǒng)計(jì)地越過相界面進(jìn)入新相；在新相中原子打亂重排，新舊相原子排列順序不同，界面不斷向舊相推移。對于界面控制的擴(kuò)散型相變，界面推移也Qb速度v=Aexp（一土）。非擴(kuò)散型相變：如M轉(zhuǎn)

22、變，新舊相結(jié)構(gòu)不同，但化學(xué)成分相同；M相kTkTQb變界面的推移速度與原子的熱激活躍遷因素exp（一竺）無關(guān)；相界面處母相一側(cè)的原子不是單個地、無序地、kT統(tǒng)計(jì)地越過界面進(jìn)入新相，而是集體定向的協(xié)同位移；相界面推移過程中保持共格關(guān)系。22晶粒長大驅(qū)動力，晶粒長大時界面移動方向與晶核長大時的界面移動方向有何不同，為什么？晶粒長大的驅(qū)動力F一與界面能成正比與界面曲率半徑R成反比。晶粒長大時界面的推移方向4兀RdRR為大晶粒向小晶粒，原因：大小晶粒的界面處，小晶粒以較小的曲率半徑凸出于大晶粒內(nèi)部，大晶粒的晶界是凹入的，由上式可知，指向曲率中心的F作用于晶界，R越小，F(xiàn)越大，則小晶粒不斷迅速地被吃掉，

23、界面由大晶粒向小晶粒推進(jìn)；晶核長大時的界面的推移方向有新相向母相推進(jìn)，這是因?yàn)閷τ谶_(dá)到臨界形核半徑的晶胚，母相原子越過界面向新相躍遷時，會使系統(tǒng)自由能下降，是一個自發(fā)過程，故界面由新相推向母相。Gd=0時，晶核均勻形成，為均勻形核；形核率：單位時間、單位體積母相中形23概念：固態(tài)相變；平衡轉(zhuǎn)變；擴(kuò)散型相變；均勻形核；形核率固態(tài)相變：指當(dāng)外界條件如溫度、壓力等發(fā)生變化時，物相在某一特定條件下發(fā)生的突變；平衡轉(zhuǎn)變：在極為緩慢的加熱或冷卻條件下形成符合狀態(tài)圖的平衡組織的相的轉(zhuǎn)變；擴(kuò)散型相變：固態(tài)相變發(fā)生相的晶體結(jié)構(gòu)的改造或化學(xué)成分的調(diào)整，需要原子遷移才能完成，若原子的遷移造成原有原子鄰居關(guān)系的破壞，

24、屬于擴(kuò)散型相變；均勻形核：固態(tài)相變增加了表面能、彈性應(yīng)變能、缺陷能等，晶體缺陷具有能量-Gd，對形核具有一定的影響，當(dāng)對于F+P的亞共析剛，加熱時，轉(zhuǎn)變開始線與共析剛轉(zhuǎn)變開始線基本上一致；至于轉(zhuǎn)變終了線，在Ac3溫度以上，也是隨著過熱度的增加，轉(zhuǎn)變終了線移向時間短的一側(cè)，這與共析剛的轉(zhuǎn)變終了線變化趨勢一致；但在Ac1-Ac3溫度之間，轉(zhuǎn)變終了線并不是隨著過熱度的增加單調(diào)地移向時間短的一側(cè)，而是曲線向相反的方向延伸，呈現(xiàn)復(fù)雜的非線性關(guān)系。25試說明臨界點(diǎn)A1、A3、Acm與加熱、冷卻過程中臨界點(diǎn)之間有何關(guān)系？A1、A3和Acm線是鋼在緩慢加熱或冷卻過程中組織轉(zhuǎn)變的臨界點(diǎn)，實(shí)際上，鋼進(jìn)行熱處理時組

25、織轉(zhuǎn)變并不按Fe-C相圖所示的平衡溫度進(jìn)行，通常有不同程度的滯后，并且是加熱冷卻速度越快滯后現(xiàn)象越嚴(yán)重，亦即加熱時的臨界點(diǎn)和冷卻時的臨界點(diǎn)與平衡溫度點(diǎn)差別越大。加熱時的臨界點(diǎn)為Ac1、Ac3和Accm且在平衡臨界點(diǎn)上方，冷卻時的臨界點(diǎn)為Ar1、Ar3和Arcm,且在平衡溫度點(diǎn)的下方。并且共析點(diǎn)也會發(fā)生左右平移現(xiàn)象，偏離共析成分點(diǎn)0.77%C。26何謂晶粒，晶粒為什么長大，細(xì)化奧氏體晶粒的措施有那些？結(jié)晶物質(zhì)在生長過程中，由于受到外界空間的限制，未能發(fā)育成具有規(guī)則形態(tài)的晶體，而只是結(jié)晶成顆粒狀，稱晶粒。大小晶粒的界面處，小晶粒以較小的曲率半徑凸出于大晶粒內(nèi)部，大晶粒的晶界是凹入的，由上式dG2丫

