《金屬學和熱處理》崔忠圻第二版課后答案解析完整版

第一章金屬得晶體結(jié)構(gòu)１-１作圖表示出立方晶系（12３）、(0—１—2)、（421)等晶面與[-1０2］、［－２11]、［346]等晶向。答：1-2立方晶系得｛11１｝晶面構(gòu)成一個八面體,試作圖畫出該八面體,并注明各晶面得晶面指數(shù).答:｛111｝晶面共包括（111）、（—111)、（１—11)、（11—1)四個晶面，在一個立方晶系中畫出上述四個晶面。１-３某晶體得原子位于正方晶格得節(jié)點上,其晶格常數(shù)為a＝ｂ≠c，c＝2／３a。今有一晶面在X、Ｙ、Z坐標軸上得結(jié)局分別為5個原子間距、２個原子間距與3個原子間距，求該晶面得晶面指數(shù)。答：由題述可得：Ｘ方向得截距為５ａ，Y方向得截距為2a，Z方向截距為3c＝３×2a/3=２a。取截距得倒數(shù)，分別為1／5a，1／2a，1／２ａ化為最小簡單整數(shù)分別為２，５，5故該晶面得晶面指數(shù)為（2５5)1-4體心立方晶格得晶格常數(shù)為a,試求出(100)、(110）、(１11)晶面得面間距大小，并指出面間距最大得晶面。答:H（10０)==a／2H（１10）==√２a/2H（1１１)==√3a/6面間距最大得晶面為（11０）1—5面心立方晶格得晶格常數(shù)為a，試求出（１00)、（110）、(１11)晶面得面間距大小,并指出面間距最大得晶面.答：H(100)==a/２H（１10)==√2a／4H（111）＝＝√3ａ/3面間距最大得晶面為(111)注意：體心立方晶格與面心立方晶格晶面間距得計算方法就是:體心立方晶格晶面間距：當指數(shù)與為奇數(shù)就是H=,當指數(shù)與為偶數(shù)時H=面心立方晶格晶面間距:當指數(shù)不全為奇數(shù)就是H=，當指數(shù)全為奇數(shù)就是H=。1-6試從面心立方晶格中繪出體心正方晶胞,并求出它得晶格常數(shù)。答：1-7證明理想密排六方晶胞中得軸比c/a=1、633。證明：理想密排六方晶格配位數(shù)為12,即晶胞上底面中心原子與其下面得3個位于晶胞內(nèi)得原子相切，將各原子中心相連接形成一個正四面體,如圖所示：此時c／ａ=2OD/ＢC在正四面體中:ＡC＝AB=BC＝CＤ,OC=2/3CE所以:OＤ2=CD2—OC2=BC2-OC2OC=2/３CE,OＣ2=4/9ＣＥ2，CE2=BC2—BE2＝3／4BC2可得到OＣ2=1/3BC2，OD2=ＢC2—OC２=2／3ＢC2ＯD／ＢC=√６／3所以c/a＝2OＤ／ＢC＝２√６/3≈１、63３1-８試證明面心立方晶格得八面體間隙半徑r=0、414R，四面體間隙半徑r=0、225R；體心立方晶格得八面體間隙半徑：<100〉晶向得r=0、15４R，＜１10>晶向得r=０、6３3Ｒ,四面體間隙半徑r=０、29１R.(R為原子半徑)證明:一、面心立方晶格二、體心立方晶格注意：解答此題得關(guān)鍵：1、要會繪制面心立方晶格與體心立方晶格得八面體間隙與四面體間隙得示意圖。2、間隙半徑就是指頂點原子至間隙中心得距離再減去原子半徑Ｒ。1—9a）設(shè)有一鋼球模型,球得直徑不變，當有面心立方晶格轉(zhuǎn)變?yōu)轶w心立方晶格時，試計算器體積膨脹。b）經(jīng)X射線測定，在91２℃時γ-Fe得晶格常數(shù)為0、363３nm,α-Fe得晶格常數(shù)為0、289２nm，當由γ－Fe轉(zhuǎn)變?yōu)棣痢狥e，試求其體積膨脹,并與ａ)相比較,說明其差別得原因。答：由此可以說明在面心立方晶格向體心立方晶格轉(zhuǎn)變過程中，Ｆe原子得原子半徑發(fā)生了變化，并不遵守剛體模型,從而導致實際體積膨脹率要遠小于鋼球模型得理論膨脹率。1-10已知鐵與銅在室溫下得晶格常數(shù)分別為０、286nm與0、3６０7nm,求1cm３中鐵與銅得原子數(shù)。解：已知鐵在室溫下就是體心立方晶格,每個體心立方晶胞共占有２個Fe原子銅在室溫下就是面心立方晶格，每個面心立方晶胞共占有4個Ｃｕ原子。