高强度无取向电工钢的开发

以下内容仅供参考以下内容仅供参考-1-1.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。2.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。工程应力应变曲线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。3.工程应力-应变曲线与真应力-应变曲线的区别。工程应力：0ePA，工程应变：LL；真应力：00()(1)tePPPLLALAALl，真应变：lnlnlnln(1)lLdlLLelLlL。工程应力应变是以拉伸式样的原始尺寸进行计算的，故其应力值偏小，应变值偏大；并且出现载荷达到最大值后下降现象；真应变应力曲线随着应变的增加应力值持续上升，直至断裂，表明变形过程中一直有加工硬化，即使出现颈缩后，颈缩出的真应力值也是上升的。4.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，韧以下内容仅供参考以下内容仅供参考-2-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。5.提高金属材料的韧性的途径有哪些？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；6.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。7.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：2sin2bsT。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(不大于10%),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。8.对比间隙固溶强化与置换固溶强化1.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。9.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：1133(1)pssssff。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，10pnsks，0s：以下内容仅供参考以下内容仅供参考-3-α+P中层片珠光体的层片间距；1：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。10.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。11.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。12.动态再结晶分为两种：连续动态再结晶：（εcεr）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：（εcεr），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。13.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（金属一般为2%-10%），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。14.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：a.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。15.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。16.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