材料科學(xué)模考13頁

1、材料?？?0. 若將一塊鐵加熱至 850 C,然后快速冷卻到 20C。試計算處理前后空位數(shù)應(yīng)增加多少倍(設(shè)鐵中形成一摩爾 空位所需要的能量為 104600J )。11. 設(shè)圖1-18所示的立方晶體的滑移面 ABCD平行于晶體的上、下底面。若該滑移面上有一正方形位錯環(huán)，女口果位錯環(huán)的各段分別與滑移面各邊平行，其柏氏矢量b / AB1) 有人認為“此位錯環(huán)運動移出晶體后，滑移面上產(chǎn)生的滑移臺階應(yīng)為4個b,試問這種看法是否正確?為什么？2) 指出位錯環(huán)上各段位錯線的類型，并畫出位錯運動出晶體后，滑移方向及滑移量。12. 設(shè)圖1-19所示立方晶體中的滑移面 ABCD平行于晶體的上、下底面。晶體中有一條

2、位錯線fed，de段在滑移面上并平行 AB, ef段與滑移面垂直。位錯的柏氏矢量b與de平行而與ef垂直。試問:1) 欲使de段位錯在ABCD骨移面上運動而ef不動，應(yīng)對晶體施加怎樣的應(yīng)力?2)在上述應(yīng)力作用下de位錯線如何運動？晶體外形如何變化?- a11。13. 設(shè)面心立方晶體中的(111)為滑移面，位錯滑移后的滑移矢量為問此反應(yīng)能否進行？為什么？ 寫出合成位錯的柏氏矢量，并說明合成位錯的類型。1) 在晶胞中畫出柏氏矢量 b的方向并計算出其大小。2) 在晶胞中畫出引起該滑移的刃型位錯和螺型位錯的位錯線方向，并寫出此二位錯線的晶向指數(shù)。14. 判斷下列位錯反應(yīng)能否進行。15.若面心立方晶體中

3、有a -101b=2的單位位錯及a121b= 6的不全位錯，此二位錯相遇產(chǎn)生位錯反應(yīng)。a-101a -121a-111;a100 ra101 - a101;1)2632)2 2aaaaa112 111 111;a100 >111 111.3)3264)2 2若已知某晶體中位錯密度C67=10 10 cm/cm1)由實驗測得F-R位錯源的平均長度為10 "cm，求位錯網(wǎng)絡(luò)中F-R位錯源的數(shù)目。102)計算具有這種F-R位錯源的鎳晶體發(fā)生滑移時所需要的切應(yīng)力。已知Ni的G =7.9 10 Pa,a = 0.350 nm17. 已知柏氏矢量b=0.25nm,如果對稱傾側(cè)晶界的取向差&

4、quot;1。及10°,求晶界上位錯之間的距離。從計算結(jié)果可得到什么結(jié)論？18. 由n個刃型位錯組成亞晶界，其晶界取向差為0.057 °。設(shè)在形成亞晶界之前位錯間無交互作用，試問形b48R = D Jt成亞晶界后，畸變能是原來的多少倍(設(shè)R二10 -，r。=b =10 一；形成亞晶界后，二)？19. 用位錯理論證明小角度晶界的晶界能與位向差二的關(guān)系為二orAlnr。式中°和a為常數(shù)。20. 簡單回答下列各題。1) 空間點陣與晶體點陣有何區(qū)別？2) 金屬的3種常見晶體結(jié)構(gòu)中，不能作為一種空間點陣的是哪種結(jié)構(gòu)？3) 原子半徑與晶體結(jié)構(gòu)有關(guān)。當晶體結(jié)構(gòu)的配位數(shù)降低時原子

5、半徑如何變化？4) 在晶體中插入柱狀半原子面時能否形成位錯環(huán)？5) 計算位錯運動受力的表達式為=ib，其中是指什么？6) 位錯受力后運動方向處處垂直于位錯線，在運動過程中是可變的，晶體作相對滑動的方向應(yīng)是什么 方向？7) 位錯線上的割階一般如何形成？8) 界面能最低的界面是什么界面？9) “小角度晶界都是由刃型位錯排成墻而構(gòu)成的”這種說法對嗎？10. 1.06 x 10(1)應(yīng)沿滑移面上、下兩部分晶體施加一切應(yīng)力t 0,的方向應(yīng)與de位錯線平行。 (2)在上述切應(yīng)力作用下，位錯線de將向左(或右)移動，即沿著與位錯線de垂直的方向(且在滑移面上)移 動。在位錯線沿滑移面旋轉(zhuǎn)360°后

