弹性变形与塑性变形的区别
弹性变形：可逆性：材料尺
寸只发生暂时性改变，外力
撤除，变形消失；单值性σ
=Eε，τ=Gγ；应力应变
成比例；全程性：弹性变形
持续至材料断裂前；弹性变
形的实质：金属原子自平衡
位置产生可逆位移。塑性变
形：不可逆性：材料发生的
不可逆的永久性变形；应力
与应变的关系偏离虎克定律；
先进性弹性变形，当达到屈
服极限后发生塑性变形；塑
性变形的主要机制为滑移和
孪生。在拉伸应力应变曲线
上标出试样产生颈缩的位置
，并分析其成因。
颈缩位置为工程应力应变曲
线的最高点即抗拉强度点。
颈缩是均匀塑性变形和不均
匀塑性变形（集中塑性变形）
二者取一的结果。当加工硬化
使材料强度增加不足以抵偿横
断面积减少造成承载能力下降
时，便会产生集中变形，出现
细颈。塑性变形产生两个变化，
一是加工硬化，二是横截面积
减小。金属在拉伸试验时塑性
变形是由一段段变形实现的。
每段变形由开始、变形、停止
、转出完成的，如果某一段
塑性变形停不了，转不出这
段就要发生集中塑性变形颈缩。
韧窝的尺寸、深度与金属材料
韧性的关系韧窝大小、深浅及
数量取决于材料断裂时夹杂物
或第二相粒子的大小、间距、
数量及材料的塑性和形变强化
指数以及外加应力的大小和状态
如果夹杂物或第二相粒子多，
材料的塑性和韧性较差则断口上
形成的韧窝尺寸较小也较浅。反
之则韧窝较大较深。成核的密度
大、间距小，则韧窝的尺寸小。
在材料的塑性及其它试验条件
相同的情况下，第二相粒子大，
韧窝也大；粒子小、韧窝也小。
韧窝的深度主要受材料塑性变形
能力的影响。材料的塑性变形能
力大，韧窝深度大，反之韧窝深
度小。温度与应变速率也影响韧
窝的大小及深浅。温度低材料的
塑性和韧性差，韧窝尺寸小，深
度浅。应变速率大，韧窝大小及
深浅均变小。在压应力作用下，
内颈缩容易产生，韧窝较深，在
一定程度反映其塑性和韧性较好
；在拉应力条件下，韧窝较浅，
表现出相对较差的塑性和韧性。
提高金属材料的韧性的途径有哪？
减少诱发微孔的组成相，如减少
第二相量；提高基体塑性，从而
可增大在基体上的裂纹扩展的能量
消耗；增高组织的塑性形变均匀性
，这主要为减少应力集中；减少
夹杂物的含量，避免晶界的弱化，
以防止裂纹沿晶界的形核与传播；
加入某些可促进在低温下交滑移
的元素；在一定程度上细化晶粒；
通过热处理工艺，使第二相粒子
弥散地分布在基体上；采取大的
变形量，是材料内部原有的微裂纹
愈合，抑制裂纹的形核；提高机体
组织的塑性；提高组织的均匀性；
在钢中加入一定含量的Ni元素，
降低韧脆转变温度；金属材料强
化机制主要有哪些，并对比其
对金属材料强韧性的贡献。
位错强化（冷加工硬化、形变强化）：
位错密度越高，不可动位错越多，
塑性变形时位错运动的交互作用以
及阻碍作用越强，强度越高，
是金属强化的主要手段。位错
对金属材料塑性和韧性的作用
是双重的，位错的合并以及在
障碍处的塞积会促使裂纹形核；
而位错在裂纹尖端塑性区内的
移动则可以环节尖端的应力集
中，提高裂纹扩展的临界应力，
因此凡能提高裂纹扩展临界应
力的因素都能使塑性、韧性提
高。提高可动位错密度对塑性
和韧性有利。但总体上来说，
位错强化的同时会使韧性下降。
固溶强化：一般来说，固溶体
的强度总高于纯金属的强度主
要是阻碍位错的运动使金属的
强度得到提高，强度的提高与
固溶度密切相关。强化效果越
显著，塑性和韧性下降越显著。
所以在提高金属强度的同时又
不会使塑性下降太多时，要适
当控制固溶体中溶质元素的含
量。第二相粒子沉淀强化（析
出强化）：在变形的过程中阻碍
位错的运动，位错绕过或切过第
二相粒子，这一过程要消耗能量
，故要提提高外加应力，造成金
属的强化。第二相粒子对钢的塑
性和韧性有危害作用，主要是断
裂时，造成空坑的形成；同时第
二相粒子的分布状况和形状直接
影响其塑性和韧性，所以在采用
第二相强化时，可以采用一定的
手段来改善的材料的塑性和韧性。
相变强化（组织强化）：生成贝
氏体或者马氏体强度提高，韧性
降低。对于弥散分布的马奥岛，
韧性相对比较好。细晶强化：
在提高金属强度的同时，会使
材料的塑性与韧性同时提高。
对比均匀间隙固溶强化与第二
相沉淀粒子强化共同点：1.都出
现位错遇到间隙原子或第二相粒
子而受到阻挡且发生弯曲的
现象，因此都要求额外增加切应
力以抵消由于位错弯曲所引起的
线张力的改变。2均可引出下式：。
3.强化贡献均反比于
原子间距或粒子间距的变化。
不同点：1.作为位错运动的障碍，
单个第二相粒子的强化作用要高
于单个间隙固溶原子。位错在第
二相粒子处绕转角θ大于间隙原
子处,因此所需临界切应力较大。
2.间隙固溶强化要求一定的浓度,
且间隙原子可造成强烈的点阵不
对称畸变.而不可形变粒子强化时
一般粒子体积分量相对较小,粒子
间距也相对较大，因此间隙固溶
也可以取得更高强化效果。对比
间隙固溶强化与置换固溶强化
溶质原子的固溶同时提高屈服
强度和抗拉强度,其作用在很大
程度上取决于溶质原子与溶剂
原子的半径差,其次是它们的弹性
行为。铁素体在力学性能上的一
个重要特点是对其中微量杂质、
主要是间隙杂质极为敏感，所以
铁素体的间隙固溶强化效应异常
显著，但由此而导致的塑性和韧
性的损害也最严重。2.置换固溶
强化比间隙固溶强化小一个数量
级，且提高冷脆转变温度。Si每
使屈服强度增加15MPa要引起
