材料科學基礎試題及答案6339

第一章原子排列與晶體結構1.fcc結構的密排方向是，密排面是，密排面的堆垛順序是，致密度為，配位數(shù)是，晶胞中原子數(shù)為，把原子視為剛性球時,原子的半徑r與點陣常數(shù)a的關系是為，配位數(shù)是;bcc結構的密排方向是，密排面是，致密度,晶胞中原子數(shù)為，原子的半徑r與點陣常數(shù)a的關系是；hcp結構的密排方向是，密排面是，密排面的堆垛順序是，致密度為的關系是，配位數(shù)是，，晶胞中原子數(shù)為，原子的半徑r與點陣常數(shù)a。2.Al的點陣常數(shù)為0。4049nm，其結構原子體積是為，四面體間隙數(shù)為3.純鐵冷卻時在912發(fā)生同素異晶轉變是從，每個晶胞中八面體間隙數(shù)。結構轉變?yōu)榻Y構，配位數(shù)，致密度降低,晶體體積，原子半徑發(fā)生。4.在面心立方晶胞中畫出晶面和晶向，指出﹤110﹥中位于（111）平面上的方向.在hcp晶胞的（0001）面上標出晶面和晶向。5.求和兩晶向所決定的晶面。6在鉛的（100）平面上，1mm2有多少原子？已知鉛為fcc面心立方結構，其原子半徑R=0.175×10—6mm。第二章合金相結構一、填空1）隨著溶質濃度的增大,單相固溶體合金的強度，塑性，導電性，形成間隙固溶體時,固溶體的點陣常數(shù)2)影響置換固溶體溶解度大小的主要因素是（1)（3）；(4)和環(huán)境因素.3）置換固式溶體的不均勻性主要表現(xiàn)為4)按照溶質原子進入溶劑點陣的位置區(qū)分,固溶體可分為.；（2）；和。和。，塑5）無序固溶體轉變?yōu)橛行蚬倘荏w時，合金性能變化的一般規(guī)律是強度和硬度,導電性性。6）間隙固溶體是是二、問答，間隙化合物.1、分析氫,氮，碳，硼在—Fe和—Fe中形成固溶體的類型，進入點陣中的位置和固溶度大小。已知元素的原子半徑如下：氫：0。046nm,氮：0.071nm，碳:0。077nm，硼：0.091nm,—Fe：0。124nm,-Fe:0。126nm。2、簡述形成有序固溶體的必要條件。第三章純金屬的凝固1.填空1.在液態(tài)純金屬中進行均質形核時，需要2液態(tài)金屬均質形核時，體系自由能的變化包括兩部分，其中起伏和起伏。自由能是形核的阻力，等于是形核的動力；臨界晶核半徑rK與過冷度T關系為.,臨界形核功GK3動態(tài)過冷度是指。4在工廠生產條件下，過冷度增大，則臨界晶核半徑比值，晶粒越。,金屬結晶冷卻速度越快，N/G5.獲得非晶合金的基本方法是二、問答。1根據凝固理論2試根據凝固理論,分析通常鑄錠組織的特點。3簡述液態(tài)金屬結晶時，過冷度與臨界晶核半徑，形核功及形核率的關系.4銅的熔點Tm=1356K,熔化熱Hm=1628J/cm2，=177×10－7J/cm，點陣常數(shù)a=0。3615nm.,試述細化晶粒的基本途徑。求銅T=100時均勻形核的臨界核心半徑5:何謂過冷,過冷度，動態(tài)過冷度,它們對結晶過程有何影響？6根據冷卻速度對金屬凝固后組織的影響,現(xiàn)要獲得微晶，非晶，亞穩(wěn)相，請指出其凝固時.如何控制.7、簡述純金屬凝固時潤濕角θ、雜質顆粒的晶體結構和表面形態(tài)對異質形核的影響。第四章二元合金相圖與合金凝固一、填空1。固溶體合金凝固時，2.按液固界構，界面可分為3.液態(tài)金屬凝固時，除了需要結構起伏和能量起伏外，還要有起伏。面微觀結和長大機制是.粗糙界面晶體的，光滑界面晶體的長大機制是和。4在一般鑄造條件下固5液態(tài)金屬凝固時，若溫度梯度dT/dX>0（正溫度梯度下)，其固、dT/dX〈0時（負溫度梯度下），則固、液界面為狀。6。靠近共晶點的亞共晶或過共晶合金,快冷時可能得到全部共晶組織，這稱為7固溶體合金凝固時，溶質分布的有效分配系數(shù)ke=溶體合金容易產生偏析，用理方法可以消除。液界面呈狀，.，當凝固速率很大時ke趨于。8.在二元相圖中，L→+L叫反應,→L+稱為反應。為鋼，大于轉變，而反應—１12＋稱為反應,+稱為２9Fe-Fe3C相圖中含碳量小于為鑄鐵；鐵碳合金室溫平衡組織均由是和，是兩個基本相組成；根據溶質原子的位置,奧氏體其晶體結構固溶體,鐵素體是體結構是,合金平衡；珠光體的含碳量是；在常溫下,亞共析鋼的平衡組織共晶白口鑄鐵的平衡組織，變態(tài)萊氏體的相組成物是,Fe3CI是從中析出的，F(xiàn)eC是從中析出的，它們的含碳量，A共析反應后的生成物稱為，其晶結晶時，奧氏體的組成的兩相混合物；萊氏體的含碳量是共析鋼的平衡組織萊氏體的相組成物是中析出的，F(xiàn)eC是從最大含量是，它是由和是，過是，亞是，3II3III為2問答,FeC主要性能特點是。31如圖4-1所示為Ni-Al相圖1）填出相圖中各相區(qū)的平衡相;2）指出圖中的穩(wěn)定化合物和不穩(wěn)定化合物;3）寫出圖中存在的恒溫反應，指4）指出含Ni30%（重量）的合金在平衡冷卻時的相成,并計算出其中組織組成物的百分數(shù).5）試說明含Ni89%（重量)的Ni-Al合金其平衡凝固6）設X合金平衡凝固完畢時的組織為(Al）初晶+（+)共晶，其此合金中Ni組元的含量是多少？7）繪出1500時Al-Ni合金系的自由能—成分曲線示意圖.明反應類型；變過程，計算室溫下的相組成與組織組與非平衡凝固后的顯微組織的不同.中初晶占80%，則圖4—1圖4-22根據Cu—Sn相圖（圖4—2)，Cu為fcc結構?；卮鹣铝袉栴}：1)相為何種晶體結構？2）計算212℃時Cu—90%Sn合金在T溫度時（共晶反應前）的平衡分配系數(shù)。E在正常條件下凝固后上出現(xiàn),相的晶界少量相，其原因何在？如3)Cu-13.47%Sn合金何消除相？4）分析Cu—70%Sn合金平衡凝固過程，并計算共晶反應剛完畢時相組成物和組織組成物的相對含量。5）畫出Cu-Sn系合金在450℃時各相自由能—-—成分曲線示意圖。