26、可知，指向曲率中心的F作用于晶界，R越小，F(xiàn)=一越大，則小晶粒不斷迅速地被吃掉，出現(xiàn)晶粒的4兀RdRR長大現(xiàn)象。降低元素的擴(kuò)散系數(shù)因素，可以延緩晶粒粗化，如降低加熱溫度或增加原子擴(kuò)散激活能；界面處第二相粒子釘扎位錯，阻礙晶界遷移；降低界面能，減小驅(qū)動力；使晶粒的大小盡可能的均勻，降低晶界兩側(cè)的驅(qū)動力大小的差異。27. 共析鋼的奧氏體形成過程，為什么鐵素體先消失，部分滲碳體未溶解完畢？答：奧氏體晶粒長大是通過滲碳體的溶解、碳在奧氏體和鐵素體中的擴(kuò)散和鐵素體繼續(xù)向奧氏體轉(zhuǎn)變而進(jìn)行的。由于鐵素體與奧氏體相界面上的濃度差遠(yuǎn)小于滲碳體與奧氏體相界面上的濃度差，使鐵素體向奧氏體的轉(zhuǎn)變速度比滲碳體溶解的速度

27、快得多，因此，珠光體中的鐵素體總是首先消失。28. 連續(xù)加熱時，奧氏體形成特點(diǎn)是什么？答：在連續(xù)加熱的過程中，在形成奧氏體的同時，溫度還在不斷升高。P轉(zhuǎn)變?yōu)锳要洗手相變潛熱，A升溫過程也要吸收熱量，只是供給熱量大于相變消耗熱量。與等溫轉(zhuǎn)變不同，具有以下特點(diǎn)：奧氏體轉(zhuǎn)變是在一個溫度范圍為內(nèi)；奧氏體成分的不均勻性隨加熱速度的增大而增大；奧氏體起始晶粒隨著加熱速度的增加而細(xì)化。29. 影響珠光體片間距的因素有哪些？1. 轉(zhuǎn)變溫度：隨著冷卻速度的增大，過冷度越大，片層間距越小。這是由于溫度愈低，碳原子擴(kuò)散速度越小；過冷度越大，形核率越高。2.過冷A晶粒的大小，晶粒越小，形核點(diǎn)越多，在一定程度上影響片間

28、距，但此因素與P片間距關(guān)系不大。30. 影響非平衡組織加熱轉(zhuǎn)變的因素。對于非平衡組織，加熱轉(zhuǎn)變不僅與加熱前的組織狀態(tài)有關(guān)，而且與加熱過程有關(guān)，因?yàn)榉瞧胶饨M織加熱過程中要發(fā)生從非平衡到平衡或準(zhǔn)平衡組織狀態(tài)的轉(zhuǎn)變，而轉(zhuǎn)變的程度又與鋼件的化學(xué)成分及加熱速度有關(guān)。與平衡組織相比，非平衡組織具有以下特征：可能存在殘余奧氏體；a相的成分和狀態(tài)；碳化物的種類、形狀、大小、數(shù)量級分布也不同。所以說加熱速度是一個極為重要的影響因素。31. 過冷奧氏體在什么條件下形成片狀珠光體，什么條件下形成粒狀珠光體（以及獲得粒狀P的途徑）？片狀珠光體的形成條件：一是將鋼進(jìn)行充分的A化，成為成分均勻的A;二是在近于平衡的緩慢冷

29、卻條件下，含碳量0.77%的奧氏體在下形成的珠光體或者在較高奧氏體化溫度下形成的均勻奧氏體于A1550C之間溫度等溫時也能形成片狀珠光體。P轉(zhuǎn)變溫度的高低影響著P的片間距。粒狀珠光體形成的條件：一是將鋼進(jìn)行特定的A化，即加熱溫度低，保溫時間短，沒有使之進(jìn)行充分的A化，形成成分不均勻的A，就會存在許多富C區(qū)，成為過冷A分解時的形核點(diǎn)；二是特定的冷卻條件，使A在A1線稍下較高的溫度下等溫分解。獲得粒狀P的途徑：一是加熱轉(zhuǎn)變不充分，存在尚未溶解的碳化物顆粒，然后將過冷奧氏體換冷得到；二是片狀P球化退火得到；三是MB在A1稍下高溫回火得到。32. 試述馬氏體相變的主要特征及馬氏體相變的判據(jù)。主要特征：