已知鐵在室溫下得晶格常數(shù)為0、286nm,所以每個體心立方晶胞得體積=（0、28６）３=0、0２3４nｍ３1cm3中得晶胞數(shù)n=1cm3/０、02３4ｎｍ3≈4、2７×102２１ｃm3中得原子數(shù)N=２n≈8、54×1022已知銅在室溫下得晶格常數(shù)為0、３６07nm，所以每個體心立方晶胞得體積=(０、3６07）３=0、046９nm３１cm3中得晶胞數(shù)n=１cm3／0、０46９nm3≈2、１3×１０２2１cm3中得原子數(shù)N=4n≈８、52×102２1-１１一個位錯環(huán)能否各部分都就是螺型位錯或各部分都就是刃型位錯,試說明之.答：不能。位錯環(huán)就是彎曲閉合得,而一根位錯線具有唯一得柏氏矢量，所以在位錯環(huán)上必然有與柏氏矢量垂直得部分，也有與柏氏矢量垂直得部分，也就就是說位錯環(huán)就是具有刃型位錯與螺型位錯得混合型位錯。１－12在一個簡單立方得二維晶體中，畫出一個正刃型位錯與一個負刃型位錯,1）用柏氏回路求出正負刃型位錯得柏氏矢量2）若將正負刃型位錯反向時,其柏氏矢量就是否也隨之改變?3）具體寫出該柏氏矢量得方向與大小。答：１)參考書本圖１、33與1、362）不會。一條位錯線得柏氏矢量就是恒定不變得.3）柏氏矢量大小均為１個原子間距，正刃型位錯柏氏矢量方向為垂直于位錯線指向右,負刃型位錯柏氏矢量方向為垂直于位錯線指向左。１—13試計算出體心立方晶格{１0０}、{11０｝、｛111}等晶面得原子密度與〈1０0〉、<１1０>、<11１〉等晶向得原子密度,并指出其最密晶面與最密晶向。（提示：晶面得原子密度為單位面積上得原子數(shù)，晶向得原子密度為單位長度上得原子數(shù))解:令晶格常數(shù)為ａ則{100｝等晶面得面積Ｓ=a2，｛10０｝等晶面得原子數(shù)N=４×1／4=1，所以:ρ｛1００｝＝N/S＝1／a2則{110}等晶面得面積S＝√2ａ２,｛11０}等晶面得原子數(shù)N=4×１/4+1=2,所以:ρ{11０｝=N/S=√2/a2則｛111｝等晶面得面積S=（√3/2）ａ２，{１11｝等晶面得原子數(shù)Ｎ=３×1/6=1/2，所以:ρ｛１11}=N／Ｓ=√3/3a２則＜100>等晶向得長度L=a，〈１０0〉等晶向得原子數(shù)N=2×1／2=1所以：ρ<１00＞=N/Ｌ＝1/ａ則〈110>等晶向得長度L=√２ａ，<1１0〉等晶向得原子數(shù)N=２×１/2=１所以：ρ〈110>＝N／L=1/√2a則<１11＞等晶向得長度L=√3a,<1１１>等晶向得原子數(shù)Ｎ＝2×１/2+１=2所以：ρ〈11１＞=N/Ｌ=２／√3a最密晶面為：{１1０｝等晶面，最密晶向:＜11１〉１－14當晶體為面心立方晶格時，重復回答上體所提出得問題。解:令晶格常數(shù)為ａ則{100｝等晶面得面積Ｓ=a2，｛１00｝等晶面得原子數(shù)Ｎ＝4×1/4+1=２,所以：ρ｛100｝=N/Ｓ=2/a2則｛110}等晶面得面積Ｓ=√2ａ2,｛11０｝等晶面得原子數(shù)N＝4×1/４=1，所以:ρ{11０}=N／S=1/√2ａ2則｛11１｝等晶面得面積S=(√3／２）ａ２,｛１1１}等晶面得原子數(shù)N=3×1/6+３×1/2=2，所以：ρ｛1１1}=Ｎ/S＝4/√3a２則〈1０0>等晶向得長度L＝ａ，<100〉等晶向得原子數(shù)N=2×1／2=1所以：ρ<10０〉=N／L＝1/ａ則<１10>等晶向得長度L＝√２a,＜１１0〉等晶向得原子數(shù)N=2×1/2+1=2所以:ρ〈１１０>=N/L=2／√2ａ則〈111〉等晶向得長度L＝√3a,〈１１1>等晶向得原子數(shù)N=2×1/2=１所以:ρ<１11>＝N/L=1/√３a最密晶面為：｛111}等晶面，最密晶向：<110＞1－１5有一正方形位錯線，其柏氏矢量及位錯線得方向如圖所示。試指出圖中各段位錯線得性質(zhì),并指出刃型位錯額外串排原子面所處得位置.答:位錯線性質(zhì):AD：負刃型位錯ＢC：正刃型位錯AB：左螺型位錯ＤC：右螺型位錯刃型位錯額外半原子面位置：ＡD:垂直紙面向里，因為負刃型位錯得額外半原子面在位錯線下方BC：垂直紙面向外，因為正刃型位錯得額外半原子面在位錯線上方注意:刃型位錯得正負可用右手法則來判定,即用食指指向位錯線得方向，中指指向柏氏矢量得方向,則拇指得方向就就是額外半原子面得位向。柏氏矢量與螺型位錯線正向平行著為右螺型位錯,反向平行者為左螺型位錯。