圖4-3圖4—43如圖4-3為Mg-Y相圖1）填相區(qū)組成，寫出相圖上等溫反應及Y=5％wt時的合金K在室溫時的平衡組織.2）已知Mg為hcp結構,試計算Mg晶胞的致密度；3）指出提高合金K強度的可能方法4）簡述圖中Y=10%wt之合金可能的強化方法.4試說明純Al和鋁－銅單相固溶體結晶的異同。5根據4—4的鐵碳亞穩(wěn)平衡相圖回答下列問題：1）寫出下列Fe3CII含量最多的合金；珠光體含量最多的合金；萊氏體含量最多的合金.2）指出此二元系中比較適合做變形合金和鑄造合金的成分范圍。3）如何提高壓力加工合金的強度.4）標注平衡反應的成分及溫度，寫出平衡反應式。5）分析Fe-1%C合金的平衡凝固過程，并計算室溫下其中相組成物和組織組成物的百分含量,6）分析Fe-1%C合金在亞穩(wěn)冷卻轉變和淬火冷卻轉變后組織的差異.7）根據Fe—Fe3C狀圖態(tài)確定下列三種鋼在給定溫度下的顯微組織（填入表中）含碳量溫度顯微組織溫度顯微組織0.4770℃停留一段時間P+F900℃A+F0。771.0680℃P剛達到770℃A700℃P+Fe3CⅡ剛達到770℃A+Fe3C能-—-成分曲線示意圖.8)畫出1200℃時各相的自由圖4—5圖4—66：A為金屬元素,B為非金屬元素，形成二元相圖如圖4—5：1)畫出Ⅱ合金平衡冷卻曲線以物相對含量。2)試分析不同冷卻速度對下圖中Ⅰ合金凝固后顯微組織的影響3）Ⅰ合金在工業(yè)條件冷凝后如對合金進行擴散退火，應如何確定退火溫度。7：簡述典型金屬凝固時，固/液界面的微觀結構，長大機制，晶體在正溫度梯度下、負溫度梯度下成長時固/液界面的形態(tài).8：根據Pb—Bi相圖（圖4－6)回答下列問題：1）把空相區(qū)填上相的名稱2）設X合金平衡凝固完畢時的相組成物為和(Bi)，其中相占80%，則X合金中Bi組元的含量是多少?及平衡結晶后組織示意圖，計算其室溫下相組成物及組織組成.。3）設Y合金平衡凝固完畢時的組織為（Bi)初晶+[+（Bi）］共晶,且初晶與共晶的百分含量相等,則此合金中Pb組元的含量是多少?4）Pb—30%Bi合金非平衡凝固后室溫下組織與平衡凝固組織有何不同。第五章三元合金相圖1根據Fe－C－Si的3.5％Si變溫截面圖（5－1），寫出含0.8％C的Fe-C—Si三元合金在平衡冷卻時的相變過程和1100℃時的平衡組織。圖5－12圖5－2為Cu-Zn-Al合金室溫下的等溫截面和2％Al的垂直截面圖，回答下列問題：1)在圖中標出X合金（Cu—30%Zn-10％Al）的成分點。2）計算Cu-20%Zn-8％Al和Cu—25%Zn-6％Al合金中室溫下各相的百分含量，其中α相成分點為Cu-22.5%Zn-3.45%Al,γ相成分點為Cu—18%Zn—11.5％Al。3)分析圖中Y合金的凝固過程。Y%圖5－23如圖5－3是A—B—C三元系合金凝固時各相區(qū),界面溶體α、γ.的投影圖，A、B、C分別形成固β、1）寫出，和單變量線的三相平衡反應式。2)寫出圖中的四相平衡反應式。3）說明O合金凝固平衡凝固所發(fā)生的相變。圖5－3圖5－44圖5－4為Fe—W-C三元系的液相面投影圖。寫出e1→1085℃,P1→1335℃,P2→1380℃單變量線的三相平衡反應和1700℃，1200℃，1085℃的四相平衡反應式。I,II，III三個合金結晶過程及室溫組織，選擇一個合金成分其組織只有三元共晶。5如圖5－5為Fe-Cr-C系含13％Cr的變溫截面１）大致估計2Cr13不銹鋼的淬火加熱溫度(不銹鋼含碳量０.２％，含Cr量13％）２）指出Cr13模具鋼平衡凝固時的凝固過程和室溫下的平衡組織（Cr13鋼含碳量2％）３）寫出(１）區(qū)的三相反應及７９５時的四相平衡反應式。圖5－5圖5－66如圖5－6所示，固態(tài)有限溶解的三元共晶相圖的濃度三角形上的投影圖,試分析IV區(qū)及VI區(qū)中合金之凝固過程。寫出這個三元相圖中四相反應式。圖5－77分析如圖5－7所示的三元相圖，該合金中E點成分為27Pb18Sn55Bi，γ相成分取100％Bi。1）指出這個三元系的初晶面，寫出四相平衡反應式；2）分析該三元合金系中1，2，3，4合金平衡結晶過程；3）要配制一個初晶為γ,具有三元共晶而無二元共晶且γ/三元共晶=0.5的合金，計算該合金的成分。第六章空位與位錯一、名詞解釋空位平衡濃度，位錯，柏氏回路,P-N力，擴展位錯，堆垛層奧羅萬機制，科垂耳氣團，面角位錯,鈴木氣團，多邊形化二、問答1fcc晶體中，層錯能的高低對層錯能對金屬材料冷、熱加工行為的影響如何？2。在鋁單晶體中（fcc結構），錯,弗蘭克-瑞德位錯源，錯的形成、擴展位錯的寬度和擴展位錯運動有何影響?層1）位錯反應］+能否進行？寫出反應后擴展位錯寬度的表達式和式中各符號的含義；若反應前的是刃位錯,則反應后的擴展位錯能進行何種運動？能在哪個晶面上進行運動？若反應前的是螺位錯，則反應后的擴展位錯能進行何種運動？2）若（1，1，1）面上有一位錯,與面上的位錯發(fā)生反應，如圖6－1。寫出位錯反應方程式，說明新位錯的性質，是否可動。3）寫出（111）與（111）兩個滑移面上兩全位錯所分解為肖克萊不全位錯的兩個反應式。4）如果兩擴展位錯運動兩領先位錯能否發(fā)生反應，若能,求新位錯柏氏矢量；分析新形成位錯為何種類型位錯，能,對加工硬化有何作用，當它們在兩個滑移面交線AB相遇時,兩領先不全位錯為和,否自由滑移。圖6－13螺旋位錯的能量公式為。若金屬材料亞晶尺寸為R=10—3~10-4cm,r0約為10—8cm,銅的G＝4×106N/cm2,b＝2.5×10－8cm.（1)試估算Es（2）估算Cu中長度為1個柏氏矢量的螺型位錯割階的能量。4平衡空位濃度與溫度有何關系？高溫淬火對低溫擴散速度有何影響?5已知Al的空位形成能為0。76eV,問從27升溫到627時空位濃度增加多少倍（取系數(shù)A=1)6在一個刃型位錯附近放置另一個與之平行同號的另一個刃型位錯，其位置如圖6－2所示1，2，3，問它們在滑移面上受力方向如何？