30、無需擴(kuò)散性；不變平面應(yīng)變的晶格改組；存在慣習(xí)面；相變伴有大量的亞結(jié)構(gòu)，即極高密度的警惕缺陷；相變誘發(fā)特有的浮凸現(xiàn)象。判據(jù)：不變平面應(yīng)變的晶格改組；無需擴(kuò)散；相變伴生極高密度的晶體缺陷：孿晶、位錯、位錯、層錯等亞結(jié)構(gòu)33. 馬氏體的定義？答：M是原子經(jīng)無需擴(kuò)散切變位移的不變平面應(yīng)變的晶格改組過程，得到的具有嚴(yán)格晶體學(xué)關(guān)系和慣習(xí)面，形成相中伴有極高密度位錯、層錯或精細(xì)孿晶等晶體缺陷的整合組織。34. 擴(kuò)散學(xué)派和切變學(xué)派給貝氏體的定義有那些，試分析這些定義？切變學(xué)派的定義：B是指中文轉(zhuǎn)變時形成的針狀分解產(chǎn)物，具有針狀組織形貌、浮凸效應(yīng)、有自己的TTT圖和Bs點(diǎn)三個特征，將B定義為：F和碳化物的非層片

31、狀混合組織。此定義不妥：一是不是混合而是整合，混合系統(tǒng)沒有子組織功能；二是F和碳化物的非片層狀組織不是B特有的。擴(kuò)散學(xué)派的定義：B為擴(kuò)散的、非協(xié)作的兩種沉淀相競爭臺階生長的共析分解產(chǎn)物。此定義不妥：一是把B看作共析分解產(chǎn)物，不能把B轉(zhuǎn)變看為共析分解；二是轉(zhuǎn)變性質(zhì)不同，B與P分解有著本質(zhì)上的區(qū)別。35. 貝氏體相變與珠光體共析分解的組織形貌和亞結(jié)構(gòu)。P由F和Fe3C兩相組成，B可以有F+Fe3CF+殘留A、F+M/AF+Fe3C+A+等組成；P晶核為兩相（F+Fe3C,B為單相晶核（BF）;P為A共析分解的產(chǎn)物，B非共析分解；P分解在晶界處形核，B相變可在晶界和晶粒內(nèi)部形核；P是在高溫區(qū)分解得到

32、近似平衡的組織，B為中溫區(qū)非平衡相變產(chǎn)物；P中的F可以為片狀或粒狀；P中的F和Fe3C成一定的比例，B中沒有固定的比例關(guān)系。P中的亞結(jié)構(gòu)較少，位錯密度低，B中有許多亞結(jié)構(gòu)，位錯密度極高。36. 貝氏體相變與馬氏體相變的異同點(diǎn)。相同點(diǎn)：1.均存在晶體缺陷；2.存在以非簡單指數(shù)晶面為不變平面，即存在慣習(xí)面；3.相變引發(fā)特有的浮凸現(xiàn)象；4.M和B相變均為非平衡相變；不同點(diǎn)：1.晶體缺陷的密度不同，M相變中有極高密度的位錯，B相變中位錯密度相對較低；2.B中的浮凸呈帳篷狀，形貌不同于M；3.M相變?yōu)椴蛔兤矫鎽?yīng)變的晶格改組；4.M相變無擴(kuò)散性，B相變?yōu)榘霐U(kuò)散型相變；5.M相變在低溫區(qū)進(jìn)行，轉(zhuǎn)變速度比較快

33、，B相變在中溫區(qū)進(jìn)行，具有一定的孕育期；6.M相變無成分改變，僅僅是晶格改組，B相變有成分的改變；7.相變后的組織不一樣；8.M相變界面為切變共格界面，B相變界面為非共格彎曲面。37. 試述貝氏體轉(zhuǎn)變的動力學(xué)特點(diǎn)。a與M長大速度（近聲速）相比，B轉(zhuǎn)變速度較慢；b.在許多合金鋼中，B轉(zhuǎn)變TTT圖不與珠光體的C-曲線重疊，兩曲線分開，并形成河灣區(qū)；c.許多合金鋼的B相變有一個明顯的上限溫度，即所謂的Bs點(diǎn)，在此溫度等溫，A不能全部轉(zhuǎn)變?yōu)锽。37.試述片狀珠光體形成的過程過冷奧氏體中貧碳區(qū)和富碳區(qū)是珠光體共析分解的一個必要條件。在過冷奧氏體中出現(xiàn)的貧碳區(qū)和富碳區(qū)的漲落，再加上隨機(jī)出現(xiàn)的結(jié)構(gòu)漲落和能量