6、，在晶體表面沿柏氏矢量方向產(chǎn)生寬度為一個b的臺階。 倍。11. (1)這種看法不正確。在位錯環(huán)運動移出晶體后，滑移面上、下兩部分晶體相對移動的距離是由其柏氏矢量決定的。位錯環(huán)的柏氏矢量為b，故其相對滑移了一個 b的距離。A'B'為右螺型位錯，C'D'為左螺型位錯；B'C'為正刃型位錯，D'A'為負刃型位錯。位錯運動移出晶體后 滑移方向及滑移量如附圖2.3所示。2.3位錯環(huán)移出冊俸后引握的滑佛a寸2b 1 10|b | a13. (1)2，其大小為2，其方向見附圖2.4所示。(2)位錯線方向及指數(shù)如附圖2.4所示。14. (1)能。

7、幾何條件：刀a11 1 b前=刀b后=3;能量條件：刀(2) 不能。能量條件：刀(3) 不能。幾何條件：刀b前2 = E b后2，兩邊能量相等。b 前=a/b557，刀 b 后=a/b11 - 1，不能滿足。不能。能量條件：刀3 2aEb 后2= 2即反應(yīng)后能量升高。2 2 1 2aaE b 前=3>E b 后=315. (1)能夠進行。因為既滿足幾何條件:a -111E b前=刀b后=3,又滿足能量條件:a 111(2) b合=3;該位錯為弗蘭克不全位錯。=10101011個/ cm。56個原子間距，此時位錯密度太大,16. (1)假設(shè)晶體中位錯線互相纏結(jié)、互相釘扎，則可能存在的位錯源

8、數(shù)目(2) t Ni = 1.95 X 1。7 Pa。17. 當 0 = 1°, D= 14 nm ; 0 = 10°, D= 1.4 nm 時，即位錯之間僅有 說明當0角較大時，該模型已不適用?；兡苁窃瓉淼?.75倍(說明形成亞晶界后，位錯能量降低)。附2.5界廊結(jié)枸曲童圖18. 設(shè)小角度晶界的結(jié)構(gòu)由刃型位錯排列而成，位錯間距為D。晶界的能量丫由位錯的能量E構(gòu)成，設(shè)I為位錯El Ey =線的長度，由附圖2.5可知，Dl DGb 2 REIn E中心由位錯的能量計算可知,4. （1 I ）r°取R= D (超過D的地方，應(yīng)力場相互抵消 )，r。= b和0 = b

9、/D代入上式可得: Gb2 inb 4 二（1>.；）DE中心 bIn -o v（A In v）4 二（1 v b式中Gb4 二（1Gb19. (1)晶體點陣也稱晶體結(jié)構(gòu)，是指原子的具體排列；而空間點陣則是忽略了原子的體積，而把它們抽象為純 幾何點。(2) 密排六方結(jié)構(gòu)。(3) 原子半徑發(fā)生收縮。這是因為原子要盡量保持自己所占的體積不變或少變原子所占體積 "=原子的體積(4/3 n宀間隙體積，當晶體結(jié)構(gòu)的配位數(shù)減小時，即發(fā)生間隙體積的增加，若要維持上述方程的平衡，則原子半徑必然發(fā)生收縮。(4) 不能。因為位錯環(huán)是通過環(huán)內(nèi)晶體發(fā)生滑移、環(huán)外晶體不滑移才能形成。(5) 外力在滑移面