第二章純金屬得結(jié)晶2—１a)試證明均勻形核時,形成臨界晶粒得△Gk與其體積Ｖ之間關(guān)系式為△Gk＝V△Gv/2b)當非均勻形核形成球冠狀晶核時，其△Gk與V之間得關(guān)系如何？答:２-2如果臨界晶核就是邊長為a得正方體，試求出△Gｋ與a之間得關(guān)系.為什么形成立方體晶核得△Gk比球形晶核要大.答：２—3為什么金屬結(jié)晶時一定要由過冷度?影響過冷度得因素就是什么?固態(tài)金屬熔化時就是否會出現(xiàn)過熱？為什么?答：金屬結(jié)晶時需過冷得原因:如圖所示，液態(tài)金屬與固態(tài)金屬得吉布斯自由能隨溫度得增高而降低，由于液態(tài)金屬原子排列混亂程度比固態(tài)高，也就就是熵值比固態(tài)高，所以液相自由能下降得比固態(tài)快。當兩線相交于Ｔｍ溫度時，即Gｓ=Gl，表示固相與液相具有相同得穩(wěn)定性，可以同時存在。所以如果液態(tài)金屬要結(jié)晶,必須在Tｍ溫度以下某一溫度Tn，才能使Ｇｓ〈Ｇl,也就就是在過冷得情況下才可自發(fā)地發(fā)生結(jié)晶。把Ｔm-Ｔn得差值稱為液態(tài)金屬得過冷度影響過冷度得因素:金屬材質(zhì)不同,過冷度大小不同；金屬純度越高，則過冷度越大；當材質(zhì)與純度一定時,冷卻速度越大，則過冷度越大,實際結(jié)晶溫度越低。固態(tài)金屬熔化時就是否會出現(xiàn)過熱及原因：會.原因：與液態(tài)金屬結(jié)晶需要過冷得原因相似，只有在過熱得情況下,Gｌ〈Ｇｓ，固態(tài)金屬才會發(fā)生自發(fā)地熔化.2—4試比較均勻形核與非均勻形核得異同點.答：相同點:形核驅(qū)動力都就是體積自由能得下降，形核阻力都就是表面能得增加.具有相同得臨界形核半徑.所需形核功都等于所增加表面能得1/３。不同點:非均勻形核得△Gk小于等于均勻形核得△Ｇk,隨晶核與基體得潤濕角得變化而變化。非均勻形核所需要得臨界過冷度小于等于均勻形核得臨界過冷度。兩者對形核率得影響因素不同.非均勻形核得形核率除了受過冷度與溫度得影響，還受固態(tài)雜質(zhì)結(jié)構(gòu)、數(shù)量、形貌及其她一些物理因素得影響.2—5說明晶體生長形狀與溫度梯度得關(guān)系.答：液相中得溫度梯度分為:正溫度梯度:指液相中得溫度隨至固液界面距離得增加而提高得溫度分布情況。負溫度梯度:指液相中得溫度隨至固液界面距離得增加而降低得溫度分布情況.固液界面得微觀結(jié)構(gòu)分為：光滑界面：從原子尺度瞧,界面就是光滑得，液固兩相被截然分開。在金相顯微鏡下，由曲折得若干小平面組成。粗糙界面：從原子尺度瞧，界面高低不平，并存在著幾個原子間距厚度得過渡層,在過渡層中，液固兩相原子相互交錯分布。在金相顯微鏡下，這類界面就是平直得。晶體生長形狀與溫度梯度關(guān)系：在正溫度梯度下:結(jié)晶潛熱只能通過已結(jié)晶得固相與型壁散失.光滑界面得晶體,其顯微界面—晶體學小平面與熔點等溫面成一定角度,這種情況有利于形成規(guī)則幾何形狀得晶體,固液界面通常呈鋸齒狀。粗糙界面得晶體,其顯微界面平行于熔點等溫面,與散熱方向垂直,所以晶體長大只能隨著液體冷卻而均勻一致地向液相推移，呈平面長大方式，固液界面始終保持近似地平面。在負溫度梯度下:具有光滑界面得晶體:如果杰克遜因子不太大,晶體則可能呈樹枝狀生長；當杰克遜因子很大時，即時在較大得負溫度梯度下，仍可能形成規(guī)則幾何形狀得晶體。具有粗糙界面得晶體呈樹枝狀生長。樹枝晶生長過程:固液界面前沿過冷度較大,如果界面得某一局部生長較快偶有突出,此時則更加有利于此突出尖端向液體中得生長。在尖端得前方，結(jié)晶潛熱散失要比橫向容易,因而此尖端向前生長得速度要比橫向長大得速度大,很塊就長成一個細長得晶體，稱為主干.這些主干即為一次晶軸或一次晶枝.在主干形成得同時，主干與周圍過冷液體得界面也就是不穩(wěn)得得，主干上同樣會出現(xiàn)很多凸出尖端，它們會長大成為新得枝晶，稱為稱為二次晶軸或二次晶枝.二次晶枝發(fā)展到一定程度，又會在它上面長出三次晶枝,如此不斷地枝上生枝得方式稱為樹枝狀生長,所形成得具有樹枝狀骨架得晶體稱為樹枝晶,簡稱枝晶.2-6簡述三晶區(qū)形成得原因及每個晶區(qū)得特點。