ITT上升8℃。终轧后冷速较大
或构件截面较小时，在含有置换
固溶元素的钢中的等轴铁素体可
能成为条状贝氏体铁素体，甚至
条状马氏体，因而削弱塑性。有
的置换固溶元素也对韧性有益，
如Mn、Al：Mn在铁素体中的固
溶约为30MPa。Mn可降低奥氏
体冷却相变温度，造成等轴铁
素体晶粒的细化。Al与氮原子
有较高结合能，可夺走固溶体
中N间隙原子，起净化铁素体
作用，改善铁素体冲击性能。
3.室温下，α-Fe置换固溶以Si
、Cu、Mn和Mo，特别是Si
强化效果好,Cr则起软化作用。
而Si、Mn、Ni在150K出现
软化.奥氏体置换固溶铁素体
形成元素如W、Mo、V、Si
有较大强化作用。4.α-Fe的间
隙固溶原子可与刃位错和螺位
错产生交互作用而构成Cottrell
气团和Snoek气团。二者作用
一样强烈。 Cottrell气团是α-Fe
低温强化的主要机制,中温区主
要是Snoek气团和玲木气团强化
5.置换固溶不具有被螺位错应力
场诱发而构成短程有序分布的条
件，置换固溶原子不阻碍螺位错
运动。试述双相组织强化的规律。
如果其中一个相的体积分量很大
时,它对合金性能的作用即上升
为支配地位。α+P钢屈服强度：
。双相组织强化与其中一
个组成相相对于位错运动的阻碍
作用有关，，：α+P中层片
珠光体的层片间距；：当铁素体
的屈服强度；n=1或1/2。如果双
相组织是由两个强韧性相差悬殊
的相组成,并在其中一个相形成时
有较大的比容改变,则应考虑高强
度相对低强度相塑性变形的约束
作用,从而引起低强度相额外的加
工硬化.如铁素体-马氏体双相钢。
细化晶粒不仅能提高材料的强度
，还可以改善材料的塑性和韧性。
晶粒尺寸小，晶粒内空位数量和
位错数量少，位错与空位、位错
间的弹性交互作用机会少，位错
更易于运动，表现出良好塑性。
位错数量少，塞积位错数量少，
只能造成轻度应力集中应力场，
从而推迟微孔和微裂纹的萌生，
增大断裂应变。细晶粒为同时在
更多晶粒内开动位错和增殖位错
提供了机会，使塑性变形更均匀。
细晶粒为产生塑性变形所要求的
晶粒转动也较小。细晶材料同时
提高加工硬化作用和流变应力，
由细化晶粒引起的加工硬化和流
变应力的变化幅度接近，因此真
实均匀应变没有改变。相邻晶界
是以大角度间界相界的，当裂纹
穿越晶界进入相邻晶粒，必改变
扩展方向，晶粒越细，为裂纹扩
展所消耗的能量越高，因此细晶
组织具有较高的断裂韧性。形变
诱导铁素体相变的关键因素及
应力应变曲线特征
形变诱导铁素体相是指在变形中
完成的、可获得超细晶粒的动态
相变过程。。形变诱导铁素体相变
的本质是奥氏体向铁素体转变发
生在形变过程中，因此化学成分、
奥氏体晶粒尺寸、变形温度、变
形速率、变形程度、变形方式以
及道次间隔时间成为影响DIFT
的关键因素。对于真应力应变曲
线来说，随着变形量的增加，其
真应力不是一直上升的，也就是
说发生DIFT之后，使其变形抗
力下降。 动态再结晶分为两种：
连续动态再结晶：（εc <εr）
εc为动态再结晶临界变形量；
εr为由形核到完成动态再结晶
的应变量； 奥氏体几轮动态再
结晶同时发生。间断动态再结晶：
（εc > εr），由于εr较小，
奥氏体一旦发生动态再结晶，不
需要太大的变形量。第一轮动态
再结晶完成后，已发生再结晶的
晶粒还需继续变形，才能发生
第二轮动态再结晶。
如何控制再结晶后的晶粒尺寸
（一）变形程度的控制。变形
程度较小时，形变储存能小，
不足以引起再结晶，所以晶粒
大小没有变化；当变形程度达
到一定数值之后，未达到临界
变形程度，变形程度不大，但
G/N大，故形成粗大晶粒；当
达到临界变形程度后，随着变
形程度的增加，G和N均增大
，G/N值较小，故晶粒逐渐细化
，当达到一定变形程度之后，随
变形程度的增加，晶粒尺寸不再
发生变化；但是对于某些具有二
次再结晶的合金，当变形程度很
大时，又会出现晶粒长大的现象
。（二）原始晶粒尺寸的影响。
当变形量一定时，原始晶粒越细小
，再结晶后的晶粒越细小，主要
是形核点多的缘故。（三）合金
元素及杂质的影响，合金中的合
金元素及杂质的存在，一方面增
加形变储存能，另一方面阻碍晶
界的运动，一般具有细化晶粒的
作用。（四）变形温度的影响。温
度越高，回复越容易进行，形变
储存能越低，再结晶越不容易进
行，晶粒粗化。影响再结晶的因素
影响再结晶温度的因素：1.变形
程度的影响。金属的变形程度
越大，形变储存能越多，再结晶
的驱动力越大，使再结晶温度降
低，容易发生再结晶，当变形程度
达到一定数值后，再结晶温度趋于
一定值，当变形程度小到一定程度
时，再结晶温度趋于合金熔点，即
不会发生再结晶；2.加热速度的影
响。一方面加热速度过低，金属有
足够的时间进行回复，形变储存能
降低，使再结晶温度升高，另一方
面，加热速度过大，也会使再结晶
温度升高，其原因是：再结晶的形
核和长大需要时间来扩散，加热速
度过大，会推迟使之在更高的温度
下进行再结晶，此再结晶温度因素
影响再结晶。3.原始晶粒大小的影
响，原始晶粒越大，再结晶过程
越不容易发生。对于动态再结晶：
提高应变速率，可以明显推迟
动态再结晶的发生；b. 加热温度
低，变形时原始奥氏体晶粒尺寸小，
发生动态再结晶所需变形量相对小，
孕育期短，相对容易发生动态再结
晶。再结晶的形核机制
1.晶界突出形核机制，也叫晶界弓
出形核机制；2.亚晶合并机制；3.