10、的滑移方向上的分切應(yīng)力。(6) 始終是柏氏矢量方向。(7) 位錯的交割。(8) 共格界面。(9) 否，扭轉(zhuǎn)晶界就由交叉的同號螺型位錯構(gòu)成。1鋅單晶體試樣的截面積A= 78.5 mmz，經(jīng)拉伸試驗測得有關(guān)數(shù)據(jù)如表6-1所示。試回答下列問題：(1) 根據(jù)表6-1中每一種拉伸條件的數(shù)據(jù)求出臨界分切應(yīng)力T k,分析有無規(guī)律。(2) 求各屈服載荷下的取向因子，作出取向因子和屈服應(yīng)力的關(guān)系曲線，說明取向因子對屈服應(yīng)力的影響。表6-1鋅單晶體拉伸試驗測得的數(shù)據(jù)屈服載荷/ N620252184148174273525U /(°)8372.56248.530.517.65入/(°)25.52

11、63466374.882.52 低碳鋼的屈服點與晶粒直徑d的關(guān)系如表6-2中的數(shù)據(jù)所示，d與，是否符合霍爾配奇公式 ？試用最小二乘法求出霍爾一配奇公式中的常數(shù)。表6-2低碳鋼屈服極限與晶粒直徑d/ Mm400501052d s/(kPa)86121180242345a1 10 3 .拉伸銅單晶體時，若拉力軸的方向為001 , d = 106Pa。求(111)面上柏氏矢量b= 2的螺型位錯線上所受的力(aCu = 0.36nm)。4 給出位錯運動的點陣阻力與晶體結(jié)構(gòu)的關(guān)系式。說明為什么晶體滑移通常發(fā)生在原子最密排的晶面和晶向。5對于面心立方晶體來說，一般要有5個獨立的滑移系才能進行滑移。這種結(jié)論

12、是否正確？請說明原因及此結(jié)論適用的條件。6 .什么是單滑移、多滑移、交滑移？三者滑移線的形貌各有何特征?7. 已知純銅的111 .(1)臨界分切應(yīng)力n及取向因子數(shù)據(jù)如附表2.3所示。 10 滑移系的臨界切應(yīng)力 rc為1 MPa，問；(1) 要使(1 11)面上產(chǎn)生101)方向的滑移，則在001方向上應(yīng)施加多大的應(yīng)力？(2) 要使(111)面上產(chǎn)生110方向的滑移呢？8 .證明體心立方金屬產(chǎn)生孿生變形時，孿晶面沿孿生方向的切應(yīng)變?yōu)?.707。9 .試比較晶體滑移和孿生變形的異同點。10. 用金相分析如何區(qū)分“滑移帶”、“機械孿晶”、“退火孿晶”。11. 試用位錯理論解釋低碳鋼的屈服。舉例說明呂德

13、斯帶對工業(yè)生產(chǎn)的影響及防止辦法。12. 纖維組織及織構(gòu)是怎樣形成的？它們有何不同？對金屬的性能有什么影響 ？13. 簡要分析加工硬化、細晶強化、固熔強化及彌散強化在本質(zhì)上有何異同。14. 鎢絲中氣泡密度(單位面積內(nèi)的氣泡個數(shù) )由100個/cm2增至400個/cm2時，拉伸強度可以提高 1倍左右，這是因為氣泡可以阻礙位錯運動。試分析氣泡阻礙位錯運動的機制和確定切應(yīng)力的增值?r。15. 陶瓷晶體塑性變形有何特點 ？16. 為什么陶瓷實際的抗拉強度低于理論的屈服強度，而陶瓷的壓縮強度總是高于抗拉17. 強度？18. 已知燒結(jié)氧化鋁的孔隙度為5%時，其彈性模量為 370 GPa若另一燒結(jié)氧化鋁的彈性

14、模量為270 GPa試求其孔隙度。19. 為什么高聚物在冷拉過程中細頸截面積保持基本不變？將已冷拉高聚物加熱到它的玻理化轉(zhuǎn)變溫度以上時，冷拉中產(chǎn)生的形變是否能回復(fù)？以上數(shù)據(jù)表明，實驗結(jié)果符合臨界分切應(yīng)力定律T k(T m o20. 銀紋與裂紋有什么區(qū)別 ？ 1屈服應(yīng)力t s與取向因子，m之間的關(guān)系如附圖2.17所示。6. 單滑移是指只有一個滑移系進行滑移?；凭€呈一系列彼此平行的直線。這是因為單滑移僅有一組多滑移 是指有兩組或兩組以上的不同滑移系同時或交替地進行滑移。它們的滑移線或者平行，或者相交成一定角度。這是因為一定的晶體結(jié)構(gòu)中具有一定的滑移系，而這些滑移系的滑移面之間及滑移方向之間都交滑