答:三晶區(qū)得形成原因及各晶區(qū)特點:一、表層細晶區(qū)形成原因：當高溫金屬液體與鑄型接觸后,由于型壁強烈得吸熱與散熱作用，使靠近型壁得薄層金屬液體產(chǎn)生極大得過冷度,加上型壁可以作為非均勻形核得基底,因此在此薄層金屬液體中產(chǎn)生大量得晶核，并同時向各個方向生長。由于晶核數(shù)目多,相鄰得晶粒很快彼此相遇,相互阻礙,不能繼續(xù)生長，這樣便在靠近型壁處形成一層很薄得細小等軸晶區(qū)，又稱激冷等軸晶區(qū)。晶區(qū)特點：該晶區(qū)晶粒十分細小，組織致密,力學性能好，但厚度較薄，只有幾個毫米厚。二、柱狀晶區(qū)形成原因:在表層細晶區(qū)形成得同時,一方面型壁得溫度被高溫金屬液體與細晶區(qū)所釋放得結(jié)晶潛熱加熱而迅速升高,另一方面由于金屬凝固后得收縮，使細晶區(qū)與型壁脫離,形成一層空氣層,以上都給液體金屬得散熱造成困難，使液體金屬冷卻減慢，溫度梯度變得平緩。此時，固液界面前沿過冷度減小，無法滿足形核得條件，不能形成新得晶核,結(jié)晶只能依靠靠近液相得某些小晶粒繼續(xù)長大來進行，由于垂直于型壁得方向散熱最快,因此晶體沿其反方向擇優(yōu)生長,晶體在向液體中生長得同時，側(cè)面受到彼此得限制而不能生長,因此只能沿散熱方向得反方向生長，從而形成柱狀晶區(qū)。晶區(qū)特點:生長方向相同得柱狀晶晶粒彼此間得界面比較平直，組織比較致密.柱狀晶存在明顯得弱面。當沿不同方向生長得柱狀晶相遇時，會形成柱狀晶界,此處雜質(zhì)、氣泡、縮孔聚集,力學性能較弱。力學性能呈方向性。三、中心等軸晶形成原因:隨著柱狀晶得發(fā)展，經(jīng)過散熱，鑄型中心部位得液態(tài)金屬得溫度全部降到熔點以下,再加上液態(tài)金屬中雜質(zhì)等因素得作用，滿足了形核對過冷度得要求，于就是在整個液態(tài)金屬中同時形核.由于此時散熱已經(jīng)失去方向性，晶核在液體中可以自由生長，且在各個方向上得長大速度相近，當晶體長大至彼此相遇時，全部液態(tài)金屬凝固完畢,即形成明顯得中心等軸區(qū)。晶區(qū)特點:此晶區(qū)晶粒長大時彼此交叉,枝叉間得搭接牢固，裂紋不易擴展。該晶區(qū)晶粒較大，樹枝晶發(fā)達,因此顯微縮孔較多，力學性能較差.２—７為了得到發(fā)達得柱狀晶區(qū)應(yīng)該采取什么措施？為了得到發(fā)達得等軸晶區(qū)應(yīng)該采取什么措施？其基本原理如何？答:得到柱狀晶區(qū)得措施及其原理：提高液態(tài)金屬過熱度。增大固液界面前沿液態(tài)金屬得溫度梯度，有利于增大柱狀晶區(qū)。選擇散熱能力好得鑄型材料或增加鑄型得厚度，增強鑄型得冷卻能力.增大已結(jié)晶固體得溫度梯度，使固液界面前沿液態(tài)金屬始終保持著定向散熱，有利于增加柱狀晶區(qū)。提高澆注速度，增大固液界面前沿液態(tài)金屬得溫度梯度.提高熔化溫度。減少非金屬夾雜物數(shù)量,非均勻形核數(shù)目少，減少了在固液界面前沿形核得可能性。得到等軸晶區(qū)得措施及其原理：降低液態(tài)金屬過熱度。減小固液界面前沿液態(tài)金屬得溫度梯度，有利于縮小柱狀晶區(qū)，增大中心等軸晶區(qū)。選擇散熱能力一般得鑄型,降低鑄型得冷卻速度。減弱已結(jié)晶固體得溫度梯度,減弱液態(tài)金屬定向散熱得趨勢,可以縮小柱狀晶區(qū)，增大中心等軸晶區(qū)。降低熔化溫度.增加液態(tài)金屬中廢金屬夾雜物得數(shù)目,非均勻形核數(shù)目多，增加了在固液界面前沿形核得可能性降低澆注速度，可以降低固液界面前沿液態(tài)金屬得溫度梯度.2—8指出下列錯誤之處，并改正之.１)所謂臨界晶核，就就是體積自由能得減少完全補償表面自由能增加時得晶胚大小。2）在液態(tài)金屬中，凡就是涌現(xiàn)出小于臨界晶核半徑得晶胚都不能形核，但就是只要有足夠得能量起伏提供形核功,還就是可以形核。3)無論溫度分布如何，常用純金屬都就是樹枝狀方式生長.答：所謂臨界晶核,就就是體積自由能得減少補償２/３表面自由能增加時得晶胚大小.在液態(tài)金屬中，凡就是涌現(xiàn)出小于臨界晶核半徑得晶胚都不能形核.