亚晶吞食形核机制。有时将2，3
合并称为亚晶长大形核机制。
影响形变奥氏体再结晶的因素
形变温度：对于热轧钢材来说，
形变温度（即再结晶保温温度）
对再结晶形核率和长大速率的影
响都是指数关系的，温度越高，
再结晶将迅速的进行，且其影响
十分显著。形变量：形变量是影
响应变存储能的最主要因素，形
变量越大，形变存储能越大。形
变存储能越大，再结晶形核和长
大速率均越大。形变速率：形变
速率越大，形变存储能越大。但
是高应变速率对于静态再结晶影
响较小。溶质原子与第二相质点：
溶质原子特别是基体点阵产生较
大畸变的某些置换固溶原子，将
显著地阻止奥氏体的再结晶；固
溶Nb原子对再结晶的阻碍作用
最为显著，约0.04%的Nb可使
再结晶推迟2~3个数量级。（固
溶拖曳）第二相质点对再结晶的
作用与第二相质点的尺寸和体
积分数有关。尺寸大于100nm
的第二相质点，由于增大形变
存储能和提供再结晶形核位置，
加速再结晶；尺寸小于20nm的
第二相质点，由于钉扎作用，阻
碍再结晶；尺寸在20nm~100nm
之间的第二相质点，不显著。
超级钢技术的主要强化机制及
其发展情况?主要强化机制为细
晶强化：充分利用奥氏体动态再
结晶（γ-DRX）的晶粒细化及晶
粒大小均匀化的作用，采用大
变形、低Td、高 ，达到细化晶
粒的目的；充分利用奥氏体未再结
晶区轧制，得到硬化的奥氏体晶粒
，为静态再结晶提供更多的形核点
，达到细化晶粒的目的。临界点
（A3）轧制，形变诱导铁素体相
变（DIFT），相变前移，在单相区
轧制中相变。.为什么选用Nb、V、
Ti作为钢中的微合金化元素？
Nb、V、Ti在钢中存在形式有两种：
固溶和化合物形态。其中，化合物
形态分为两种：(1) 未溶的化合物
(一般为Nb/Ti的化合物)，其尺寸较
大，对晶粒细化作用不大；(2)加工
过程中以及冷却过程中沉淀析出的
化合物。高温时能够抑制再结晶并
阻止晶粒长大，低温时起沉淀强化
作用。固溶微合金元素作用：溶质“
拖曳”微合金元素化合物作用：“钉
扎”晶界、位错运动。高温主要析
出物是TiN，随温度降低，析出主
要是Nb(C,N)，所以，高温奥氏体
中主要析出物是复合的(Ti,Nb)(C,N)。
钢中的析出粒子通常为包心特征，
高温析出的富Ti、N化合物先形成，
后随温度降低依次形成的Nb、V析
出相富集在其外部。也就是说，先
形成的TiN(或(Ti,Nb)(C,N))可以作
为低温析出相的核心。TiN在奥氏
体中几乎不溶解。这些氮化钛可在
热加工前的再加热过程抑制奥氏体
晶粒长大，以及焊接过程中，抑制
热影响区奥氏体的晶粒长大。铌是
最有效的细化晶粒微合金化元素。
它的细化效果是通过控制奥氏体晶
粒而实现的。在热轧时的奥氏体变
形过程中推迟再结晶而产生晶粒细
化，这是任何热处理工艺都做不到
的。形成TiN消除了钢中的自由氮
，对钢的韧性是有益的为什么在
TMCP工艺中把水称为“最廉价
的合金元素”？通过控制冷却的手
段，一方面可以起到细化晶粒的效
果，另一方面可以改变相变途径，
在一定程度上可以在尽量少加合金
元素的基础上，通过冷却手段达到
添加合金元素的效果。1.加速冷却
可提高相变驱动力、降低Ar3温度
、使铁素体细化；2.促使强韧性的低
碳贝氏体形成并呈岛状弥散分布，
提高钢材强度；3.铁素体细化的同时
珠光体也得到细化，珠光体片层间距
减小，带状组织基本消失；4.在不降
低强度的前提下，可减少钢中碳当量，
有利于改善焊接性能。
.固态相变和液固相变有何异同点？
不同点：液固相变：通过原子的扩散
进行相变；凝固过程中有大量的结晶
潜热释放；内部基本上无弹性应变产
生小，可以忽略；固态相变：分为扩
散、半扩散和非扩散相变；相变过程
基本上无潜热释放；由于新旧相比容
差和晶粒取向差，在晶胚及其周围区
域产生弹性应力场，产生相变阻力；
可以在晶体的缺陷处形核。相同点：
相变过程均为形核与长大的过程；均
需要一定的过冷度，提供形核驱动力；
均是晶胚达到临界形核半径时，才有
可能变为晶核；均存在成分过冷和成
分起伏；均存在均质形核和非均质
核。固态相变的特点
相变阻力大；新相晶核与母相晶核
之间存在一定的晶体学位向关系；
母相晶体缺陷处对相变起促进作用；
易于出现过渡相。
扩散型和无扩散型相变各有那些特征
扩散型相变：在化学位的驱动下，
旧相原子单个地、无序地、统计地
越过相界面进入新相；在新相中原
子打乱重排，新旧相原子排列顺序
不同，界面不断向旧相推移。对于
界面控制的扩散型相变，界面推移
速度 。非扩散型相变：如
M转变，新旧相结构不同，但化学
成分相同；M相变界面的推移速度
与原子的热激活跃迁因素无关；相
界面处母相一侧的原子不是单个地、
无序地、统计地越过界面进入新
相，而是集体定向的协同位移；相
界面推移过程中保持共格关系。
晶粒长大驱动力，晶粒长大时界
面移动方向与晶核长大时的界面移
动方向有何不同？晶粒长大的驱动
力 与界面能 成
正比与界面曲率半径R成反比。晶
粒长大时界面的推移方向为大晶粒
向小晶粒，原因：大小晶粒的界面
处，小晶粒以较小的曲率半径凸出
于大晶粒内部，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越
大，则小晶粒不断迅速地被吃掉，
界面由大晶粒向小晶粒推进；晶
核长大时的界面的推移方向有新
相向母相推进，这是因为对于达到
临界形核半径的晶胚，母相原子
越过界面向新相跃迁时，会使系统
自由能下降，是一个自发过程，故
界面由新相推向母相。概念：固态
相变；平衡转变；扩散型相变；均
匀形核；形核率固态相变：指当外
界条件如温度、压力等
发生变化时，物相在某一特定条件
下发生的突变；平衡转变：在极为
缓慢的加热或冷却条件下形成符合
状态图的平衡组织的相的转变；扩
散型相变：固态相变发生相的晶体