15、移是指兩個或兩個以上的滑移面沿共同的滑移方向同時或交替地滑移。它們的滑移線通常為折線或波紋狀。只是螺位 錯在不同的滑移面上反復(fù)“擴展”的結(jié)果。10. 滑移帶一般不穿越晶界。如果沒有多滑移時，以平行直線和波紋線出現(xiàn)，如附圖2.19(a)，它可以通過拋光而去除。機械孿晶也在晶粒內(nèi)，因為它在滑移難以進行時發(fā)生，而當孿生使晶體轉(zhuǎn)動后，又可使晶體滑移。所以一般 孿晶區(qū)域不大，如附圖 2. 19(b)所示。孿晶與基體位向不同，不能通過拋光去除。退火孿晶以大條塊形態(tài)分布于晶內(nèi)，孿晶界面平直，一般在金相磨面上分布比較均勻，如附圖2o 19(c)所示,且不能通過拋光去除。11. 低碳鋼的屈服現(xiàn)象可用位錯理論說明

16、。由于低碳鋼是以鐵素體為基的合金，鐵素體中的碳(氮)原子與位錯交互作用，總是趨于聚集在位錯線受拉應(yīng)力的部位以降低體系的畸變能，形成柯氏氣團對位錯起“釘 扌作用，致使 T s升高。而位錯一旦掙脫氣團的釘扎，便可在較小的應(yīng)力下繼續(xù)運動，這時拉伸曲線上又 會出現(xiàn)下屈服點。已經(jīng)屈服的試樣，卸載后立即重新加載拉伸時，由于位錯已脫出氣團的釘扎，故不出現(xiàn)屈 服點。但若卸載后，放置較長時間或稍經(jīng)加熱后，再進行拉伸時，由于熔質(zhì)原子已通過熱擴散又重新聚集到 位錯線周圍形成氣團，故屈服現(xiàn)象又會重新出現(xiàn)。呂德斯帶會使低碳薄鋼板在沖壓成型時使工件表面粗糙不平。其解決辦法，可根據(jù)應(yīng)變時效原理，將鋼板在沖壓之前先進行一道微

17、量冷軋 (如1 %2%的壓下量)工序，使屈服點消除，隨后進行沖壓成型， 也可向 鋼中加入少量Ti , A1及C, N等形成化合物，以消除屈服點。12. 材料經(jīng)冷加工后，除使紊亂取向的多晶材料變成有擇優(yōu)取向的材料外，還使材料中的不熔雜質(zhì)、第二相和各種缺陷發(fā)生變形。由于晶粒、雜質(zhì)、第二相、缺陷等都沿著金屬的主變形方向被拉長成纖維狀，故稱為纖維組織。一般來說，纖維組織使金屬縱向（纖維方向）強度高于橫向強度。這是因為在橫斷面上雜質(zhì)、第二相、缺陷等脆性、低強度“組元”的截面面積小，而在縱斷面上截面面積大。當零件承受較大載荷或承 受沖擊和交變載荷時，這種各向異性就可能引起很大的危險。金屬在冷加工以后，各晶

18、粒的位向就有一定的關(guān)系。如某些晶面或晶向彼此平行，且都平行于零件的某 一外部參考方向，這樣一種位向分布就稱為擇優(yōu)取向或簡稱為織構(gòu)。形成織構(gòu)的原因并不限于冷加工，而這里主要是指形變織構(gòu)。無論從位向還是從性能看，有織構(gòu)的多晶 材料都介于單晶體和完全紊亂取向的多晶體之間。由于織構(gòu)引起金屬各向異性，在很多情況下給金屬加工帶 來不便，如冷軋鎂板會產(chǎn)生 （0001）1120織構(gòu)，若進一步加工很容易開裂；深沖金屬杯的制耳，金屬的熱循 環(huán)生長等。但有些情況下也有其有利的一面。13.加工硬化是由于位錯塞積、纏結(jié)及其相互作用，阻止了位錯的進一步運動， 流變應(yīng)力二d =Gb.、。細晶強化是由于晶界上的原子排列不規(guī)則