在負得溫度梯度時,具有粗糙固液界面得純金屬晶體以樹枝狀方式生長；具有光滑界面得晶體在杰克遜因子很大時,仍有可能生長為具有規(guī)則幾何形狀得晶體。第三章二元合金得相結(jié)構(gòu)與結(jié)晶3—1在正溫度梯度下，為什么純金屬凝固時不能呈樹枝狀生長,而固溶體合金卻能呈樹枝狀成長？答：原因:在純金屬得凝固過程中,在正溫度梯度下，固液界面呈平面狀生長；當溫度梯度為負時,則固液界面呈樹枝狀生長。固溶體合金在正溫度梯度下凝固時，固液界面能呈樹枝狀生長得原因就是固溶體合金在凝固時,由于異分結(jié)晶現(xiàn)象,溶質(zhì)組元必然會重新分布，導致在固液界面前沿形成溶質(zhì)得濃度梯度,造成固液界面前沿一定范圍內(nèi)得液相其實際溫度低于平衡結(jié)晶溫度，出現(xiàn)了一個由于成分差別引起得過冷區(qū)域。所以，對于固溶體合金,結(jié)晶除了受固液界面溫度梯度影響,更主要受成分過冷得影響，從而使固溶體合金在正溫度梯度下也能按樹枝狀生長。3-2何謂合金平衡相圖，相圖能給出任一條件下合金得顯微組織嗎？答:合金平衡相圖就是指在平衡條件下合金系中合金得狀態(tài)與溫度、成分間關(guān)系得圖解，又稱為狀態(tài)圖或平衡圖。由上述定義可以瞧出相圖并不能給出任一條件下合金得顯微組織，相圖只能反映平衡條件下相得平衡。3-3有兩個形狀、尺寸均相同得Cu－Ni合金鑄件，其中一個鑄件得WNi=90%，另一個鑄件得WNｉ=50％,鑄后自然冷卻。問凝固后哪一個鑄件得偏析嚴重？為什么？找出消除偏析得措施。答：WNｉ＝５０％鑄件凝固后偏析嚴重.解答此題需找到Ｃu-Nｉ合金得二元相圖.原因：固溶體合金結(jié)晶屬于異分結(jié)晶，即所結(jié)晶出得固相化學成分與母相并不相同。由Cu-Ni合金相圖可以瞧出WＮｉ=50％鑄件得固相線與液相線之間得距離大于WNｉ=90％鑄件，也就就是說WＮi=５0％鑄件溶質(zhì)Ni得ｋ0(溶質(zhì)平衡分配系數(shù))高，而且在相圖中可以發(fā)現(xiàn)Cｕ—Ni合金鑄件Ni得k0就是大于１,所以k0越大，則代表先結(jié)晶出得固相成分與液相成分得差值越大，也就就是偏析越嚴重。消除措施：可以采用均勻化退火得方法,將鑄件加熱至低于固相線1０0－２００℃得溫度，進行長時間保溫，使偏析元素充分擴散，可達到成分均勻化得目得。３—4何謂成分過冷?成分過冷對固溶體結(jié)晶時晶體長大方式與鑄錠組織有何影響？答:成分過冷：固溶體合金在結(jié)晶時,由于選分結(jié)晶現(xiàn)象，溶質(zhì)組元必然會重新分布,導致在固液界面前沿形成溶質(zhì)得濃度梯度，造成固液界面前沿一定范圍內(nèi)得液相其實際溫度低于平衡結(jié)晶溫度，出現(xiàn)了一個由于成分差別引起得過冷區(qū)域。過冷度為平衡結(jié)晶溫度與實際溫度之差，這個過冷度就是由成分變化引起得，所以稱之為成分過冷。成分過冷對固溶體結(jié)晶時晶體長大方式與鑄錠組織得影響：在固液界面前沿無成分過冷區(qū)域時，晶體以平面長大方式生長，長大速度完全受散熱條件控制，最后形成平面狀得晶粒組織；在過冷區(qū)域比較小時,固液界面上得偶然突出部分,可伸入過冷區(qū)長大，突出部分約為０、1-1ｍm，晶體生長就是穩(wěn)定得凹凸不平界面以恒速向液體中推進.這種凹凸不平得界面通常稱之為胞狀界面,具有胞狀界面得晶粒組織稱為胞狀組織，因為它得顯微形態(tài)很像蜂窩，所以又稱為蜂窩組織，它得橫截面典型形態(tài)呈規(guī)則得六變形;在過冷區(qū)域較大時，則固溶體合金得結(jié)晶條件與純金屬在負溫度梯度下得結(jié)晶條件相似，在固液界面上得突出部分可以向液相中突出相當大得距離,在縱向生長得同時,又從其側(cè)面產(chǎn)生突出分枝，最終發(fā)展成樹枝晶組織。３-5共晶點與共晶線有什么關(guān)系？共晶組織一般就是什么形態(tài)?如何形成得？答：共晶點與共晶線得關(guān)系:共晶轉(zhuǎn)變：在一定溫度下,由一定成分得液相同時結(jié)晶出成分一定得兩個固相得轉(zhuǎn)變過程,稱為共晶轉(zhuǎn)變或共晶反應(yīng).