圖6－27、位錯對金屬材料有何影響？32第七章金屬塑性變形一名詞解釋固溶強化,應變時效，孿生，臨界分切應力，變形織構二問答1單相合金的冷塑性變形與純金屬的室溫塑性變形相比2金屬晶體塑性變形時，滑移和孿生有何主要區(qū)別3A-B二元系中,A晶體結構是bcc，形成B晶體結構是fcc，形成相，與B形成其晶體結構是hcp：1)指出，，三個相的2）繪出它們單晶變形時應力-應變曲線示意圖，試解釋典型低層錯能面心立方單晶,有何特點。?α固溶體，β固溶體,A常見滑移系；體的加工硬化曲線，并比較與多晶體加工硬化曲線的差別。4簡述冷5為什么金屬6何為加工硬化?列出產生加工硬化的各種可能機制。（不必說明），加工硬化現(xiàn)象在工業(yè)上有哪些作用？7鋁單晶體拉伸時，因子COSCOS=0。41,試問有加多大的拉應力9簡要說明第二相在冷塑性變形過程中的作用。10討論織構的利弊及控制方法。11敘述金屬和合金在冷塑性變形過程中發(fā)生的12圖7－1所示低碳鋼的三條拉伸曲線，1－塑性變形再加載。試回答下列問題:1）解釋圖示曲線2無屈服現(xiàn)象和曲線3的屈服現(xiàn)象。2）屈服現(xiàn)象對金屬變形制件表面質量有何如何改善表面質量。13退火純Fe，其晶粒尺寸d=1/4mm時，其屈服點s=100MNm—2；d=1/64mm時s=250MNm—2.d=1/16mm時，根據霍爾—配奇公式求其s為多少？加工纖維組織、帶狀組織和變形織構的成因及對金屬材料性能的影響。材料經熱加工后機械性能較鑄造態(tài)。好其力軸為［001]，一個滑移系的臨界分切應力為0。79MN/m2，取向幾個滑移系可同時產生滑移？開動其中一個滑移系至少要施圖7－1能的變化。?組織性；2－去載后立即再行加載；3－去載后時效影響，第八章回復與再結晶1名詞再結晶織構，再結晶全圖，冷加工與熱加工，帶狀組織，加工流線，動態(tài)再結晶，度，二次再結晶，退火孿晶2問答1再結晶與固2簡述金屬冷變形度的大小對再結晶形3燈泡中W絲在高溫下工作，發(fā)生顯著晶粒長大性能變兩種延長鎢絲壽命的方法?變形織構與臨界變形態(tài)相變有何區(qū)別？核機制和再結晶晶粒尺寸的影響。脆，在熱應力作用下破斷，試找出4戶外用的架空銅導線（要求一定的強度）和戶內電燈用花線，在加工之后可否采用相同的最終熱處理工藝?為什么？5純鋁經90％冷變形純鋁的熔點為660。1）分析所得組織，畫出示意圖；2)說明它們強度、硬度的高低和塑性7今有工業(yè)純鈦、純鋁和純鉛鑄錠，試問如何選擇它們的軋制開坯溫度？開坯后,將它們在（20℃）進行軋制，它們的塑性誰好誰壞？為什么？它們在室溫下可否連續(xù)軋制下去?鈦、鉛、鋁分別怎樣才能軋成很薄的帶材？已知：工業(yè)純金屬的再結晶溫度T=（0.3-0.4）T，鈦熔點1672℃,883℃以下為hcp，883℃以上為bcc；鋁熔點為660℃,fcc結構方)。后，小時后空冷,取三塊試樣分別加熱到70，150，300,各保溫一方面的區(qū)別并簡要說明原因。室溫再熔（面心立方);鉛熔點為327℃，fcc結構（面心立8試說明晶粒大小對金屬材料室溫及高溫力學性能的影響，在生產中如何控制材料的晶粒度。9如何提高固溶體合金的強度10試用位錯理論解釋固溶強化，彌散強化,以及加工硬化的原因。第九章表面與界面1名詞正吸附，晶界能，小角度晶界，晶界偏析2問答1試說明界面對復合材料結合強度的影響。2試述晶界的特性。3分析晶界能的變化.4分析影響晶界遷移的因素第十章原子擴散1、2、Ni板與Ni通過MgO向Ta中擴散,＋Ni在MgO中的擴散系數(shù)為D=9×10－12cm2/s，Ni的點陣常數(shù)為3.6×10－8cm.問每秒鐘簡要說明影響溶質原子在晶體中擴散的因素.Ta板中有0.05mm厚MgO板作為阻擋層，1400℃時此時＋通過MgO阻擋層在2×2cm的面積上擴散的Ni數(shù)目,并求出要擴散走1mm厚的Ni層需要2＋的時間.3、對含碳0。1％齒輪氣體為0。45％時32900cal/mol，誤差函數(shù)如表1）試設計最佳滲碳工藝；2）在滲碳溫度不變，在1000℃時滲碳,要將滲碳厚度滲碳后碳含量為0。45％所需滲碳時滲碳強化，滲碳氣氛含碳1。2％，在齒輪表層下0.2cm處碳含量齒輪達到最佳性能。已知鐵為FCC結構,C在Fe中的D＝0.23，激活能Q＝10－1。0增加1倍，即要求在其表面下0.4cm處間。表10－1與erf()的對應值erf(）erf()erf(）0.00。00000.11250.70。67781。41.50.95230.10。80。74210.96610.20.22270.32860.42840。91.00.79690.82471.60。97630。30.41。70。98380。98911。90。99281.10。88020.91031.80。50。52051。20.60.60391。30。934010毫米，含碳量0。77%的鋼在強脫碳氣氛中加試指出試樣從表面到心部的組織分布。5一塊用作承載重物的低碳鋼板，為提高其表面硬度1)滲碳為什么在—Fe中進行而不在-Fe中進行,即滲碳溫度選擇要高2)滲碳溫度高于1100會出現(xiàn)什么問題？6銅—鋅基單相固溶體進行均勻化處理，試討論如1)在有限時間內能否使枝晶偏析2）將此合金均勻化退火前進行冷加工，對均勻化過程是加速還是無影響7原子擴散在材料中的應用8何謂上坡擴散，舉兩個實例說明金9、簡述固溶體合金的擴散機制2.00.99534一塊厚度熱到800℃，然后緩慢冷卻，采用表面滲碳，試分析：于727，為什么？下問題:完全消失？？說明理由。屬中上坡擴散現(xiàn)象.第一章原子排列與晶體結構6.［110],(111)，ABCABC…，0。74，12,4，；[111］，（110)，0。68,8，2，；，（0001），ABAB，0.74,12,6，.7.0。