19、，且雜質(zhì)和缺陷多，能量較高，阻礙位錯的通過,且晶粒細小時，變形均勻，應(yīng)力集中小，裂紋不易萌生和傳播。固熔強化是由于位錯與熔質(zhì)原子交互作用，即柯氏氣團阻礙位錯運動。彌散強化是由于位錯繞過、切過第二相粒子，需要增加額外的能量（如表面能或錯排能）；同時，粒子周圍的彈性應(yīng)力場與位錯產(chǎn)生交互作用，阻礙位錯運動。14.氣泡阻礙位錯運動的機制是由于位錯通過氣泡時，切割氣泡，增加了氣泡一金屬間界面的面積，因 此需要增加外切應(yīng)力做功，即提高了金屬鎢的強度。設(shè)位錯的柏氏矢量為 b，氣泡半徑為r，則位錯切割氣泡后增加的氣泡一金屬間界面面積為A= 2rb。設(shè)氣泡一金屬的比界面能為d，則界面能增值為 2rb。若位錯切割

20、一個氣泡的切應(yīng)力增值為？ t ',則應(yīng)力所做功為？ T ' bo所以 2rb d =? t ' b,即：2r d =? t '當氣泡密度為n時，則切應(yīng)力總增值：？ t =n? t ' =2nr d可見，切應(yīng)力增值與氣泡密度成正比。15.作為一類材料，陶瓷是比較脆的。晶態(tài)陶瓷缺乏塑性是由于其離子鍵和共價鍵造成的。在共價鍵鍵合的陶瓷中，原子之間的鍵合是特定的并具有方向性，如附圖2.20（a）所示。當位錯以水平方向運動時，必須破壞這種特殊的原子鍵合，而共價鍵的結(jié)合力是很強的，位錯運動有很高的點陣阻力 （即派一納力）。因此，以共價鍵鍵合的陶瓷，不論是單晶體還是多

21、晶體，都是脆的?；旧鲜请x子鍵鍵合的陶瓷，它的變形就不一樣。具有離子鍵的單晶體，如氧化鐵和氯化鈉，在室溫受壓應(yīng)力作用時可以進行相當多的塑性變形，但是具有離子鍵的多晶陶瓷則是脆的，并在晶界形成裂紋。 這是因為可以進行變形的離子晶體，如附圖2.20（b）所示，當位錯運動一個原子間距時，同號離子的巨大斥力，使位錯難以運動；但位錯如果沿45°方向而不是水平方向運動，則在滑移過程中相鄰晶面始終由庫侖力保持相吸，因而具有相當好的塑性。但是多晶陶瓷變形時，相鄰晶粒必須協(xié)調(diào)地改變形狀，由于滑移系統(tǒng)較少 而難以實現(xiàn)，結(jié)果在晶界產(chǎn)生開裂，最終導(dǎo)致脆性斷裂。16.這是由于陶瓷粉末燒結(jié)時存在難以避免的顯微空

22、隙。在冷卻或熱循環(huán)時由熱應(yīng)力產(chǎn)生了顯微裂紋,由于腐蝕所造成的表面裂紋，使得陶瓷晶體與金屬不同，具有先天性微裂紋。在裂紋尖端，會產(chǎn)生嚴重的應(yīng)力集中，按照彈性力學(xué)估算，裂紋尖端的最大應(yīng)力已達到理論斷裂強度或理論屈服強度（因為陶瓷晶體中可動位錯很少，而位錯運動又很困難，故一旦達到屈服強度就斷裂了）。反過來，也可以計算當裂紋尖端的最大應(yīng)力等于理論屈服強度時，晶體斷裂的名義應(yīng)力，它和實際得出的抗拉強度極為接近。陶瓷的壓縮強度一 般為抗拉強度的15倍左右。這是因為在拉伸時當裂紋一達到臨界尺寸就失穩(wěn)擴展而斷裂；而壓縮時裂紋或 者閉合或者呈穩(wěn)態(tài)地緩慢擴展，并轉(zhuǎn)向平行于壓縮軸。即在拉伸時，陶瓷的抗拉強度是由晶體