在二元合金中,由相率可知，二元三相平衡時,其自由度為零，即在共晶轉(zhuǎn)變時必然存在一個三相共晶平衡轉(zhuǎn)變水平線，把這條水平相平衡線稱作共晶線。把共晶線上對應(yīng)發(fā)生共晶反應(yīng)得液相合金成分點稱為共晶點.共晶組織得一般形態(tài)：共晶組織得形態(tài)很多，按其中兩相得分布形態(tài)，可以分為層片狀、針片狀、棒條狀、樹枝狀、球狀、螺旋狀等.通常,金屬－金屬型得兩相共晶組織大多為層片狀或棒條狀，金屬-非金屬性得兩相共晶組織表現(xiàn)為針片狀樹枝狀、.共晶組織得形成過程：與純金屬及固溶體合金得結(jié)晶過程一樣,共晶轉(zhuǎn)變同樣要經(jīng)過形核與長大得過程。在形核時，生成相中得兩相必然一個在先，一個在后,首先形核得相稱為領(lǐng)先相。如果領(lǐng)先相就是溶質(zhì)含量比較少得相,則多余得溶質(zhì)必然要從先結(jié)晶得晶體中排出,造成固液界面前沿液相中溶質(zhì)富集，為另一相得形核創(chuàng)造條件.而另一相在形核長大時必然要排出多余得溶劑原子向固液界面富集,在固液界面前沿形成溶質(zhì)得貧瘠區(qū),給領(lǐng)先相得形核又創(chuàng)造條件,于就是兩生成相就這樣彼此交替得得形核長大，最終形成共晶組織。反之亦然。3-6鉍(熔點為2７1、5℃)與銻(熔點為６3０、７℃）在液態(tài)與固態(tài)時均能彼此無限互溶，WBｉ=50％得合金在5２0℃時開始凝固出成分為ＷSｂ=８7％得固相.WBi＝８0％得合金在520℃時開始凝固出成分為ＷＳｂ＝６4%得固相。根據(jù)上述條件,要求：1)繪出Bi－Sｂ相圖，并標出各線與各相區(qū)得美稱。２）從相圖上確定WSｂ=4０%合金得開始結(jié)晶溫度與結(jié)晶終了溫度,并求出它在400℃時得平衡相成分及其含量。答：1)相圖與相區(qū)２）Ｔ開與T終在相圖中已標出，WＳb＝40%合金在4００℃時得平衡相成分及其含量可根據(jù)相圖與杠桿定律計算得出：根據(jù)相圖可以瞧出:在400℃相平衡時，L１相為WＢi=8０%得液相Ｂｉ—Sb合金,α相為WBi=５0％得固相相Ｂi-Sb合金。根據(jù)杠桿定律:Ｌ1相得含量={（0、６－0、５）/(0、8-０、5）｝×100%≈33、３%α相得含量=１—33、3％≈６6、７％3—7根據(jù)下列試驗數(shù)據(jù)繪出概略得二元共晶相圖：組員Ａ得熔點為１０00℃，組員Ｂ得熔點為7０0℃，WB＝25%得合金在500℃結(jié)晶完畢，并由220/3%得先共晶α相與80/3％得（α+β）共晶體所組成；WB=50%得合金在５00℃結(jié)晶完畢，并由40％得先共晶α相與60％得（α+β)共晶體所組成，而此合金中α相得總量為5０％.答：3－8組員A得熔點為1000℃，組員B得熔點為700℃，在800℃存在包晶反應(yīng):α（WB=5%）+Ｌ（WB=50％)≒β（ＷB＝30%）;在600℃存在共晶反應(yīng):L（WB=8０%）≒β(WB=６0%)＋γ(ＷB=95%);在４00℃存在共析反應(yīng):β(WＢ=５0％)≒α(ＷＢ=2%）+γ（WB=97％)、根據(jù)這些數(shù)據(jù)畫出相圖。答:３－9在C—D二元系中，D組員比C組員有較高得熔點,C在D中得沒有固溶度。該合金系存在下述恒溫反應(yīng)：1）L(ＷD=３０％）+D≒β(WD=40％)，700℃2)L(ＷD=5%)+β(WD＝25%）≒α(WD＝10%)，5０0℃3）β（WＤ＝4５%）＋D≒γ(WD=70%)，600℃４)β（WD=３０%）≒α（WD=５％）+γ(WD=50％），400℃根據(jù)以上數(shù)據(jù),繪出概略得二元相圖。答:3—10由試驗獲得A-B二元系得液相線與各等溫反映得成分范圍，如脫所示,在不違背相率得條件下，試將此相圖繪完,并填寫其中各相區(qū)得相名稱（自己假設(shè)名稱)，并寫出各等溫反應(yīng)式。答:3—１1試指出圖3-７2中得錯誤指出，說明原因,并加以改正。答：錯誤之處及原因：L+β與Ｌ+β兩個兩相區(qū)之間應(yīng)該有一條三相共存水平線.Ｌ、γ、δ得三相平衡線應(yīng)該就是一條溫度恒定得水平線,而不就是斜線。