34、漲落，一旦滿足形核條件時，則在貧碳區(qū)形成鐵素體的同時，在富碳區(qū)也構(gòu)建滲碳體，二者同時同步，共析共生，非線性相互作用，互為因果，形成一個珠光體晶核。這種演化機(jī)制屬于放大型的因果正反饋?zhàn)饔?，它使微小的隨機(jī)漲落經(jīng)過連續(xù)的相互作用逐漸增強(qiáng)，而使原奧氏體系統(tǒng)瓦解，建構(gòu)新的穩(wěn)定結(jié)構(gòu)珠光體系統(tǒng)。因此珠光體形成時，是鐵素體和滲碳體共析共生，同步形核的整合和機(jī)制，不存在領(lǐng)先相。珠光體形核后，鐵素體片和滲碳體片將同時長大，它們各側(cè)的奧氏體中碳濃度將有不同趨勢的變化。鐵素體旁側(cè)的奧氏體中富碳，有利于滲碳體的形成，同理，滲碳體側(cè)貧碳，有利于鐵素體的形成。這樣就交互形成了鐵素體片和珠光體片，二者互為因果，非線性相互作用

35、，重復(fù)進(jìn)行，迅速沿著晶界展寬，使珠光體團(tuán)長大，珠光體端向長大依靠鐵素體和滲碳體的協(xié)同長大進(jìn)行，這樣，由一個珠光體核長大而成為平行片區(qū)的珠光體領(lǐng)域。37. 珠光體形成的動力學(xué)因素（僅供參考）珠光體的形成動力學(xué)是指珠光體轉(zhuǎn)變速度問題，其轉(zhuǎn)變速度主要取決于形核率和線長大速度。形核率N與長大速度v與轉(zhuǎn)變溫度具有極大值的特征，也就是說N和v隨著過冷度的增加先增加后減小，這是因?yàn)?，隨著過冷度的增加，相變驅(qū)動力大，故N和v都大；另外過冷度大，轉(zhuǎn)變溫度低，奧氏體中碳濃度梯度大，形成珠光體片間距小，擴(kuò)散距離小，同樣會促使N和v增加，但是隨著溫度的繼續(xù)降低，原子擴(kuò)散的熱激活能降低，使得N和v下降（形核和長大均是一

36、個擴(kuò)散過程）。N還與轉(zhuǎn)變時間有關(guān)，隨著等溫時間的延長，晶界形核很快達(dá)到飽和，使N下降，但v與等溫時間無關(guān)，僅與溫度有關(guān)。38. 多晶體塑性變形的特點(diǎn)及過程特點(diǎn)：1）不同時性：軟取向先滑移2）相互協(xié)調(diào)性3）不均勻性。過程：滑移首先在取向有利的晶粒中發(fā)生一擴(kuò)展一終止在晶界；晶界和晶粒間取向差共同作用的結(jié)果：相鄰晶粒取向差T,晶界處原子排列紊亂T,畸能T,阻礙T?；妻D(zhuǎn)入相鄰晶粒時阻力T。多晶體屈服的實(shí)質(zhì)：滑移越過晶界。多晶體屈服條件：滑移從一個晶粒傳到另一晶粒。細(xì)晶強(qiáng)化：晶粒越細(xì)，屈服強(qiáng)度越高。39. 單晶體塑性變形的特點(diǎn)特點(diǎn)1）塑性變形是位錯運(yùn)動的結(jié)果。塑性變形不是整體滑移造成的，而是在遠(yuǎn)遠(yuǎn)低于

37、整體滑移切應(yīng)力的位錯滑移阻力被克服、位錯率先滑移來實(shí)現(xiàn)的，位錯滑移是逐步滑移。2）位錯滑移的切應(yīng)力極??；3）切變強(qiáng)度由位錯源開動四個阻力組成，即位錯晶格阻力：位錯源開動的阻力，即平行位錯間的彈性互作用力垂直交割作用4）塑性變形中伴有彈性變形和加工硬化；5）位錯運(yùn)動阻力對溫度敏感40. 塑性變形由三個階段組成I階段一一易滑移階段：當(dāng)t達(dá)到晶體的tc后，應(yīng)力增加不多，便能產(chǎn)生相當(dāng)大的變形。此段接近于直線，其斜率qI（或）即加工硬化率低，一般qI為10-4G數(shù)量級（G為材料的切變模量）。U階段線性硬化階段：隨著應(yīng)變量增加，應(yīng)力線性增長，此段也呈直線，且斜率較大，加工硬化十分顯著，qn-G/300，近