结构的改造或化学成分的调整，需
要原子迁移才能完成，若原子的迁
移造成原有原子邻居关系的破坏，
属于扩散型相变；均匀形核：固态
相变增加了表面能、弹性应变能、
缺陷能等，晶体缺陷具有能量 ，
对形核具有一定的影响，当=0时，
晶核均匀形成，为均匀形核；形核
率:单位时间、单位体积母相中形
成新相晶核的数目。说明亚共析钢
的加热转变过程对于F+P的亚共析
刚，加热时，转变开始线与共析刚
转变开始线基本上一致；至于转变
终了线，在Ac3温度以上，也是随
着过热度的增加，转变终了线移向
时间短的一侧，这与共析刚的转变
终了线变化趋势一致；但在Ac1-Ac3
温度之间，转变终了线并不是随着
过热度的增加单调地移向时间短的
一侧，而是曲线向相反的方向延伸，
呈现复杂的非线性关系。
试说明临界点A1、A3、Acm与加
热冷却过程中临界点之间有何关系？
A1、A3和Acm线是钢在缓慢加热或
冷却过程中组织转变的临界点，实
际上，钢进行热处理时组织转变并
不按Fe-C相图所示的平衡温度进行
，通常有不同程度的滞后，并且是
加热冷却速度越快滞后现象越严重，
亦即加热时的临界点和冷却时的临
界点与平衡温度点差别越大。加热
时的临界点为Ac1、Ac3和Accm，
且在平衡临界点上方，冷却时的临
界点为Ar1、Ar3和Arcm，且在平
衡温度点的下方。并且共析点也会
发生左右平移现象，偏离共析成分
点0.77%C。.何谓晶粒，晶粒为什么
长大，细化奥氏体晶粒的措施有那些？
结晶物质在生长过程中，由于受到外
界空间的限制，未能发育成具有规则
形态的晶体，而只是结晶成颗粒状，
称晶粒。大小晶粒的界面处，小晶粒
以较小的曲率半径凸出于大晶
粒内部，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， 越大，则小晶粒
不断迅速地被吃掉，出现晶粒的长大
现象。降低元素的扩散系数因素，可
以延缓晶粒粗化，如降低加热温度或
增加原子扩散激活能；界面处第二相
粒子钉扎位错，阻碍晶界迁移；降低
界面能，减小驱动力；使晶粒的大小
尽可能的均匀，降低晶界两侧的驱
动力大小的差异。共析钢的奥氏体形
成过程，为什么铁素体先消失，部分
渗碳体未溶解完毕？奥氏体晶粒长大
是通过渗碳体的溶解、碳在奥氏体和
铁素体中的扩散和铁素体继续向奥氏
体转变而进行的。由于铁素体与奥氏
体相界面上的浓度差远小于渗碳体与
奥氏体相界面上的浓度差，使铁素体
向奥氏体的转变速度比渗碳体溶解的
速度快得多，因此，珠光体中的铁素
体总是首先消失。连续加热时，奥氏
体形成特点是什么？在连续加热的过
程中，在形成奥氏体的同时，温度还
在不断升高。P转变为A要洗手相变
潜热，A升温过程也要吸收热量，只是
供给热量大于相变消耗热量。与等温转
变不同，具有以下特点：奥氏体转变是
在一个温度范围为内；奥氏体成分的不
均匀性随加热速度的增大而增大；奥氏
体起始晶粒随着加热速度的增加而细化。
.影响珠光体片间距的因素有哪些？
1.转变温度：随着冷却速度的增大，过
冷度越大，片层间距越小。这是由于温
度愈低，碳原子扩散速度越小；过冷度
越大，形核率越高。2.过冷A晶粒的大
小，晶粒越小，形核点越多，在一定程
度上影响片间距，但此因素与P片间
距关系不大。.影响非平衡组织加热转
变的因素。对于非平衡组织，加热转变
不仅与加热前的组织状态有关，而且与
加热过程有关，因为非平衡组织加热过
程中要发生从非平衡到平衡或准平衡组
织状态的转变，而转变的程度又与钢件
的化学成分及加热速度有关。与平衡组
织相比，非平衡组织具有以下特征：可
能存在残余奥氏体；α相的成分和状态；
碳化物的种类、形状、大小、数量级分
布也不同。所以说加热速度是一个极为
重要的影响因素。.过冷奥氏体在什么条
件下形成片状珠光体，什么条件下形成
粒状珠光体（以及获得粒状P的途径）？
片状珠光体的形成条件：一是将钢进行
充分的A化，成为成分均匀的A；二是
在近于平衡的缓慢冷却条件下，含碳量
0.77%的奥氏体在下形成的珠光体或者
在较高奥氏体化温度下形成的均匀奥氏
体于A1—550℃之间温度等温时也能形
成片状珠光体。P转变温度的高低影响
着P的片间距。粒状珠光体形成的条件
：一是将钢进行特定的A化，即加热温
度低，保温时间短，没有使之进行充分
的A化，形成成分不均匀的A，就会存
在许多富C区，成为过冷A分解时的形
核点；二是特定的冷却条件，使A在A1
线稍下较高的温度下等温分解。获得粒
状P的途径：一是加热转变不充分存在
尚未溶解的碳化物颗粒，然后将过冷奥
氏体换冷得到；二是片状P球化退火得
到；三是M、B在A1稍下高温回火得到。
试述马氏体相变的主要特征及马氏体相
变的判据。主要特征：无需扩散性；不
变平面应变的晶格改组；存在惯习面；
相变伴有大量的亚结构，即极高密度的
警惕缺陷；相变诱发特有的浮凸现象。
判据：不变平面应变的晶格改组；无
需扩散；相变伴生极高密度的晶体缺
陷：孪晶、位错、位错、层错等亚结构
马氏体的定义？
答：M是原子经无需扩散切变位移的
不变平面应变的晶格改组过程，得到
的具有严格晶体学关系和惯习面，形
成相中伴有极高密度位错、层错或精
细孪晶等晶体缺陷的整合组织。
.扩散学派和切变学派给贝氏体的定义
有那些，试分析这些定义？
切变学派的定义：B是指中文转变时
形成的针状分解产物，具有针状组织
形貌、浮凸效应、有自己的TTT图和
Bs点三个特征，将B定义为：F和碳
化物的非层片状混合组织。此定义不
妥：一是不是混合而是整合，混合系
统没有子组织功能；二是F和碳化物
的非片层状组织不是B特有的。扩散
学派的定义：B为扩散的、非协作的
两种沉淀相竞争台阶生长的共析分解
产物。此定义不妥：一是把B看作共
析分解产物，不能把B转变看为共析
分解；二是转变性质不同，B与P分
解有着本质上的区别。贝氏体相变与