01659nm3，4,8。8.FCC,BCC,減少，降低，膨脹，收縮.9.解答：見圖1－110.解答:設所決定的晶面為（hkl），晶面指數(shù)與面上的直線［uvw]之間有hu+kv+lw=0，故有：h+k-l=0，2h-l=0?？梢郧蟮茫╤kl）＝（112）。6解答：Pb為fcc結構,原子半徑R與點陣常數(shù)a的關系為，故可求得a＝0。4949×10-6mm。則(100）平面的面積S＝a2＝0。244926011×0—12mm2，每個（100）面上的原子個數(shù)為2.所以1mm2上的原子個數(shù)＝4.08×1012.第三章合金相結構一、填空1)提高，降低，變差,變大。2）(1）晶體結構；（2）元素之間電負性差；(3)電子濃度；（4）元素之間尺寸差別3）存在溶質原子偏聚和短程有序。4）置換固溶體和間隙固溶體。5）提高，降低，降低.6）溶質原子溶入點陣原子溶入溶劑點陣間隙中形成的固溶體，非金屬原子與金屬原子半徑的比值大于0.59時形成的復雜結構的化合物.三、問答1、解答：-Fe為bcc結構,致密度雖然較小,但是它的間隙數(shù)目多且分散，間隙半徑很小,四面體間隙半徑為0。291Ra，即R＝0。0361nm，八面體間隙半徑為0。154Ra，即R＝0.0191nm。氫，氮，碳，硼于由與-Fe的尺寸差別較大，在—Fe中形成間隙固溶體,固溶度很小?！狥e的八面體間隙的［110］方向R=0.633Ra，間隙元素溶入時只引起一個方向上的點陣畸變，故多數(shù)處于—Fe的八面體間隙中心。B原子較大，有時以置換方式溶入—Fe。于由—Fe為fcc結構，間隙數(shù)目少，間隙半徑大，四面體間隙半徑為0。225Ra，即R＝0.028nm，八面體間隙半徑為0。414Ra，即R＝0.0522nm。氫，氮，碳，硼在-Fe中也是形成間隙固溶體,其固溶度大于在—Fe中的固溶度，氫，氮，碳，硼處于-Fe的八面體間隙中心.2、簡答：異類原子之間的結合力大于同類原子之間結合力；合金成分符合一定化學式；低于臨界溫度（有序化溫度）。第三章純金屬的凝固2.填空1.結構和能量.2表面,體積自由能,，.3晶核長大時固液界面的過冷度。4減少，越大，細小。5?？焖倮鋮s。二、問答1解答：凝固的基本過程為形核和長大,形核需要能量和結構條件，形核和長大需要過冷度。細化晶粒的基本途徑可以通過加大過冷度，加入形核劑，振動或攪拌。2解答：根據金屬結晶過程的形核和長大理論以及鑄錠的散熱過程，可以得出通常鑄錠組織的特點為最外層為細小等軸晶，靠內為柱狀晶，最內層為粗大等軸晶.3解答：液態(tài)金屬結晶時，均勻形核時臨界晶核半徑rK與過冷度T關系為，臨界形核功GK等于。異質形核時固相質點可作為晶核長大，其臨界形核功較小,,θ為液相與非均勻形核核心的潤濕角。形核率與過冷度的關系為：，其中N為形核率，C為常數(shù)，ΔGA、ΔGk分別表示形核時原子擴散激活能和臨界形核功。在通常工業(yè)凝固條件下形核率隨過冷度增大而增大。4解答：在金屬凝固時，可以近似認為L=Hm，根據均勻形核時臨界晶核半徑rK與M過冷度T關系為,可以計算得到r＝0.79×10－7cm＝0。79nm.5：解答：過冷是指金屬結晶時實際結晶溫度Tn比理論結晶溫度Tm低的現(xiàn)象.過冷度ΔT指Tm與Tn的差值。動態(tài)過冷度指晶核長大時的過冷度。金屬形核和長大都需要過冷，過冷度增大通常使形核半徑、形核功減少，形核過程容易,形核率增加,晶粒細化。7解答：冷卻速度極大影響金屬凝固后的組織.冷卻快一般過冷度大，使形核半徑、形核功減少，形核過程容易，形核率增加，晶粒細化，冷卻非?？鞎r可以得到非晶,在一般工業(yè)條件下快速冷卻可以得到亞穩(wěn)相。7、解答：0°，形核功為0，固相粒子促進形核效果最好；潤濕角θ＝180°，0°<θ〈180°,形核功純金屬凝固時潤濕角θ＝異質形核功等于均勻形核功，固相粒子對形核無促進作用；潤濕角比均勻形核的形核功小，θ越小，固相粒子促進形核效果越好。雜質顆粒的晶體結構與晶核相同或相近時，促進形核效果好，當兩者結構不相同時，一般對促進形核效果差或不促進形核。雜質粒子的表面成凹形時，促進形核效果好，成平面狀時次之，凸形時最差。第四章二元合金相圖與合金凝固一、填空1.成分2。光滑界面，粗糙界面3。垂直長大機制,二維平面長大,依靠晶體缺陷長大4枝晶，均勻化退火5平直狀，樹枝。6。_偽共晶_。7，1。8。共晶，熔晶,偏析，包析90。0218%，4。3％；P和Fe3C；FCC，間隙，間隙固溶體，BCC，2。11％;0.77，珠光體和滲碳體;4.3％；P+F，P+Fe3C，Ld,A+Fe3C，P+Fe3C+Fe3CII,液相，A,F，6.69，硬、脆，P.2問答1解答：1）見圖中標注。兩相區(qū)由相鄰的兩個單相區(qū)所構成.水平線代表三相區(qū)，見3）中的恒溫反應式。2）穩(wěn)定化合物為δ、ε,不穩(wěn)定化合物為β、γ。3)1455℃，L＋δ－ε，包晶反應;1387℃，L－ε＋Ni，共晶反應;1135℃，L＋δ－γ，包晶反應；855℃，L＋γ－β，包晶反應;640℃,L－Al＋β，共晶反應；4）Ni30%(重量）的合金在平衡冷卻時的相變過程：L－γ；855℃,L＋γ－β，包晶反應；L－β;640℃，L－Al＋β，共晶反應；室溫下相組成為Al＋β，,β=1—Al％=71.4％。室溫下組織組成為β+（Al＋β）,，,（Al＋β)=1-β％=28。6%.共晶共晶為Ni和Ni中析出的ε，非L－（ε＋Ni）.5）含Ni89％（重量)的Ni-Al合金平衡凝固后會出現(xiàn)非平衡共晶組織，即為Ni和少量的1387℃反應生成的初晶占80％，則（+）共晶＝6）X合金平衡凝固完畢時的組織20％,設此合金的含量是X，,可以求得X＝0.01％.其平衡凝固時室溫組織共晶中Ni組元7）1500時Al—Ni合金系的自由能-成分曲線示意圖如圖。