38、乎常數(shù)。川階段一一拋物線型硬化階段：隨應(yīng)變增加，應(yīng)力上升緩慢，呈拋物線型，qM逐漸下降。41韌性斷裂的特點(diǎn)：1）是一種高能量的吸收過程；2）多裂紋源；3）裂紋擴(kuò)展的臨界應(yīng)力大于裂紋形核的臨界應(yīng)力，因此是緩慢的撕裂過程；4）裂紋不斷生成、擴(kuò)展和集聚，變形一旦停止，裂紋的擴(kuò)展也隨著停止。42回復(fù)機(jī)理1. 鋼在熱加工中所以存在有回復(fù)過程，其原因是，高溫的奧氏體區(qū)域是空位的生成和擴(kuò)散頻繁的溫度區(qū)域，易于發(fā)生位錯攀移運(yùn)動、滑移運(yùn)動、形成亞晶粒、亞晶界的運(yùn)動以及晶界運(yùn)動等現(xiàn)象。2.低溫回復(fù)主要涉及點(diǎn)缺陷的運(yùn)動?？瘴换蜷g隙原子移動到晶界或位錯處消失，空位與間隙原子的相遇復(fù)合，空位集結(jié)形成空位對或空位片，使點(diǎn)

39、缺陷密度大大下降。3中溫回復(fù)時，隨溫度升高，原子活動能力增強(qiáng)，位錯可以在滑移面上猾移或交滑移，使異號位錯相通相消，位錯密度下降，位錯纏結(jié)內(nèi)部重新排列組合，使亞晶規(guī)整化。43奧氏體高溫變形過程的兩個階段（自己簡答）在變形過程中發(fā)生加工硬化和軟化兩個過程。這兩個過程的不斷交替進(jìn)行保證變形得到順利發(fā)展。在變形初期，變形速率由零增加到所采用的變形速率，隨著變形的進(jìn)行，位錯密度（p）將不斷增加，產(chǎn)生加工硬化，并且加工硬化速率較快，使變形應(yīng)力迅速上升。第一階段：由于變形在高溫下進(jìn)行，位錯在變形過程中通過交滑移和攀移的方式運(yùn)動，使部分位錯相互抵消，使材料得到回復(fù)。由于這種回復(fù)隨加工硬化發(fā)生，故稱之為動態(tài)回復(fù)

40、。當(dāng)位錯排列并發(fā)展到一定程度后，形成清晰的亞晶，稱之為動態(tài)多邊形化。動態(tài)回復(fù)和動態(tài)多邊化使加工硬化的材料發(fā)生軟化。隨著變形量的增加，位錯密度增大，位錯消失的速度也加快，反映在真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線上，就是隨變形量的增加，加工硬化逐漸減弱。在第一階段中，總的趨勢是加工硬化超過動態(tài)軟化，隨著變形量的增加，應(yīng)力不斷提高，稱之為動態(tài)回復(fù)階段。在一定條件下，當(dāng)變形進(jìn)行到一定程度時，加工硬化和動態(tài)軟化相平衡，反映在應(yīng)力-應(yīng)變曲線上是隨著變形量的增大，應(yīng)力值趨于一定值（動態(tài)回復(fù)應(yīng)力應(yīng)變曲線特征）。第二階段：在第一階段動態(tài)軟化不能完全抵消加工硬化。隨著變形量的增加，位錯密度繼續(xù)增加，內(nèi)部儲存能也繼續(xù)增加。當(dāng)變形量

41、達(dá)到一定程度時，將使奧氏體發(fā)生另一種轉(zhuǎn)變一動態(tài)再結(jié)晶。動態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生與發(fā)展，使更多的位錯消失，奧氏體的變形抗力下降，直到奧氏體全部發(fā)生了動態(tài)再結(jié)晶，應(yīng)力達(dá)到了穩(wěn)定值。即第二階段變形。曲線表明，奧氏體發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶有一臨界變形量，只有達(dá)到這一變形量時，才能發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶。44熱加工后軟化曲線的分析丄當(dāng)變形程度小于發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶的臨界變形程度（曲線a）時，變形100101102103104105停止后，軟化立即發(fā)生。這個軟化是由靜態(tài)回復(fù)引起的，約在100秒鐘內(nèi)結(jié)束。當(dāng)此溫度下繼續(xù)保溫時，軟化量不再增多。當(dāng)變形程度大于靜態(tài)再結(jié)晶的臨界變形程度，但小于動態(tài)再結(jié)晶的臨界變形程度（曲線b）時，第一階段是