珠光体共析分解的组织形貌和亚结构。
P由F和Fe3C两相组成，B可以有F+
Fe3C、F+残留A、F+M/A、F+Fe3C+A+M
等组成；P晶核为两相（F+Fe3C），B为
单相晶核（BF）；P为A共析分解的产物
，B非共析分解；P分解在晶界处形核，
B相变可在晶界和晶粒内部形核；P是在
高温区分解得到近似平衡的组织，B为
中温区非平衡相变产物；P中的F可以
为片状或粒状；P中的F和Fe3C成一
定的比例，B中没有固定的比例关系。
P中的亚结构较少，位错密度低，B中
有许多亚结构，位错密度极高。
贝氏体相变与马氏体相变的异同点。
相同点：1.均存在晶体缺陷；2.存在
以非简单指数晶面为不变平面，即存
在惯习面；3.相变引发特有的浮凸现
象；4.M和B相变均为非平衡相变；
不同点：1.晶体缺陷的密度不同，M
相变中有极高密度的位错，B相变中
位错密度相对较低；2.B中的浮凸呈
帐篷状，形貌不同于M；3.M相变为
不变平面应变的晶格改组；4.M相变
无扩散性，B相变为半扩散型相变；
5.M相变在低温区进行，转变速度比
较快，B相变在中温区进行，具有一
定的孕育期；6.M相变无成分改变，
仅仅是晶格改组，B相变有成分的改
变；7.相变后的组织不一样；8.M相变
界面为切变共格界面，B相变界面为
非共格弯曲面。.试述贝氏体转变的动
力学特点。a．与M长大速度（近声速
）相比，B转变速度较慢；b. 在许多
合金钢中，B转变TTT图不与珠光体
的C-曲线重叠，两曲线分开，并形成
河湾区；c. 许多合金钢的B相变有一
个明显的上限温度，即所谓的Bs点，
在此温度等温，A不能全部转变为B。
试述片状珠光体形成的过程
过冷奥氏体中贫碳区和富碳区是珠光
体共析分解的一个必要条件。在过冷奥
氏体中出现的贫碳区和富碳区的涨落，
再加上随机出现的结构涨落和能量涨落
，一旦满足形核条件时，则在贫碳区形
成铁素体的同时，在富碳区也构建渗碳
体，二者同时同步，共析共生，非线性
相互作用，互为因果，形成一个珠光体
晶核。这种演化机制属于放大型的因果
正反馈作用，它使微小的随机涨落经过
连续的相互作用逐渐增强，而使原奥氏
体系统瓦解，建构新的稳定结构珠光体
系统。因此珠光体形成时，是铁素体和
渗碳体共析共生，同步形核的整合和机
制，不存在领先相。珠光体形核后，铁
素体片和渗碳体片将同时长大，它们各
侧的奥氏体中碳浓度将有不同趋势的变
化。铁素体旁侧的奥氏体中富碳，有利
于渗碳体的形成，同理，渗碳体侧贫碳，
有利于铁素体的形成。这样就交互形成
了铁素体片和珠光体片，二者互为因果，
非线性相互作用，重复进行，迅速沿着
晶界展宽，使珠光体团长大，珠光体端
向长大依靠铁素体和渗碳体的协同长大
进行，这样，由一个珠光体核长大而成
为平行片区的珠光体领域。
珠光体形成的动力学因素（仅供参考）
珠光体的形成动力学是指珠光体转变速
度问题，其转变速度主要取决于形核率
和线长大速度。形核率N与长大速度v
与转变温度具有极大值的特征，也就是
说N和v随着过冷度的增加先增加后减
小，这是因为，随着过冷度的增加，相
变驱动力大，故N和v都大；另外过冷
度大，转变温度低，奥氏体中碳浓度梯
度大，形成珠光体片间距小，扩散距离
小，同样会促使N和v增加，但是随着
温度的继续降低，原子扩散的热激活能
降低，使得N和v下降（形核和长大均
是一个扩散过程）。N还与转变时间有关
，随着等温时间的延长，晶界形核很快
达到饱和，使N下降，但v与等温时间
无关，仅与温度有关。多晶体塑性变形
的特点及过程特点：1）不同时性：软取
向先滑移2）相互协调性3）不均匀性。
过程：滑移首先在取向有利的晶粒中发
生→扩展→终止在晶界；晶界和晶粒间
取向差共同作用的结果：相邻晶粒取向差
↑，晶界处原子排列紊乱↑，畸能↑，阻
碍↑。滑移转入相邻晶粒时阻力↑。多晶
体屈服的实质：滑移越过晶界。多晶体屈
服条件：滑移从一个晶粒传到另一晶粒。
细晶强化：晶粒越细，屈服强度越高。
.单晶体塑性变形的特点
特点1)塑性变形是位错运动的结果。塑性
变形不是整体滑移造成的，而是在远远低
于整体滑移切应力的位错滑移阻力被克服
、位错率先滑移来实现的，位错滑移是逐
步滑移。2）位错滑移的切应力极小；
3）切变强度由位错源开动四个阻力组成，
即位错晶格阻力：位错源开动的阻力，即
平行位错间的弹性互作用力垂直交割作用
4）塑性变形中伴有弹性变形和加工硬化；
5）位错运动阻力对温度敏感
4 塑性变形由三个阶段组成
I阶段——易滑移阶段：当t达到晶体的
tc后，应力增加不多，便能产生相当大的
变形。此段接近于直线，其斜率q I（ 或 ）
即加工硬化率低，一般q I为～10-4G数量
级（G为材料的切变模量）。 Ⅱ阶段——线
性硬化阶段：随着应变量增加，应力线性增
长，此段也呈直线，且斜率较大，加工硬化
十分显著，qⅡ ≈G/300，近乎常数。 Ⅲ阶
段——抛物线型硬化阶段：随应变增加，应
力上升缓慢，呈抛物线型，qⅢ逐渐下降。
.韧性断裂的特点:
1)是一种高能量的吸收过程； 2)多裂纹源；
3)裂纹扩展的临界应力大于裂纹形核的临
界应力,因此是缓慢的撕裂过程；4)裂纹不
断生成、扩展和集聚,变形一旦停止,裂纹
的扩展也随着停止。回复机理
1.钢在热加工中所以存在有回复过程，其
原因是，高温的奥氏体区域是空位的生成
和扩散频繁的温度区域，易于发生位错攀
移运动、滑移运动、形成亚晶粒、亚晶界的
运动以及晶界运动等现象。2.低温回复主要
涉及点缺陷的运动。空位或间隙原子移动到
晶界或位错处消失，空位与间隙原子的相
遇复合，空位集结形成空位对或空位片，
使点缺陷密度大大下降。3.中温回复时，随
温度升高，原子活动能力增强，位错可以在
滑移面上猾移或交滑移，使异号位错相通相
消，位错密度下降，位错缠结内部重新排列
组合，使亚晶规整化。 .