2解答：1）相晶體結構與Cu的結構保持一致，為fcc結構；2)共晶反應前的平衡分配系數(shù);3）Cu-13。47％Sn合金在正常條件下凝固后，由于固相平均成分線相對于固相線下移，在合金凝固過程中剩余少量液相出現(xiàn)非平衡結晶，發(fā)生包晶反應而出現(xiàn)少量相.這些少量通過均勻化退火消除。4）Cu—70%Sn合金平衡凝固過程為L－ε，L92.4+ε382相可以—η，L-η，L99.3—η60.9+（Sn）,590。。η－共晶反應剛完畢時相組成物為η+（Sn),組織組成物為η+（η+Sn)。共晶相組成物的相對含量為：和組織組成物的相對含量:（η+Sn）％＝1－η％＝23.7%.共晶5）合金在450℃時各相自由能—-—成分曲線示意圖如圖所示。3解答：1）相區(qū)填寫如圖所示。相圖中各等溫反應如下：935℃：635℃：L+ε—Y=5％wt時的合金K在室溫時的2）Mg為hcp結構，因為r＝a/2,一個hcp晶胞中3）提高合金K強度的4）Y=10％wt之合金4解答：相同點:均需要形核與長大，形核要滿足一定熱力學條件，形成徑,即需要能量不同點:固溶體合金時產生偏析，一般會產生成分過冷,凝固過程是在一個溫進行。5解答：1）Fe3CII含量最多的合金、珠光體含量最多的合金、萊氏體含量最多的合金別為含碳量2.11%，0.77%，4。3％。2）二元系中比較適合做變形合金和合金為單相固溶體,適合作為鑄造合金的成分范圍為含較多共晶故在含碳量小于2。11％的合金可以經過加熱得到單相合金適合作為變碳量大于4。3％的合金適合作為鑄造合金。3）提高壓力加工合金的強度的方法主要有加工硬化，合金元素固溶產生的固溶強化,細化晶粒強化，熱處理強化，第二相強化,彌散質點的彌散強化。4）平衡反應的成分及溫度,反應式為1495℃，L＋δ－，包晶反應；L+β（γ；557℃：平衡組織為（Mg)固溶體。有6個原子，設,則致密度為Y）—ε;780℃：L+ε—δ；776℃：β（Y）—ε＋α(Y）；L—(Mg)＋γ.可能方法有細化晶粒，加工硬化?？赡艿膹娀椒ㄓ屑毣Я?，加工硬化和固溶時效。一定臨界晶核半起伏和結構起伏。形核除需要能量起伏和結構起伏外，還需要成分起伏，非平衡結晶度區(qū)間進行，而純金屬凝固在等溫的合金成分分有體的合金。形合金，含有共晶反應A017。053。009。1148℃，L4.3－A2。11＋Fe3C，共晶反應；727℃，A0.77－F+Fe3C,共析反應；00218。5)凝固過程:935℃：L-γ，γ—Fe3CⅡ,γ—F＋Fe3CⅡ（P）室溫下相組成為＝1.9%。F＋Fe3CⅡ,其中；室溫下組織組成為P＋Fe3CⅡ,其中，F(xiàn)e3CⅡ％＝1－P％6)亞穩(wěn)轉變后組織為P＋Fe3CⅡ，淬火冷卻后C在Fe中形成過飽和固溶體（馬氏體相變）。7）三種鋼在給定溫度下的顯微組織如表。8）1200℃時各相的自由能---成分曲線示意圖如圖。6：解答：1）Ⅱ合金的平衡冷卻曲線和組織如圖;室溫下相組成物為α＋β，其中，β＝1－α％＝88。2％,組織組成為β＋(α＋β)共晶,（α＋β）共晶％＝1－β％＝25%;2）Ⅰ合金在平衡凝固時Ⅱ＋少量（3）可以根據相圖估計,在共晶溫盡可能7：解答:1）金屬固液界面的微觀結構為粗糙界面，長大機制為垂直長大方式，在梯度下固液界面保持平直，在負溫度梯度下成固/液界面不穩(wěn)定，結晶后容易長成樹枝狀晶。8：解答：1)相區(qū)填2）設X合金中Bi組元的含量是x，依題意有，可以解得x＝53.44，即Bi組元的含量是y,依題意有共晶含量,可以解得y＝78.15,即Pb組元的含量，室溫組織為α＋βⅡ,工業(yè)條件冷卻時出現(xiàn)少量非平衡共晶組織α＋β)共晶。度進行退火。，室溫組織為α＋β度下高的溫正溫度長時充如圖；是53.44%.3)設Y合金中Bi組元的含量是21。85％。4）Pb-30％Bi合金平衡凝固過程為L—α，L＋α-β，L—βBi,室溫下平衡組織為β＋Bi,非平衡凝固下由于L＋α—β包晶反應很難進行完全，故在β晶粒內部會保留部分α，室溫下組織為β＋殘留α＋Bi。，β—第五章三元合金相圖1解答：0。8%C的Fe—C-Si三元合金在平衡冷卻時的相變過程為L—α，L＋α-γ，L-γ，1100℃時的平衡組織為γ。2解答：1)Cu-30％Zn-10%Al合金的成分點見圖中2）Cu—20%Zn-8％Al合金，位于α+γ兩相區(qū)邊界線上，由α＋γ兩相組成。X點.Cu—25Zn—6Al合金位于α＋＋γ的三相區(qū)中，由α＋＋γ的三相區(qū)組成，可以從圖中讀出各相成分點：α：Cu—22.6Zn—3。45Al,γ：Cu—18Zn—11。5Al,β：Cu—30Zn-4Al故Cu-20Zn—8Al合金中α1－α％＝56.5％Cu－25Zn－6Al合金中＝×100％=50%α%=（1-)×43。5%=21。75%，γ％=（1-)×56.5%=28。25%3)Y合金L－α，L－α＋β，β3解答：1)：L+α－β：L－β+γ：L－α+γ2)L+α－β+γ3）O合金凝固過程:L－α,L+α－β,L+α－β4解答：e－1085℃：L→FeC+γ；P－1335℃：L+α－γ%＝×100％＝43.50％γ％＝凝固過程：－α+γ，α,β,γ同析.；γ－1380℃:L+FeW2－α1700℃L＋WC＋W－η1200℃L＋η－γ+WC1085℃L－γ＋Fe3C＋WC5解答：1)2Cr13。不銹鋼的2）2％C，13%Cr剛的平衡γ→α＋C（P）；α→C；室溫下組織為C+P。3）1區(qū)的三相L+δ－γ795℃的C－α+C6解答：L－α，L－α＋β，αL－α,L－α＋β，L－α＋β+γ,隨后α，β，γ同析;:L－α＋β＋γ7解答:四相反應式為137。4℃時P點:Lp+α－β＋99.5℃時E點L－β＋三元系初晶面有δ、α2）三1的結晶過程為2的結晶過程為：L－δ,L－δ+β，L－γ3的結晶過程為：L－α,L－δ+α,L＋α+δ；4的結晶過程為：:L－α,L＋α+δ。