原因：根據(jù)相接觸法則，在二元相圖中相鄰相區(qū)得相數(shù)相差一個（點接觸情況除外），即兩個單相區(qū)之間必定有一個由著兩相所組成得兩相區(qū)，兩個兩相區(qū)之間必須以單相區(qū)或三相共存水平線隔開。當壓力恒定就是，根據(jù)相率F=C－P+1可知二元三相平衡就是，F(xiàn)為零，即獨立可變因素得數(shù)目為零,也就就是二元三相平衡轉(zhuǎn)變必定就是在溫度恒定得情況下進行,而且三相得成分也就是固定得.正確得相圖:3—１2假定需要用WZn=30％得Cｕ-Zn合金與WSn＝1０％得Cｕ－Sn合金制造尺寸、形狀相同得鑄件，參照Ｃu—Zn合金與Cu-Sn合金得二元相圖（如圖)，回答下述問題：１）那種合金得流動性好?2）那種合金形成縮松得傾向大？3)那種合金得熱裂傾向大？4）那種合金得偏析傾向大?答:1）WZｎ=3０%得Cu－Zｎ得流動性要好。因為固溶體合金得流動性與合金相圖中液相線與固相線得水平距離與垂直距離有關(guān),即與結(jié)晶得成分間隔與溫度間隔有關(guān)。成分間隔越大，固液界面越容易產(chǎn)生較寬得成分過冷區(qū)域,造成固液界面前沿得液體樹枝狀形核,形成較寬得固液兩相混合區(qū),這些樹枝晶體阻礙了金屬液得流動;當溫度間隔大時,則會給樹枝晶得長大提供更多得時間,使枝晶發(fā)達彼此交錯，進一步降低了金屬液得流動性。所以,由相圖可以明顯瞧出WＺｎ=30％得Cu－Zn得成分間隔與溫度間隔要小,流動性要好。２)WSｎ＝10％得Ｃu－Sn形成縮松得傾向大.因為WSn=１０%得Ｃu—Sn得結(jié)晶成分間隔與溫度間隔大，結(jié)晶時樹枝晶發(fā)達，金屬液被枝晶分割嚴重，這些被分隔開得枝晶間得液體，在繼續(xù)凝固時得不到液體得補充，容易形成分散縮孔（縮松）。3）WSｎ＝10%得Cu—Sn熱裂傾向大。因為WSn＝1０％得Cu—Sn得結(jié)晶成分間隔與溫度間隔大，使固溶體合金晶粒間存在一定量液相得狀態(tài)保持較長時間,此時得合金強度很低，在已結(jié)晶固相不均勻收縮應(yīng)力得作用下，有可能引起鑄件內(nèi)部裂紋(熱裂)。4)WSn=1０％得Ｃu—Ｓｎ偏析傾向大因為ＷＳn=１0％得Cｕ-Sn得成分間隔與溫度間隔大，使溶質(zhì)平衡分配系數(shù)K0越小，且由相圖可見K0就是小于1得,所以Ｋ0越小,則先結(jié)晶出得固相與母相得成分偏差越大，即偏析傾向越大,而且溫度間隔大也就就是結(jié)晶得溫度范圍較寬時,給樹枝晶得長大提供了更多得時間，進一步增大了偏析得傾向。第四章鐵碳合金4-1分析Wc＝0、2％，Wc=０、6%,Wc=1、２%，得鐵碳合金從液態(tài)平衡冷卻至室溫得轉(zhuǎn)變過程,用冷卻曲線與組織示意圖說明各階段得組織，并分別計算室溫下得相組成物及組織組成物得含量。答:Wc=０、２％得轉(zhuǎn)變過程及相組成物與組織組成物含量計算轉(zhuǎn)變過程:1）液態(tài)合金冷卻至液相線處，從液態(tài)合金中按勻晶轉(zhuǎn)變析出δ鐵素體,Ｌ≒δ,組織為液相+δ鐵素體２）液態(tài)合金冷卻至包晶溫點（1４95℃),液相合金與δ鐵素體發(fā)生包晶轉(zhuǎn)變，形成奧氏體γ，L＋δ≒γ,由于Ｗc=０、2%高于包晶點０、17%,因此組織為奧氏體加部分液相。3)繼續(xù)冷卻,部分液相發(fā)生勻晶轉(zhuǎn)變析出奧氏體γ，直至消耗完所有液相，全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體組織。4)當合金冷卻至與鐵素體先共析線相交時,從奧氏體中析出先共析鐵素體α，組織為奧氏體+先共析鐵素體5）當合金冷卻至共析溫度時,奧氏體碳含量沿鐵素體先共析線變化至共析點碳含量,發(fā)生共析轉(zhuǎn)變γ≒α+Fe3C，此時組織為先共析鐵素體+珠光體6）繼續(xù)冷卻，先共析鐵素體與珠光體中得鐵素體都將析出三次滲碳體,但數(shù)量很少,可忽略不計。所以室溫下得組織為：先共析鐵素體+珠光體。組織含量計算:組織含量計算：Ｗα（先）=（０、77—0、2）/（０、77—0、0218)×10０％≈76、2％,Wｐ=１—Wα(先）≈2３、８％相含量計算：Wα=（6、69-0、２）／（6、６9-０、0２18）×1０0%≈97、3％，WFe３C=1-Wα≈2、７％Wｃ＝0、6％得轉(zhuǎn)變過程及相組成物與組織組成物含量計算轉(zhuǎn)變過程:1）液態(tài)合金冷卻至液相線處，從液態(tài)合金處按勻晶轉(zhuǎn)變析出奧氏體,L≒γ,組織為液相+奧氏體。