23、中的最大裂紋 尺寸決定的，而壓縮強度是由裂紋的平均尺寸決定的。18. 玻璃態(tài)高聚物在 TbTg之間或部分結(jié)晶高聚物在 TgTm之間的典型拉伸應(yīng)力一應(yīng)變曲線表明，過了屈服點之后，材料開始在局部地區(qū) （如應(yīng)力集中處）出現(xiàn)頸縮，再繼續(xù)變形時，其變形不是集中在原頸縮處， 使得該處愈拉愈細，而是頸縮區(qū)擴大，不斷沿著試樣長度方向延伸，直到整個試樣的截面尺寸都均勻減小。 在這一段變形過程中應(yīng)力幾乎不變，如附圖2.21所示。在開始出現(xiàn)頸縮后，繼續(xù)變形時頸縮沿整個試樣擴大，這說明原頸縮處出現(xiàn)了加工硬化。X射線證明,高聚物中的大分子無論是呈無定形態(tài)還是呈結(jié)晶態(tài)，隨著變形程度的增加， 都逐漸發(fā)生了沿外力方向的定向排

24、列。由于鍵的方向性（主要是共價鍵）在產(chǎn)生定向排列之后，產(chǎn)生了應(yīng)變硬化。把已冷拉高聚物的試樣加熱到Tg以上，形變基本上全能回復(fù)。這說明非晶態(tài)高聚物冷拉中產(chǎn)生的形變屬高彈性形變范疇。部分結(jié)晶高聚物冷拉后殘留的形變中大部分必須升溫至丁-附近時才能回復(fù)。這是因為部分結(jié)晶高聚物的冷拉中伴隨著晶片的排列與取向，而取向的晶片在Tm以下是熱力學(xué)穩(wěn)定的。19. 銀紋不同于裂紋。裂紋的兩個張開面之間完全是空的，而銀紋面之間由高度取向的纖維束和空穴組 成，仍具有一定的強度。銀紋的形成是由于材料在張應(yīng)力作用下局部屈服和冷拉造成。1. 設(shè)計一種實驗方法，確定在一定溫度（T ）下再結(jié)晶形核率 N和長大線速度 G （若N和

25、G都隨時間而變）。2 金屬鑄件能否通過再結(jié)晶退火來細化晶粒？3 .固態(tài)下無相變的金屬及合金，如不重熔，能否改變其晶粒大?。坑檬裁捶椒梢愿淖?？4 說明金屬在冷變形、回復(fù)、再結(jié)晶及晶粒長大各階段晶體缺陷的行為與表現(xiàn)，并說明各階段促使這些晶體缺陷運動的驅(qū)動力是什么。5 將一鍥型銅片置于間距恒定的兩軋輥間軋制，如圖74所示。（1）畫出此銅片經(jīng)完全再結(jié)晶后晶粒大小沿片長方向變化的示意圖；（2）如果在較低溫度退火，何處先發(fā)生再結(jié)晶？為什么？6圖75示出。一黃銅在再結(jié)晶終了的晶粒尺寸和再結(jié)晶前的冷加工量之間的關(guān)系。圖中曲線表明，三種不同 的退火溫度對晶粒大小影響不大。這一現(xiàn)象與通常所說的“退火溫度越高，退

26、火后晶粒越大”是否有矛盾 該如何解釋？7 .假定再結(jié)晶溫度被定義為在1 h內(nèi)完成95%再結(jié)晶的溫度，按阿累尼烏斯(Arrhenius)方程，N= N)exp(RT ),G= Gexp( RT )可以知道，再結(jié)晶溫度將是 G和向的函數(shù)。(1) 確定再結(jié)晶溫度與 G , N , Qg, Q的函數(shù)關(guān)系；(2) 說明N), G, Qg, Q的意義及其影響因素。8. 為細化某純鋁件晶粒，將其冷變形5%后于650C退火1 h,組織反而粗化；增大冷變形量至80%,再于650C退火1 h，仍然得到粗大晶粒。試分析其原因，指出上述工藝不合理處，并制定一種合理的晶粒細化工藝。9冷拉銅導(dǎo)線在用作架空導(dǎo)線時(要求一定