3）由（Bi)與E點的連線上，設其Bi含量為x，故有50％=×100％，故Bi含量為77.5％,淬火加熱在γ相區(qū)，從圖上估計為1050℃－1300℃；凝固過程為：L－γ，L－γ+C;反應是：四相平衡的反應式：γ＋Ⅳ區(qū)合金凝固過程為：－β互析；Ⅵ區(qū)合金凝固過程為：四相反應式為δδ＋γ2、β、γ的四個初晶面；元合金中合金:L－γ,L－γ+δ+β；+δ+β；合金合金－β合金－β題意分析可知改合金成分位于γ即Pb％+Sn％=22.5％。由于成分線過Bi的頂點，故所求合金中可求得Pb％=9%,Sn=13。5％。第六章空位與位錯一、名詞解空位平衡濃度:金屬晶體中，的空位通常用金屬晶體中空位總數(shù)與結點總數(shù)的比值來表示。位錯：一種原子排列不規(guī)則的缺陷，它在某一個方向上的尺寸很大,另兩個方釋空位是熱力學穩(wěn)定的晶體缺陷，在一定的空位下對應一定濃度，晶體中的向上尺寸很小。柏氏回路：確定柏氏族矢量的過程中圍繞位錯線作的一個閉合回路,回路的每一步均移動一個原子間距，使起點與終點重合。P—N力：周期點陣中移動單個位擴展位錯:兩個不全位錯之間夾有層錯的位堆垛層錯:密排晶體結構中整層密排面上原子發(fā)生滑移錯排而形成的弗蘭克-瑞德位錯源：兩個結點被釘扎的位段在外力的作用下不斷彎曲弓出后，錯時，克服位錯移動阻力所需的臨界切應力錯組態(tài)一種晶體缺陷。錯線互相鄰近的位錯線抵消后產生新位錯，原被釘扎錯位線段恢復到原狀，不斷重復產生新位錯的，這個不斷產生新位錯、被釘扎的位錯線即為弗蘭克—瑞德位錯源。Orowan機制：合金相中與基體非共格的較硬第二相粒子與位錯線作用時不變形,位錯繞過粒子,在粒子周圍留下一個位錯環(huán)使材料得到強化的機制。科垂爾氣團:圍繞刃型位錯形成的溶質原子聚集物，通常阻礙位錯運動，產生固溶強化效果。鈴木氣團：溶質原子在層錯區(qū)偏聚，由于形成化學交互作用使金屬強度升高。面角位錯：在fcc晶體中形成于兩個{111}面的夾角上,由三個不全位錯和兩個層錯構成的不能運動的位錯組態(tài)。多邊形化:連續(xù)彎曲位錯壁，成為小角度傾斜晶界，單晶體因而二、問答1解答：層錯能高，難于形成層錯和擴展位錯,形成的擴展位錯寬度窄,易于發(fā)生束集，容易發(fā)生交滑移,冷變形中線性硬化階段短，甚至被掩蓋，而拋物線硬化階段開始早，熱變形中，易于形成層錯和擴展位錯，形成的擴展位錯寬度，熱變形中主要發(fā)生動態(tài)再結的單晶體中由于在加熱中通過位錯的滑移和攀移運動，形成規(guī)律的變成多邊形的過程。主要發(fā)生動態(tài)恢復軟化；層錯能低則反之較寬，難于發(fā)生束集和交滑移，冷變形中線性硬化階段明顯晶軟化。2.解答：1)對于位錯反應，需要同時滿足能量條件和幾何條件,反應才能進行。在]+中，，,，滿足擴展位錯寬度，G為切彈性模量前的是刃位錯，則反應后的擴展位錯只能在原滑移面上進行滑移；若反應前錯，反應后形成的擴展位錯可以進行束集，與其相交面如面相交處束集，而后過渡到面上進行運動，并有可能再次分解為擴展位錯。2）若(1,1,1)面上位錯與面上的位錯相遇，它們之間，可以發(fā)生位錯反應，反應式為：。新位錯位于（001）面上，是純刃型位錯，由于不在其滑移面上，為不可動位錯。能量條件；同時，滿足幾何條件，故反應能進行。，b1、b2為不全位錯柏氏矢量，γ為層錯能。若反應的是螺型位能滿足能量條件和幾何條件面{111｝3)（111)與（111)兩個滑移面上全位錯分解為肖克萊不全位錯的兩個反應式為：（111)晶面上:，面上的位錯4)如果兩擴展位錯運動分解后的兩個領先不全位錯為和，兩領先位錯之間依據能量條件和幾為；新形成位錯為在(001）面上兩個不全位錯和兩個層錯均不能運動,會引起冷加工中的加工硬化。:1）將各參數(shù)帶入公式中可以計算得到Es＝0。73～0.92Gb2;2）Cu中長度為1個柏氏矢量的螺型位錯割階的能量約為（1。725～2.3）×10－11J/cm2。4解答:平衡空位濃度,A為材料常數(shù),k＝1。38×10－23J/K,Ev為空位形成能。，即溫度越高,空位濃度越大。高溫淬火后由于高濃度空位被保留至低溫,對低促進作用.5解答：平衡空位濃度，Al的空位形成能為0.76eV＝0.76×(1。602×10－19J），k＝1。38何條件要求，可以判斷位錯反應可以進行。新位錯柏氏矢量刃型位錯，牽制到其它3解答溫加熱擴散有×10－23J/K，系數(shù)A=1。計算可得27（300K）時空位濃度C1＝1。7×10－13，627時空位濃度為C2＝5.54×10－5，故從27升溫到627時空位濃度增加倍.6解答：兩平行同號刃型位錯之間滑移面上的受力：,ν為泊松比。，G為切彈性模量,b,為兩刃型位錯的柏氏矢量故位置1位錯受斥力，位置2位錯處于亞穩(wěn)平衡，偏離該位置則遠離或運動到與原點處位錯垂直的地方。位置3處第二個位錯處于與原點處位錯垂直的上方,處于穩(wěn)定態(tài).7、解答1）對變形影響。通過位錯運動完成塑性變形；2）對性能影響，與第二相粒子,通過切過或繞過機制強化材料,冷加工中位錯密度增加也能強化材料，或通過形成科垂爾氣團強化材料，以及位錯運動中相互交截，或形成割階:位錯是晶體中的缺陷,對材料有許多重要影響.、面角位錯等使材料強化;3）對再結晶中的晶核形成機制有影響；是優(yōu)先擴散通道。第七章金屬塑性變形一名詞固溶強化：固溶體中的溶質原子溶入基體金屬后使合金變形抗力提高,應力－應變曲線升高,塑性下降的現(xiàn)象;應變時效：具有屈服現(xiàn)象的金屬材料在受到拉伸等變形發(fā)生屈服后，在室溫停留或低溫加熱后重新拉伸又出現(xiàn)屈服效應的情況；孿生：金屬塑性變形的重要方式。晶體在切應力作用下一部分晶體沿著一定的晶面（孿晶面)和一定的晶向（孿生方向)相對于另外一部分晶體作均勻的切變，使相鄰兩部分的晶體取向不同，以孿晶面為對稱面形成鏡像對稱,孿晶面的兩邊的晶體部分稱為孿晶.