42、由于靜態(tài)回復(fù)產(chǎn)生的，約在100秒鐘結(jié)束，軟化率上升到45%。如果繼續(xù)保持高溫，在長時間的孕育期之后發(fā)生第二階段的軟化，即發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶。軟化率達(dá)到100%，即原來熱加工形成的加工硬化結(jié)構(gòu)全部消除，形成了新的位銷密度相當(dāng)?shù)偷木ЯＲ划?dāng)變形程度剛超過動態(tài)再結(jié)晶的臨界變形程度（曲線C）時，軟化過程分三個階段，即第一階段為靜態(tài)回復(fù)，第二階段為亞動態(tài)再結(jié)晶，第三階段為靜態(tài)再結(jié)晶。在曲線上有二個平臺，其中第一個平臺的前一段曲線屬于靜態(tài)回復(fù)，后一段曲線為亞動態(tài)再結(jié)晶。亞動態(tài)再結(jié)晶不需要孕育期，它是原來的動態(tài)再結(jié)晶晶核的繼續(xù)長大。-變形達(dá)到穩(wěn)定階段后（曲線d）,變形停止。軟化過程由兩個階段所組戊。第一階段為靜態(tài)

43、回復(fù)，第二階段為亞動態(tài)再結(jié)晶。在曲線d上僅出現(xiàn)拐點(diǎn)，這表示了亞動態(tài)再結(jié)晶不需要孕育期。由于熱加工變形量很大，發(fā)生很多動態(tài)再結(jié)晶核心，變形停止后這些核心很快繼續(xù)長大，生成無位錯的晶粒，消除全部加工硬化，因此，不發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶的軟化過程。45再結(jié)晶規(guī)則-需要超過某個最小的形變才能發(fā)生再結(jié)晶。-形變量越大，發(fā)生再結(jié)晶的溫度越低。-延長保溫時間，將降低再結(jié)晶溫度。-再結(jié)晶完成時的晶粒尺寸主要取決于形變量，與保溫溫度的關(guān)系不大。-原始晶粒尺寸越大，再結(jié)晶越不容易發(fā)生?；蛘哒f，在同樣的再結(jié)晶溫度和時間內(nèi)完成再結(jié)晶，所需的加工變形量越大。-再結(jié)晶完成后繼續(xù)保溫，將導(dǎo)致晶粒的長大。-再結(jié)晶新晶粒不會長入取向相

44、同或略有偏離的形變晶粒中。46變形過程的三個階段耕建十一第丄丄附塁_咚I防険!l第一階段：易滑移階段。只有一個滑移系開動，故很難與其他位錯產(chǎn)生!才二伴）交互作用，無明顯現(xiàn)象。魯I/!第二階段：硬化階段.1）主、次滑移系統(tǒng)的平行位錯交互作用（L-C面角杲丨/位錯塞積）；2）林位錯密度增高（位錯滑移自由距離變?。?，位錯與林位錯!幾的交互作用（產(chǎn)生割階）；3）位錯偶極子和小位錯圈與位錯產(chǎn)生交互作吩（孰/氐電）耳用，后期觀察到不規(guī)則的胞狀結(jié)構(gòu)（直徑為幾微米）。第三階段：拋物線硬化階段（動態(tài)回復(fù)階段）。螺位錯的交滑移、異號位錯抵消。47. 從能量角度解釋發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶后，是否還會發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶。答：不能

45、，不完全動態(tài)再結(jié)晶才會發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶，靜態(tài)再結(jié)晶發(fā)生在動態(tài)回復(fù)之后。動態(tài)再結(jié)晶是利用形變儲存能作為驅(qū)動力，在再結(jié)晶溫度以上的變形過程中，形成新的無畸變的等軸晶粒，使應(yīng)變能逐漸下降，動態(tài)再結(jié)晶結(jié)束后應(yīng)變能達(dá)到最低，晶粒處于穩(wěn)定狀態(tài)。靜態(tài)再結(jié)晶是金屬在熱加工后，由于形變使晶粒內(nèi)部存在形變儲存能，使系統(tǒng)處于不穩(wěn)定的高能狀態(tài)，它以變形儲存能為驅(qū)動力，通過熱活化過程再結(jié)晶成核和長大而再生成新的晶粒組織，使系統(tǒng)由高能狀態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)檩^穩(wěn)定的低能狀態(tài)。當(dāng)熱加工變形量很大時，發(fā)生很多動態(tài)再結(jié)晶核心，變形停止后這些核心很快繼續(xù)長大（發(fā)生亞動態(tài)再結(jié)晶），生成無位錯的晶粒，消除全部加工硬化，因此，不發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶的軟化過