27、的強度)和電燈花導(dǎo)線(要求韌性好)時，應(yīng)分別采用什么樣的最終熱處理工藝才合適?10. 試比較去應(yīng)力退火過程與動態(tài)回復(fù)過程位錯運動有何不同。從顯微組織上如何區(qū)分動、靜態(tài)回復(fù)和動、靜態(tài)再結(jié)晶？11. 某低碳鋼零件要求各向同性，但在熱加工后形成比較明顯的帶狀組織。請?zhí)岢鰩追N具體方法來減輕 或消除在熱加工中形成帶狀組織的因素。12. 為何金屬材料經(jīng)熱加工后機械性能較鑄造狀態(tài)為佳？13. 燈泡中的鎢絲在非常高的溫度下工作，故會發(fā)生顯著的晶粒長大。當形成橫跨燈絲的大晶粒時，燈 絲在某些情況下就變得很脆，并會在因加熱與冷卻時的熱膨脹所造成的應(yīng)力下發(fā)生破斷。試找出一種能延長 鎢絲壽命的方法。2514. Fe-

28、Si鋼(Wsi為0.03)中，測量得到 MnS粒子的直徑為 0.4每1 mm內(nèi)的粒子數(shù)為2X 10個。計算MnS對這種鋼正常熱處理時奧氏體晶粒長大的影響(即計算奧氏體晶粒尺寸)。15. 判斷下列看法是否正確。(1) 采用適當?shù)脑俳Y(jié)晶退火，可以細化金屬鑄件的晶粒。(2) 動態(tài)再結(jié)晶僅發(fā)生在熱變形狀態(tài)，因此，室溫下變形的金屬不會發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶。(3) 多邊化使分散分布的位錯集中在一起形成位錯墻，因位錯應(yīng)力場的疊加，使點陣畸變增大。(4) 凡是經(jīng)過冷變形后再結(jié)晶退火的金屬，晶粒都可得到細化。(5) 某鋁合金的再結(jié)晶溫度為320C，說明此合金在 320C以下只能發(fā)生回復(fù)，而在320 C以上一定發(fā)生再結(jié)

29、晶。(6) 20#鋼的熔點比純鐵的低，故其再結(jié)晶溫度也比純鐵的低。(7) 回復(fù)、再結(jié)晶及晶粒長大三個過程均是形核及核長大過程，其驅(qū)動力均為儲存能。(8) 金屬的變形量越大，越容易出現(xiàn)晶界弓出形核機制的再結(jié)晶方式。(9) 晶粒正常長大是大晶粒吞食小晶粒，反常長大是小晶粒吞食大晶粒。(10) 合金中的第二相粒子一般可阻礙再結(jié)晶，但促進晶粒長大。(11) 再結(jié)晶織構(gòu)是再結(jié)晶過程中被保留下來的變形織構(gòu)。(12) 當變形量較大、變形較均勻時，再結(jié)晶后晶粒易發(fā)生正常長大，反之易發(fā)生反常長大。(13) 再結(jié)晶是形核一長大過程，所以也是一個相變過程。1. 可用金相法求再結(jié)晶形核率N和長大線速度 G具體操作：(

30、1) 測定N:把一批經(jīng)大變形量變形后的試樣加熱到一定溫度(丁)后保溫，每隔一定時間t，取出一個試樣淬火，把做成的金相樣品在顯微鏡下觀察，數(shù)得再結(jié)晶核心的個數(shù) N,得到一組數(shù)據(jù)(數(shù)個)后作N-1圖,在N t曲線上每點的斜率便為此材料在溫度丁下保溫不同時間時的再結(jié)晶形核率No(2) 測定G:將(1)中淬火后的一組試樣進行金相觀察，量每個試樣(代表不同保溫時間)中最大晶核的線尺寸D,作D t圖，在D-1曲線上每點的斜率便為了溫度下保溫不同時間時的長大線速度G2. 再結(jié)晶退火必須用于經(jīng)冷塑性變形加工的材料，其目的是改善冷變形后材料的組織和性能。再結(jié)晶退火的溫度較低，一般都在臨界點以下。若對鑄件采用再結(jié)