.奥氏体高温变形过程的两个阶段（自己简答）
在变形过程中发生加工硬化和软化两个过程。
这两个过程的不断交替进行保证变形得到顺
利发展。在变形初期，变形速率由零增加到
所采用的变形速率ε，随着变形的进行，位
错密度(ρ) 将不断增加，产生加工硬化，并
且加工硬化速率较快，使变形应力迅速上升。
第一阶段：由于变形在高温下进行，位错在
变形过程中通过交滑移和攀移的方式运动，
使部分位错相互抵消，使材料得到回复。由
于这种回复随加工硬化发生，故称之为动态
回复。当位错排列并发展到一定程度后，形
成清晰的亚晶，称之为动态多边形化。动态
回复和动态多边化使加工硬化的材料发生软
化。随着变形量的增加，位错密度增大，位
错消失的速度也加快，反映在真应力－真应
变曲线上，就是随变形量的增加，加工硬化
逐渐减弱。在第一阶段中，总的趋势是加工
硬化超过动态软化，随着变形量的增加，应
力不断提高，称之为动态回复阶段。在一定
条件下，当变形进行到一定程度时，加工硬
化和动态软化相平衡，反映在应力-应变曲线
上是随着变形量的增大，应力值趋于一定值
（动态回复应力应变曲线特征）。第二阶段：
在第一阶段动态软化不能完全抵消加工硬化
。随着变形量的增加，位错密度继续增加，
内部储存能也继续增加。当变形量达到一定
程度时，将使奥氏体发生另一种转变—动态
再结晶。动态再结晶的发生与发展，使更多
的位错消失，奥氏体的变形抗力下降，直到
奥氏体全部发生了动态再结晶，应力达到了
稳定值。即第二阶段变形。曲线表明，奥氏
体发生动态再结晶有一临界变形量，只有达
到这一变形量时，才能发生动态再结晶。
热加工后软化曲线的分析当变形程度小于发
生静态再结晶的临界变形程度 (曲线a)时，
变形停止后，软化立即发生。这个软化是由
静态回复引起的，约在100秒钟内结束。当
此温度下继续保温时，软化量不再增多。
当变形程度大于静态再结晶的临界变形程度，
但小于动态再结晶的临界变形程度(曲线b)时，
第一阶段是由于静态回复产生的，约在100
秒钟结束，软化率上升到45%。如果继续保
持高温，在长时间的孕育期之后发生第二阶
段的软化，即发生静态再结晶。软化率达到
100%，即原来热加工形成的加工硬化结构全
部消除，形成了新的位销密度相当低的晶粒。
当变形程度刚超过动态再结晶的临界变形程
度 (曲线c)时，软化过程分三个阶段，即第
一阶段为静态回复，第二阶段为亚动态再结
晶，第三阶段为静态再结晶。在曲线上有二
个平台，其中第一个平台的前一段曲线属于
静态回复，后一段曲线为亚动态再结晶。亚
动态再结晶不需要孕育期，它是原来的动态
再结晶晶核的继续长大。
变形达到稳定阶段后(曲线d)，变形停止。
软化过程由两个阶段所组戊。第一阶段为静
态回复，第二阶段为亚动态再结晶。在曲线d
上仅出现拐点，这表示了亚动态再结晶不需要
孕育期。由于热加工变形量很大，发生很多动
态再结晶核心，变形停止后这些核心很快继续
长大，生成无位错的晶粒，消除全部加工硬化
，因此，不发生静态再结晶的软化过程。
.再结晶规则
需要超过某个最小的形变才能发生再结晶。
形变量越大，发生再结晶的温度越低。
延长保温时间，将降低再结晶温度。
再结晶完成时的晶粒尺寸主要取决于形变量，
与保温温度的关系不大。
原始晶粒尺寸越大，再结晶越不容易发生。
或者说，在同样的再结晶温度和时间内完
成再结晶，所需的加工变形量越大。
再结晶完成后继续保温，将导致晶粒的长大。
再结晶新晶粒不会长入取向相同或略有偏离的
形变晶粒中。.变形过程的三个阶段
第一阶段：易滑移阶段。只有一个滑移系开动
,故很难与其他位错产生交互作用，无明显现象。
第二阶段：硬化阶段.1)主、次滑移系统的平行
位错交互作用(L-C面角位错塞积)；2)林位错密
度增高(位错滑移自由距离变小),位错与林位错
的交互作用(产生割阶)；3)位错偶极子和小位
错圈与位错产生交互作用，后期观察到不规则
的胞状结构(直径为几微米)。第三阶段：抛物线
硬化阶段(动态回复阶段)。螺位错的交滑移、
异号位错抵消。从能量角度解释发生动态再结
晶后，是否还会发生静态再结晶。
不能，不完全动态再结晶才会发生静态再结晶，
静态再结晶发生在动态回复之后。
动态再结晶是利用形变储存能作为驱动力，
在再结晶温度以上的变形过程中，形成新
的无畸变的等轴晶粒，使应变能逐渐下降，
动态再结晶结束后应变能达到最低，晶粒
处于稳定状态。静态再结晶是金属在热加
工后，由于形变使晶粒内部存在形变储存
能，使系统处于不稳定的高能状态，它以
变形储存能为驱动力，通过热活化过程再
结晶成核和长大而再生成新的晶粒组织，
使系统由高能状态转变为较稳定的低能状
态。当热加工变形量很大时，发生很多动
态再结晶核心，变形停止后这些核心很快
继续长大（发生亚动态再结晶），生成无
位错的晶粒，消除全部加工硬化，因此，
不发生静态再结晶的软化过程。当发生不
完全动态再结晶时，系统软化不完全，
还残存一部分形变储存能，静态再结晶在
此驱动力下，会发生静态再结晶。
举例说明实际生产中如何利用静态再结
晶机制来细化晶粒的
1.随着变形温度的提高，开始再结晶的
温度增高。因此通过控制变形温度，使
其在较低的温度下发生再结晶，扩散能
力降低，起到细化晶粒；超级钢生产中，
在未再结晶去轧制，得到硬化的奥氏体
晶粒，一方面提高形核点，另一方面可
以降低再结晶温度，起到细化晶粒的作用。
2.随着变形程度的增加，再结晶温度降低
。在一定程度上，增加变形量，一方面提
高形核率，另一方面在较低温度下发生再
结晶，扩散能力降低，达到细化晶粒的目