形成孿晶的過程稱為孿生；臨界分切應力：金屬晶體在變形中受到外力使某個滑移系啟動發(fā)生滑移的最小分切應力；變形織構：多晶體中位向不同的晶粒過經塑性變形后晶粒取向變成大體一致，形成晶粒的擇優(yōu)取向，擇優(yōu)取向后的晶體結構稱為變形織構，織構在變形中產生，稱為變形織構。二問答1簡答位錯運動，通過滑移和孿生完成塑性變形,開動滑移系需要臨界切應力，晶體中還會發(fā)生扭轉出現(xiàn)固溶強化，開動滑移系需要臨界切應力較大2簡答：滑移時原子移動的距離是滑移方向原子間距的整數(shù)倍是孿生方向原子間距的整數(shù)倍;滑移時滑移面兩邊晶體的位向不變,而孿生時孿生面兩邊的晶體位向不同,以孿晶面形成鏡像對稱；滑移時需要的臨界分切應力小，孿生開始需要的臨界分切應力很大，孿生開始后繼續(xù)切變時需要的切應力小，故孿生一般在滑移難于進行時發(fā)生。3簡答:1)α的滑移系為｛110}〈111〉，相的常見滑移系為{111｝<110>,相的常見滑移系為（0001）〈110〉。：純金屬變形主要借助；單相合金的基本變形過程與純金屬的基本過程是一樣的，，還有屈服和應變時效現(xiàn)象。，孿生時原子移動的距離但會不2）它們單晶變形時應力—應變曲線示意圖如圖。典型的面心立方單晶體的加工硬化曲線可以分為三個階段。當切應力達到晶體的臨界分切應力時，其應力-應變曲線近似為直線,稱為易滑移階段，此時加工硬化率很小，滑移線細長，分布均勻；隨后加工硬化率顯著增加,稱為線性硬化階段，滑移系在幾組相交的滑移系上發(fā)生，位錯彼此交截，滑移線較短；第三階段稱為拋物線硬化階段，加工硬化隨應變增加而減少,出現(xiàn)許多碎斷滑移帶，滑移帶端部出現(xiàn)交滑移痕跡。多晶體加工硬化曲線一般不出現(xiàn)易滑移的第一階段，而加工硬化率明顯高于單晶體.4簡答：冷加工纖維組織是純金屬和單相合金在冷塑性變形時和變形度很大的條件下，各的條件下第二相被破碎或晶粒伸長成纖維狀;帶狀組織是復相合金在冷塑性變形和變形度大伸長，沿變形方向成帶狀分布而形成的；變形織構是金屬和合金在在冷塑性變形時晶粒發(fā)生擇優(yōu)取向而形成的.上述冷加工纖維組織、帶狀組織和變形織構都使材料的性能具有方向性，即在各個方向上的性能不均,對使用性能有不良影響,但少數(shù)金屬材料，如用作變壓器的硅鋼片,各向異性能更好滿足使用要求。5簡答:金屬材料熱經加工后機械性能較鑄造態(tài)好的主要原因是熱加工時的高溫、大變形量使氣泡、疏松和微裂紋得到機械焊合，提高了材料的致密性,消除了鑄造缺陷，同時改善夾雜物和脆性相的形態(tài)、大小和分布，使枝晶偏析程度減弱，合金成分均勻性提高，熱加工中形成合理的加工流線，熱加工還6簡答：金屬材料經冷加工后,強度增加,硬度增加,塑性降低的現(xiàn)象稱為加工硬化。產生加工硬化的各種可能機制有滑移面上平行位錯間的交互作用的平行位錯硬化理論，以及滑移面上位錯與別的滑移面上位錯林切割產生割階的林位錯強化理論。加工硬化在實際生產中用來控制和改變金屬材料的性能，特別是對不能熱處理強化的合金和純金屬尤為重要，可以進行熱處理強化的合金，加工硬化可以進一步提高材料的強度;加工硬化是實現(xiàn)某些工件和半成品加工成型的主要因素；加工硬化也會帶來塑性降低,使變形困難的影響，還會使材料在使用過程中尺寸不穩(wěn)定，易變形，降低材料耐蝕性.7簡答:可有8個滑移系同時產生滑移（可以通過計算fcc的滑移系與［001]方向的夾角得到此結果）。開動其中一個滑移系至少要施加的拉應力為可使金屬顯微組織細化，這些都可以提高金屬材料的性能。9簡答：第二相在冷塑性變形過程中的作用一般是提高合金強度,但還取決于第二相的種類數(shù)量顆粒大小形狀分布特點及與基體結合界面結構等,對塑性變形影響復雜.第二相強度高于基體但有一定塑性，其尺寸、含量與基體基本接近，則合金塑性是兩相的變形能力平均值。第二相硬、脆,合金變形只在基體中進行，第二相基本不變形；第二相均勻、彌散分布在固溶體基體上，可以對合金產生顯著強化作用。10簡答：織構由晶粒擇優(yōu)取向形成，變形織構對再結晶織構形成有主要影響，織構造成材料性能各向異性。各向異性在不同情況需要避免或利用。織構控制可以通過控制合金元素的種類和含量、雜質含量、變形工藝（如變向軋制)和退火工藝等多種因素的配合。11簡答：金屬和合金在冷塑性變形過程中發(fā)生的組織性能的變化主要有晶粒被拉長，形成纖維組織,冷變形程度很高時,位錯密度增高，形成位錯纏結和胞狀組織，發(fā)生加工硬化，，變形金屬中出現(xiàn)殘余應力,金屬在單向塑性變形時出現(xiàn)變形織構。12簡答:1）屈服現(xiàn)象是由溶質原子與位錯交互作用產生氣團產生的,在外力作用下使位錯掙脫溶質原子聚集形成氣團，故無屈服現(xiàn)象成氣團,故又出現(xiàn)屈服現(xiàn)象2）屈服現(xiàn)象使金屬材料在拉伸和深沖加入與溶質原子形成穩(wěn)定化合物的其它元素，減少間隙溶質原子含量，減少氣團輕屈服現(xiàn)象，或在深沖之前進行比屈服伸長范圍稍大的預變形，使位錯掙脫氣團的釘扎,然的釘扎,材料出現(xiàn)屈服現(xiàn)象，曲線2在位錯脫離釘扎后溶質原子來不及重新；曲線3在出現(xiàn)屈服后時效再加載，溶質原子可以重新聚集形;過程中變形不均勻，造成工件表面不平整?？梢酝ㄟ^,消除或減后盡快深沖。13簡答：根據霍爾—配奇公式：，則按照題意有：和，可以解得d=1/16mm時，根據霍爾—配奇公式求得0＝50，k＝25,故可求得當s＝50＋25×＝150MNm-2第八章回復與再結晶1名詞變形織構：多晶體中位向不同的晶粒經過塑性變形后晶粒取向變成大體一致，形成晶粒的擇優(yōu)取向，擇優(yōu)取向后的晶體結構稱為變形織構,織構在變形中產生，稱為變形織構；再結晶織構是具有變形織構的金屬經過再結晶退火后出現(xiàn)的織構，位向于原變形織構可能相同或不同，但常與原織構有一定位向關系。