46、程。當(dāng)發(fā)生不完全動態(tài)再結(jié)晶時，系統(tǒng)軟化不完全，還殘存一部分形變儲存能，靜態(tài)再結(jié)晶在此驅(qū)動力下，會發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶。48. 舉例說明實(shí)際生產(chǎn)中如何利用靜態(tài)再結(jié)晶機(jī)制來細(xì)化晶粒的1隨著變形溫度的提高，開始再結(jié)晶的溫度增高。因此通過控制變形溫度，使其在較低的溫度下發(fā)生再結(jié)晶，擴(kuò)散能力降低，起到細(xì)化晶粒；超級鋼生產(chǎn)中，在未再結(jié)晶去軋制，得到硬化的奧氏體晶粒，一方面提高形核點(diǎn)，另一方面可以降低再結(jié)晶溫度，起到細(xì)化晶粒的作用。2. 隨著變形程度的增加，再結(jié)晶溫度降低。在一定程度上，增加變形量，一方面提高形核率，另一方面在較低溫度下發(fā)生再結(jié)晶，擴(kuò)散能力降低，達(dá)到細(xì)化晶粒的目的；例如超級鋼生產(chǎn)中，采用大壓下是細(xì)

47、化晶粒的一種手段。3. 熱變形速度的增加，會減少再結(jié)晶的孕育期，并增加其后的再結(jié)晶速度。因此可以通過控制熱變形速度來控制再結(jié)晶后的晶粒尺寸。4. 添加一些對晶界遷移有阻礙作用的合金元素，延遲再結(jié)晶的時間，起到細(xì)化晶粒的目的。49雙相鋼的組織性能特點(diǎn)。1.雙相鋼的顯微組織是軟相鐵素體和（體積分?jǐn)?shù)依賴于強(qiáng)度）的硬相（通常是馬氏體）組成；2.軟的鐵素體相通常是連續(xù)的，賦予該鋼優(yōu)良的塑性。當(dāng)它變形時，變形是集中在低強(qiáng)度的鐵素體相，因而這種鋼顯示出很高的加工硬化率。通常表現(xiàn)出較高的強(qiáng)度和塑性。3.DP鋼變形時，分散在軟相中的硬相會引起高的加工硬化速率；改善成形性，減小沖壓回彈;50.通過雙道次壓縮熱模擬

48、試驗(yàn)?zāi)軌颢@得哪些參數(shù)？其試驗(yàn)原理是什么？（僅供參考）可以測的靜態(tài)再結(jié)晶的軟化率Xs?？梢匝芯康来伍g隔時間對軟化率和靜態(tài)再結(jié)晶晶粒尺寸的影響，以及后插法：將第一道次真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線向第二道次真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線方向平移，如圖虛線部分所示，移至與第二道曲線部分重合。這里將平移線（圖中所示為虛線）與第一道次壓縮實(shí)驗(yàn)卸載交點(diǎn)所對應(yīng)的應(yīng)力定義為（Tr。第二階段變形中的流變應(yīng)力主要隨變形間隔時間和第一階段的應(yīng)變而變化。影響回復(fù)和靜態(tài)再結(jié)晶動力學(xué)的冶金因素同樣也會影響軟化。補(bǔ)償法：在真應(yīng)變量坐標(biāo)軸上取一點(diǎn)使其真應(yīng)變值為0.002（即0.2%）,過這一點(diǎn)作一條直線，該直線與第一道次變形曲線的開始部分（即彈性變

49、形階段）平行，直線與第一道次的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線的交點(diǎn)即為第一道應(yīng)力-真應(yīng)變曲線的的交點(diǎn)即為第二道次的屈服點(diǎn)cr，第一道次的卸載點(diǎn)對應(yīng)的真應(yīng)力為cm次的屈服點(diǎn)c0,同理，將第二道次的真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線延長，直至與真應(yīng)變量坐標(biāo)軸相交，得到一個交點(diǎn)。在偏移該交點(diǎn)0.002單位的真應(yīng)變值的地方作一條直線，使其平行于第二道次的開始部分。直線與第二道次真CJXsL%1微合金元素抑制晶粒長大的方式。答：微合金元素主要有Nb、V、Ti等，它們在鋼中存在形式有兩種：固溶和化合物形態(tài)。其中，化合物形態(tài)分為兩種：（1）未溶的化合物（一般為Nb/Ti的化合物），其尺寸較大，對晶粒細(xì)化作用不大；（2）加工過程中以及冷

50、卻過程中沉淀析出的化合物。高溫時能夠抑制再結(jié)晶并阻止晶粒長大，低溫時起沉淀強(qiáng)化作用。固溶微合金元素作用：溶質(zhì)拖曳”微合金元素化合物作用：釘扎”晶界、位錯運(yùn)動。2. 相間析出和相變后析出的特點(diǎn)。相間析出，就是析出物沿丫一a相變界面前沿析出，當(dāng)相界面移動到新位置時，析出物被留在相界面后面，呈片層狀排列，最終組織由大量析出物片層組成，每一片層代表相變過程中相界面的位置。相變后析出：當(dāng)相變完成后，微合金元素在體心立方結(jié)構(gòu)的基體中充分析出，析出物更均勻彌散分布，這樣析出物起析出強(qiáng)化效果。3軋制及冷卻工藝參數(shù)對微合金元素固溶和析出的影響。軋制溫度的影響：軋制溫度越高，微合金元素越不容易析出。在未再結(jié)晶奧氏