的；例如超级钢生产中，采用大压下是细
化晶粒的一种手段。3.热变形速度的增加，
会减少再结晶的孕育期，并增加其后的再
结晶速度。因此可以通过控制热变形速度
来控制再结晶后的晶粒尺寸。4.添加一些
对晶界迁移有阻碍作用的合金元素，延迟
再结晶的时间，起到细化晶粒的目的。
.双相钢的组织性能特点。
1.双相钢的显微组织是软相铁素体和（体
积分数依赖于强度）的硬相（通常是马氏
体）组成；2.软的铁素体相通常是连续的，
赋予该钢优良的塑性。当它变形时，变形
是集中在低强度的铁素体相，因而这种钢
显示出很高的加工硬化率。通常表现出较
高的强度和塑性。3.DP钢变形时，分散在
软相中的硬相会引起高的加工硬化速率；
改善成形性，减小冲压回弹； 通过双道
次压缩热模拟试验能够获得哪些参数？
其试验原理是什么？（仅供参考）
可以测的静态再结晶的软化率Xs。可以研
究道次间隔时间对软化率和静态再结晶晶
粒尺寸的影响，以及变形工艺条件对静态
再结晶。后插法：将第一道次真应力-真
应变曲线向第二道次真应力-真应变曲线
方向平移，如图虚线部分所示，移至与第
二道曲线部分重合。这里将平移线（图中
所示为虚线）与第一道次压缩实验卸载交
点所对应的应力定义为σr。第二阶段变
形中的流变应力主要随变形间隔时间和
第一阶段的应变而变化。影响回复和静态
再结晶动力学的冶金因素同样也会影响软
化。补偿法：在真应变量坐标轴上取一点
使其真应变值为0.002（即0.2%），过这一
点作一条直线，该直线与第一道次变形曲
线的开始部分（即弹性变形阶段）平行，
直线与第一道次的真应力-真应变曲线的
交点即为第一道次的屈服点σ0，同理，
将第二道次的真应力-真应变曲线延长，
直至与真应变量坐标轴相交，得到一个
交点。在偏移该交点0.002单位的真应
变值的地方作一条直线，使其平行于第
二道次的开始部分。直线与第二道次真
应力-真应变曲线的的交点即为第二道次
的屈服点σr，第一道次的卸载点对应的
真应力为σm。微合金元素抑制晶粒长
大的方式。微合金元素主要有Nb、V
、Ti等，它们在钢中存在形式有两种：
固溶和化合物形态。其中，化合物形态
分为两种：(1) 未溶的化合物(一般为Nb
/Ti的化合物)，其尺寸较大，对晶粒细化
作用不大；(2)加工过程中以及冷却过程
中沉淀析出的化合物。高温时能够抑制再
结晶并阻止晶粒长大，低温时起沉淀强化
作用。固溶微合金元素作用：溶质“拖曳
”微合金元素化合物作用： “钉扎”晶界、
位错运动。.相间析出和相变后析出的特点
相间析出，就是析出物沿γ－α相变界面
前沿析出，当相界面移动到新位置时，析
出物被留在相界面后面，呈片层状排列，
最终组织由大量析出物片层组成，每一片
层代表相变过程中相界面的位置。相变后
析出：当相变完成后，微合金元素在体心
立方结构的基体中充分析出，析出物更均
匀弥散分布，这样析出物起析出强化效果。
轧制及冷却工艺参数对微合金元素固溶
和析出的影响。轧制温度的影响：轧制温
度越高，微合金元素越不容易析出。在未
再结晶奥氏体中，随着等温析出温度越高
，微合金元素析出越多。降低未再结晶区
轧制温度可以增加沉淀强化的析出物析出
。降低未再结晶区轧制温度增加晶界处析
出。在未再结晶区轧制时，增加析出相的
形核地点，使微合金析出物更弥散、细小。
变形程度的影响：应变能够显著促进微合
金碳氮化物的析出。Nb(C,N)的析出速率
对应变很敏感，应变可以有效加速其析出。
增大其变形量，能增加沉淀强化的析出物
析出。待温时间越长、待温温度越高，微
合金越易析出。冷却速度的影响：对于Ti
，当含量小于0.02%时，与N完全结合，
冷却速度不影响其析出，当大于0.02%时，
冷却速度越大，微合金析出越多，强度越
高。V的析出与冷却速度关系不大。冷速
非常高(如淬火)时，原子的扩散受到抑制
，从而会抑制碳氮化物的析出，在较低冷
速，较高终冷温度下，Nb发生相间析出。
4.微合金元素在铁素体中的析出特点。
微合金元素碳氮化物在铁素体中析出特性
与奥氏体－铁素体转变特性有关：(1) 若铁
素体呈多边形(形成温度高)，Nb(C,N)和V(C
,N)析出通常呈相间析出。所谓相间析出，就
是析出物沿γ－α相变界面前沿析出，当相
界面移动到新位置时，析出物被留在相界面
后面，呈片层状排列，最终组织由大 量析出
物片层组成，每一片层代表相变过程中相界
面的位置。只有在特定的冷却方式下才能发
生相间析出：较低冷速，较高终冷温度。(2)
当相变完成后，微合金元素在体心立方结构
的基体中充分析出，析出物更均匀弥散分布
，这样析出物起析出强化效果。在铁素体区
析出的析出物，通过强烈的析出强化使微合
金钢强度可以成百兆帕地提高，析出强化效果
仅次于细晶强化方式。等温条件下，V的碳氮
化物在铁素体中的析出温度范围为800～500℃，
相间沉淀析出鼻尖温度在～700℃；随温度降
低或冷速加快，析出物尺寸变细；温度进一步
降低，将发生在基体上均匀析出或位错线上析
出，基体上析出一般呈片状，位错线上析出一
般呈球形。由于均匀析出和位错线析出温度
比相间析出温度低，其析出尺寸更细，沉淀
强化效果更明显。冷速非常高(如淬火)时，
原子的扩散受到抑制，从而会抑制碳氮化物
的析出，因此，在控轧控冷过程中，加速冷
却至～600℃后缓冷或空冷，其作用之一为
控制相变，另一个作用是有利于低温条件
下微合金碳氮化物的析出。微合金元素碳氮
化物在铁素体中固溶度积非常小，理论计算
得到，600 ℃以下，NbC在铁素体中的平衡
固溶度积小于10-7，因此可以认为600 ℃以