31、晶退火，其組織不會發(fā)生相變，也沒有形成新晶核的 驅(qū)動力(如冷變形儲存能等)，所以不會形成新晶粒，也就不能細化晶粒。3. 能?？山?jīng)過冷變形而后進行再結(jié)晶退火的方法。4. 答案如附表2.5所示。附表2.5冷變形金屬加熱時晶體缺陷的行為缺陷表現(xiàn)、 物理變化晶體缺陷的行為缺陷運動驅(qū)動力冷加工變形時主要的形變方式是滑移，由于滑 移，晶體中空位和位錯密度增加，位錯分布不 均勻切應(yīng)力作用回復(fù)空位擴散、集聚或消失；位錯密度降低，位錯 相互作用重新分布(多邊化)彈性畸變能再結(jié)晶毗鄰低位錯密度區(qū)晶界向高位錯密度的晶粒擴 張。位錯密度減少，能量降低，成為低畸變或 無畸變區(qū)形變儲存能晶粒長大彎曲界面向其曲率中心方向移

32、動。微量雜質(zhì)原 子偏聚在晶界區(qū)域，對晶界移動起拖曳作用。這與雜質(zhì)吸附在位錯中組成柯氏氣團阻礙位錯 運動相似，影響了晶界的活動性晶粒長大前后總的界面能差， 而界面移動的驅(qū)動力是界面 曲率5. (1)銅片經(jīng)完全再結(jié)晶后晶粒大小沿片長方向變化示意圖如附圖2.22所示。由于銅片寬度不同，退火后晶粒大小也不同。最窄的一端基本無變形，退火后仍保持原始晶粒尺寸；在較寬處，處于臨界變形范圍，再結(jié)晶后晶粒粗大；隨寬度增大，變形度增大，退火后晶粒變細，最后達到穩(wěn)定值。在最寬處，變形量很大, 在局部地區(qū)形成變形織構(gòu)，退火后形成異常大晶粒。（2）變形越大，冷變形儲存能越高，越容易再結(jié)晶。因此，在較低溫度退火，在較寬處

33、先發(fā)生再結(jié)晶。6. 再結(jié)晶終了的晶粒尺寸是指再結(jié)晶剛完成但未發(fā)生長大時的晶粒尺寸。若以再結(jié)晶晶粒中心點之間的平均距離d表征再結(jié)晶的晶粒大小，則 d與再結(jié)晶形核率 N及長大線速度之間有如下近似關(guān)系:G二 kN14=N 0 exp(RT），=G o exp(RT由于Qn與Qg幾乎相等，故退火溫度對 G/N比值的影響微弱，即晶粒大小是退火溫度的弱函數(shù)。故圖中曲 線中再結(jié)晶終了的晶粒尺寸與退火溫度關(guān)系不大。再結(jié)晶完成以后，若繼續(xù)保溫，會發(fā)生晶粒長大的過程。對這一過程而言，退火溫度越高，（保溫時間相同時）退火后晶粒越大。這是因為晶粒長大過程是通過大角度晶界的移動來進行的。溫度越高，晶界移動的激 活能就越

34、低，晶界平均遷移率就越高，晶粒長大速率就越快，在相同保溫時間下，退火后的晶粒越粗大，這 與前段的分析并不矛盾。8. 前種工藝，由于鋁件變形處于臨界變形度下，故退火時可形成個別再結(jié)晶核心，最終晶粒極為粗大，而后種工藝，是由于進行再結(jié)晶退火時的溫度選擇不合理（溫度過高），若按T再=0.4T熔估算，則T再=100C,故再結(jié)晶溫度不超過 200C為宜。由于采用 630 C退火1 h，故晶粒仍然粗大。綜上分析，在80%變形量條件下，采用 150 C退火1 h，則可使其晶粒細化。9. 前者采用去應(yīng)力退火（低溫退火）；后者采用再結(jié)晶退火（高溫退火）。10. 去應(yīng)力退火過程中，位錯通過攀移和滑移重新排列，從高能態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)榈湍軕B(tài)；動態(tài)回復(fù)過程中，則是通過 螺位錯的交滑移和刃位錯的攀移，使異號位錯相互抵消，保持位錯增殖率與位錯消失率之間的動態(tài)平衡。從顯微組織上觀察