再結晶全圖：表示冷變形程度、退火冷加工與熱加工再結晶溫度以上的加工稱為熱加工為冷加工。溫度與再結晶后晶粒大小的關系(保溫時間一定)的圖.：，低于再結晶溫度又是室溫下的加工稱帶狀組織：多相合金中的各個相在熱加工中可能沿著變形方向形成的交替排列稱為帶狀組織；加工流線道的細線動態(tài)再結晶:低層錯能金屬由于開展位錯:金屬內部的少量夾雜物在熱加工中順著金屬流動的方向伸長和分布，形成一道一；寬，位錯難于運動而通過動態(tài)回復軟化，金屬在熱加工中由溫度和外力聯(lián)合作用發(fā)生的再結晶稱為動態(tài)再結晶。臨界變形度：再結晶后的晶粒大小與冷變形時的變形程度有一定關系，在某個變形程度時再結晶后得二次再結晶:某些金屬材料經過嚴重變形后在較高溫度下退火時少特別粗大的晶粒，周圍較細的晶粒逐漸被吞掉的反常長大情況。孿晶:某些面心立方金屬和合金經過加工和再結晶退火后出現(xiàn)的孿晶組織.到的晶粒特別粗大，對應的冷變形程度稱為臨界變形度.數(shù)幾個晶粒優(yōu)先長大成為退火2問答1簡答：再結晶是一種組織轉變，從變形組織轉變?yōu)闊o畸變新晶粒的過程,再結晶前后組織形態(tài)改變，晶體結構不變;固態(tài)相變時，組織形態(tài)和晶體結構都改變;晶體結構是否改變是二者的主要區(qū)別。2簡答:變形度較小時以晶界弓出機制形核，變形度大的高層錯能金屬以亞晶合并機制形核，變形度大的低層錯能金屬以亞晶長大機制形核。冷變形度很小時不發(fā)生再結晶,晶粒尺寸基本保持不變，在臨界變形度附近方式再結晶晶粒特別粗大，超過臨界變形度后隨變形度增大，晶粒尺寸減少，在很大變形度下,加熱溫度偏高,少數(shù)晶粒發(fā)二次再結晶，使部分晶粒粗化。3簡答：燈泡中W絲在高溫下工作，晶粒長大后在熱應力作用下破斷，延長鎢絲壽命的方法可以加入第二相質點阻止晶粒在加熱時長大，如加入ThO2顆粒；或在燒結中使制品中形成微細的空隙也可以抑制晶粒長大，如加入少量K、Al、Si等雜質，在燒結時汽化形成極小的氣泡。4簡答:戶外用的架空銅導線要求一定的強度可以進行回復退火，只去應力，保留強度；戶內電燈用花線可以進行再結晶退火,軟化金屬，降低電阻率。5簡答:1)純鋁經90％冷變形后在70，150,300保溫后空冷的組織示意圖如圖.2）純鋁試樣強度、硬度以70退火后最高，150退火試樣的強度、硬度次之，300保溫后強度、硬度最低，而塑性則性最好；工業(yè)純金屬的再結晶溫度一般可用T＝(0。3～0。4）T估計以70退火后最低，150退火試樣的居中,300保溫后塑，故純鋁的再結晶溫度熔再為100左右塑性差，組織為纖維組織;150加熱發(fā)生再結晶，強度、硬度下降，塑性好發(fā)生晶粒長大,強度、硬度進一步下降，塑性很好7簡答：可計算得到三種純金屬的再結晶溫度大約為純鈦：550℃，純鋁:100℃，純鉛低于0℃。金屬的軋制開坯溫度要在再結晶溫度以上進行，故工業(yè)純鈦、純鋁和純鉛鑄錠的軋制開坯溫度可分別取200℃,800℃，室溫即可.開坯后在室溫軋制，鉛的塑性最好,鋁的塑性也較好以連續(xù)軋制,并獲得很薄的帶材，但純鈦不能繼續(xù)軋制，要獲得很薄度以上反復進行軋制。8簡答：晶粒大小對金屬材料料強度越高；高溫下由于晶界產生粘滯性流動，發(fā)生晶粒沿晶界的相對滑動變，晶粒太細小金屬材料的高溫強度反而降低。生產中可以通過選擇合適的合金成分獲得細小晶粒，利用變質處理度等措施細化鑄錠晶粒，利用加工變形細化晶粒,合理制訂再結晶工藝參數(shù)控制晶粒長大。9簡答:固溶強化,細晶強化，加工硬化，第二相強化,相變（熱處理）強化等.10簡答：固溶強化的可能位錯機制主要是溶質原子氣團對位錯的釘扎,增加了位錯滑移力.如溶質原子與位錯的彈性交互作用的科垂爾氣團和斯諾克氣團,溶質原子與擴展位錯交互作用的鈴木氣團使層錯寬度增加，位錯難于束集，交滑移困難；溶質原子形成的偏聚和短程,位錯運動通過時破壞了偏聚和短程有序使得能量升高，增加位錯的阻力，以及溶質原的靜電交互作用對位錯滑移產生的阻力使材料強度升高.彌散強化也是通過阻礙位錯運動強化材料，如位錯繞過較硬、與基體非共格第二相的Orowan機制和切割較軟、與基體共格的第二相粒子的切割機制。加工硬化的各種可能機制有滑移面上平行位錯間的交互作用的平行位錯硬化理論的林位錯強化理論,在70℃保溫合金只是發(fā)生回復，顯微組織仍保持加工狀態(tài)，強度。硬度最高，，300保溫后.,鈦的塑性最差。在室溫下純鋁和純鉛可的帶材需要在再結晶溫的室溫力學性能可用Hall－Petch公式描述，晶粒越細小，材,并產生擴散蠕，振動、攪拌，加大過冷阻有序子與位錯產生,以及滑移面上位錯與別的滑移面上位錯林切割產生割階第九章表面與界面.1名詞正吸附：材料表面原子處于，當溶質原子或雜質原子晶界能:晶界上原子從晶格中正常結點位置脫離出來與晶內相比，界面的單位面積自由能升高，升高部分的能量為晶界能小角度晶界：多晶體材料中,每個晶粒之間的位向不同，晶粒與晶粒之間存在界面晶粒之間的位向差在10°～2°之間，稱為小角度晶界；晶界偏聚：溶質原子或雜質原子在晶界或相界上的富集，也稱內吸附的平衡偏聚和空位造成的非平衡偏聚。2問答1簡答：復合材料由顆粒或纖維與基體可以區(qū)分為基體與復合物的機械固體結合、形成化學反應的化合層固溶體的結合幾種情況。結合層的結合面體積分數(shù)越大，結合層強度越高，基體與結合鍵不飽和狀態(tài)，以吸附介質中原子或晶體內部溶質原子達到在表面濃度大于在其在晶體內部的濃度時稱為正吸附，引起晶界附近區(qū)域內晶格發(fā)生畸變，平衡狀態(tài)；;，若相鄰，有因為尺寸因素造成構成，存在大量界面。按照顯微結構，其界面層結合、形成完全或部分復合物之嚙合間的結合鍵力越大，結合強度越高。2簡答:晶界具有晶界能，容易發(fā)生溶質原子和雜質原子的晶界偏聚，是原子易擴散通道，晶