下铌几乎可以全部析出。
5.微合金元素在奥氏体中的析出特点。
溶质Nb只能在短时间内抑制再结晶，而析出
Nb可在较长时间内抑制再结晶。对再结晶奥
氏体中的析出研究表明，析出动力学过程非常
缓慢。奥氏体中沉淀析出的微合金碳氮化物将
优先在奥氏体的晶体缺陷处，如晶界，堆垛层
错，亚晶界，位错/位错墙，变形带等处形核
沉淀。晶界和亚晶界上沉淀析出的微合金碳氮
化物能有效地钉扎晶界和亚晶界使其难于运动，
比均匀分布的微合金碳氮化物更为有效地阻止
奥氏体晶粒粗化。然而，晶界或亚晶界上沉淀
析出的微合金碳氮化合物本身并不能使钢材
强韧化，反而在很大程度上使钢的韧、塑性
明显降低。晶界亚晶界上沉淀析出的微合金
碳氮化物比位错上或基体内均匀形核沉淀的
微合金碳氮化物更易于聚集长大和粗化，因
而其质点尺寸明显地比位错上或基体内均匀
形核沉淀的质点粗大，将使其对钢的塑性、
韧性的损害作用增大。
6.中厚板中微合金元素析出数量控制策略。
处于固溶态的微合金元素能否析出以及析出
的数量也取决于工艺参数，加热时的奥氏体
化温度、变形过程的形变诱导以及变形后的
冷却过程都直接关系到微合金元素的析出数
量。对于相变过程中以及相变后发生的沉淀
析出，可以通过控制相变过程中的冷却速度
以及相变后选择适当的冷却方式来控制。一
般来说，由于相变过程温度相对较高，需要
较快的冷速抑制析出相的长大，而相变后温
度相对较低，可以采用空冷或缓冷来延长析
出时间，保证析出数量。对于带钢来说，卷
取后冷速较慢，可以利用这段时间析出；对
于中厚板，轧后堆冷，冷速也大大降低，也
有利于析出。
7.中厚板中微合金元素析出尺寸控制策略。
析出物尺寸的控制主要分两个方面：一是高
温保温过程中析出物尺寸的控制；二是沉淀
析出过程中析出物尺寸控制。1) 控制沉淀
析出温度，使其在较低温度下析出，但不能
太低，可以在析出鼻尖温度稍下；2) 适当
提高固溶温度，增加其析出反应的化学自
由能；3) 在基体中引入更多的缺陷(位错
等)，增加析出相的形核地点，使其更弥散
、细小；4) 合理控制轧制道次间隔时间或
采用控制冷却，阻止析出相长大。
8.控轧控冷过程中各阶段工艺制定原则。
1.加热温度（碳氮化物溶解，晶粒长大）
2.粗轧变形制度：粗轧压下量（变形深入
，RCR）；3.精轧阶段轧制温度控制：进入
未再结晶区，合理的精轧温度，待温制度
的确定；4.精轧阶段轧制变形控制：未再
结晶区总变形量，精轧道次压下量。
9.三种控制轧制策略以及机理。
再结晶区控轧：微合金钢>950℃，普碳钢
基本在再结晶区轧制；总变形量>60%。机
理：变形区内有动态恢复和动态再结晶；道
次间歇期间完成再结晶；反复轧制－再结
晶使晶粒变细；低温再结晶区晶粒细化明
显。未再结晶区控轧：空冷或喷淋控制轧
制温度到奥氏体未再结晶区，温度范围通
常为Ar3～900（950）℃，总变形量大于一
定数值（70％），道次变形量大于一定的数值
。机理：变形奥氏体晶粒被拉长；形成大量
变形带、孪晶和位错；增加形核点，相变后
细化晶粒。两相区控轧：如需进一步的提高
强度，可降低终轧温度～750℃，在奥氏体和
铁素体两相区轧制。机理：奥氏体继续被拉
长，晶粒内形成变形带及位错；在变形带及
位错处形成新的等轴铁素体晶粒；先析出铁
素体变形后内部形成亚晶，使强度提高。
10.控制冷却工艺参数对组织及力学性能的
影响。首先，冷却速度的影响：加速冷却可
提高相变驱动力、降低Ar3温度、使铁素体
细化；促使强韧的低碳贝氏体形成并呈小
岛状弥散分布，提高钢材强度；铁素体细
化的同时珠光体也得到细化，珠光体片层
间距减小，带状组织基本消失；在不降低
强度的前提下，可减少钢中碳当量，有利于
改善焊接性能。由空冷到12 ℃/s
增加冷却速度时，组织变化的顺序为铁素
体晶粒细化、珠光体带消失及其微细分散、
珠光体消失和生成取代它的贝氏体；对于
添加微合金元素的钢，如果冷却速度为
10 ℃/s时，与空冷相比，其强度可以增
加50－100MPa。对再结晶奥氏体进行水冷
效果并不明显，对未再结晶奥氏体进行水
冷，会产生明显的晶粒细化效果。利用
10℃/s的冷却速度进行冷却，可以明显提
高强度，韧性可以保持不变。通过控制冷
却，得到微细的贝氏体；同样的压下率，
强度可以提高60－70MPa；同样的冲击功，
利用控制冷却可以将强度提高50－60MPa.
开冷温度的影响：对于Q345，终冷温度>
700℃时，随终冷温度的升高，屈服强度
降低，终冷温度的影响：当奥氏体的有
效晶界面积较大，即终轧温度较高，奥
氏体晶粒比较粗大时，冷却速度过快，会
使钢中的贝氏体含量显著增大，虽然强度
指标会明显提高，但塑、韧性会相对降低。
11.如何改善水冷板材的温度均匀性。
水冷钢板冷却均匀性主要是指：纵向温度
均匀性；横向温度均匀性； 上下表面温度
均匀性。纵向温度均匀性：采用头尾、梯
形冷却方式，主要是采用带钢加速的方式，
头部速度相对较低，尾部速度相对较快，
进而消除头尾部温差；横向温度均匀性：
采用边部遮蔽、和凸型水量控制，进而增
强带钢中部的相对冷却速度，消除中部和
边部的温差；上下表面温度均匀性：采用水
量配比、可调的控制方式，进而消除上下
表面水流量一定时，上表面冷却能力过大
，造成的上下表面温度不均现象。 |
fjcaiyanming
发表于 2025-10-8 15:50:43
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Published by Stonespider 