51、體中，隨著等溫析出溫度越高，微合金元素析出越多。降低未再結(jié)晶區(qū)軋制溫度可以增加沉淀強(qiáng)化的析出物析出。降低未再結(jié)晶區(qū)軋制溫度增加晶界處析出。在未再結(jié)晶區(qū)軋制時，增加析出相的形核地點(diǎn)，使微合金析出物更彌散、細(xì)小。變形程度的影響：應(yīng)變能夠顯著促進(jìn)微合金碳氮化物的析出。Nb（C,N）的析出速率對應(yīng)變很敏感，應(yīng)變可以有效加速其析出。增大其變形量，能增加沉淀強(qiáng)化的析出物析出。待溫時間越長、待溫溫度越高，微合金越易析出。冷卻速度的影響：對于Ti，當(dāng)含量小于0.02%時，與N完全結(jié)合，冷卻速度不影響其析出，當(dāng)大于0.02%時，冷卻速度越大，微合金析出越多，強(qiáng)度越高。V的析出與冷卻速度關(guān)系不大。冷速非常高（如淬

52、火）時，原子的擴(kuò)散受到抑制，從而會抑制碳氮化物的析出，在較低冷速，較高終冷溫度下，Nb發(fā)生相間析出。4微合金元素在鐵素體中的析出特點(diǎn)。-微合金元素碳氮化物在鐵素體中析出特性與奧氏體-鐵素體轉(zhuǎn)變特性有關(guān)：（1）若鐵素體呈多邊形（形成溫度高），Nb（C,N）和V（C,N）析出通常呈相間析出。所謂相間析出，就是析出物沿丫一a相變界面前沿析出，當(dāng)相界面移動到新位置時，析出物被留在相界面后面，呈片層狀排列，最終組織由大量析出物片層組成，每一片層代表相變過程中相界面的位置。只有在特定的冷卻方式下才能發(fā)生相間析出：較低冷速，較高終冷溫度。（2）當(dāng)相變完成后，微合金元素在體心立方結(jié)構(gòu)的基體中充分析出，析出物更

53、均勻彌散分布，這樣析出物起析出強(qiáng)化效果。-在鐵素體區(qū)析出的析出物，通過強(qiáng)烈的析出強(qiáng)化使微合金鋼強(qiáng)度可以成百兆帕地提高，析出強(qiáng)化效果僅次于細(xì)晶強(qiáng)化方式。右：等溫條件下，V的碳氮化物在鐵素體中的析出溫度范圍為800500r，相間沉淀析出鼻尖溫度在700r；隨溫度降低或冷速加快，析出物尺寸變細(xì)；溫度進(jìn)一步降低，將發(fā)生在基體上均勻析出或位錯線上析出，基體上析出一般呈片狀，位錯線上析出一般呈球形。由于均勻析出和位錯線析出溫度比相間析出溫度低，其析出尺寸更細(xì)，沉淀強(qiáng)化效果更明顯。-冷速非常高（如淬火）時，原子的擴(kuò)散受到抑制，從而會抑制碳氮化物的析出，因此，在控軋控冷過程中，加速冷卻至600C后緩冷或空冷，

54、其作用之一為控制相變，另一個作用是有利于低溫條件下微合金碳氮化物的析出。-微合金元素碳氮化物在鐵素體中固溶度積非常小，理論計(jì)算得到，600C以下，NbC在鐵素體中的平衡固溶度積小于10-7,因此可以認(rèn)為600r以下鈮幾乎可以全部析出。5. 微合金元素在奧氏體中的析出特點(diǎn)。-溶質(zhì)Nb只能在短時間內(nèi)抑制再結(jié)晶，而析出Nb可在較長時間內(nèi)抑制再結(jié)晶。-對再結(jié)晶奧氏體中的析出研究表明，析出動力學(xué)過程非常緩慢。-奧氏體中沉淀析出的微合金碳氮化物將優(yōu)先在奧氏體的晶體缺陷處，如晶界，堆垛層錯，亞晶界，位錯/位錯墻，變形帶等處形核沉淀。-晶界和亞晶界上沉淀析出的微合金碳氮化物能有效地釘扎晶界和亞晶界使其難于運(yùn)動，比均勻分布的微合金碳氮化物更為有效地阻止奧氏體晶粒粗化。然而，晶界或亞晶界上沉淀析出的微合金碳氮化合物本身并不能使鋼材強(qiáng)韌化，反而在很大程度上使鋼的韌、塑性明顯降低。-晶界亞晶界上沉淀