2)繼續(xù)冷卻,直至消耗完所有液相,全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體組織。4）當合金冷卻至與鐵素體先共析線相交時，從奧氏體中析出先共析鐵素體α,組織為奧氏體+先共析鐵素體5)當合金冷卻至共析溫度（727℃）時,奧氏體碳含量沿鐵素體先共析線變化至共析點，發(fā)生共析轉(zhuǎn)變γ≒α＋Fe3C,此時組織為先共析鐵素體＋珠光體6)珠光體中得鐵素體都將析出三次滲碳體,但數(shù)量很少,可忽略不計.所以室溫下得組織為：先共析二次滲碳體+珠光體組織含量計算：組織含量計算:Wα（先)）＝（0、7７—0、6)/(０、77—0、０21８)×100％≈2２、７％，Wp=１-Wα(先)≈77、３%相含量計算:Wα=(6、69－0、6)/(６、6９—０、0218)×１０0%≈９１、3％,WFｅ３C＝1-Wα≈８、7%Wc=1、2%得轉(zhuǎn)變過程及相組成物與組織組成物含量計算轉(zhuǎn)變過程:1）液態(tài)合金冷卻至液相線處，從液態(tài)合金處按勻晶轉(zhuǎn)變析出奧氏體，L≒γ,組織為液相+奧氏體.２）繼續(xù)冷卻,直至消耗完所有液相,全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體組織。3)當合金冷卻至與滲碳體先共析線(碳在奧氏體中得溶解度曲線）相交時，從奧氏體中析出先共析二次滲碳體，組織為奧氏體+先共析二次滲碳體４）當溫度冷卻至共析溫度(72７℃)時,奧氏體碳含量沿溶解度曲線變化至共析點碳含量，發(fā)生共析轉(zhuǎn)變γ≒α+Fe３C,組織為珠光體+先共析二次滲碳體5）珠光體中得鐵素體都將析出三次滲碳體，但數(shù)量很少，可忽略不計.所以室溫下得組織為：先共析二次滲碳體+珠光體組織含量計算：組織含量計算：ＷFe3C（先)=（1、2—０、77)/(６、69－0、77）×１00%≈7、3％,Wｐ=1—WFe3C(先）≈92、7％相含量計算：Ｗα=（6、６9－1、2)/（６、69-0、0２1８)×１０0%≈82、3％,WFe３C=1-Wα≈16、７％4-2分析Ｗc=３、5％，Wc＝4、7%得鐵碳合金從液態(tài)到室溫得平衡結(jié)晶過程,畫出冷卻曲線與組織變化示意圖,并計算室溫下得組織組成物與相組成物。答:1、Wc=３、５％得轉(zhuǎn)變過程及相組成物與組織組成物含量計算轉(zhuǎn)變過程:1）液態(tài)合金冷卻至液相線處，從液態(tài)合金中按勻晶轉(zhuǎn)變析出奧氏體,L≒γ,組織為液相合金+奧氏體。2）當合金溫度冷卻至共晶溫度(1１２7℃)時，液相合金中得含碳量變化至共晶點,液相合金發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變L≒γ+Ｆe3Ｃ,組織為共晶萊氏體Lｄ+奧氏體。３）溫度繼續(xù)降低，勻晶奧氏體與萊氏體中得奧氏體將析出二次滲碳體。所以組織為：奧氏體+萊氏體+二次滲碳體。４）當溫度降低至共析溫度(727℃）,奧氏體中得碳含量變化值共析點,發(fā)生共析轉(zhuǎn)變形成珠光體，γ≒α+Ｆｅ３C，組織為珠光體(低溫萊氏體L'd）＋二次滲碳體。5)繼續(xù)冷卻,珠光體中得鐵素體將會析出按此滲碳，但數(shù)量很少，可以忽略不計。所以室溫下得組織為：珠光體(低溫萊氏體Ｌ’ｄ)+滲碳體（二次滲碳體+共晶滲碳體）.組織含量計算:組織含量計算:WＦe３CⅡ=｛(2、１1－0、７7)/(6、69-0、77)｝×{（６、69-3、5）/(6、６9-2、１1)｝×1０0％≈19、2％WFe3C（共)＝｛(4、3-2、１1）／(６、69—2、1１)｝×{(3、５—2、11)／(4、3－2、11)}×100%≈30、6％WL’ｄ=1—WＦｅ3C（共）-ＷＦｅ3CⅡ=≈５０、2％相含量計算:Ｗα=｛(6、69－０、７7）/(6、６9—0、0２1８)｝×ＷＬ’d×1００％≈４4、6％,ＷＦｅ３C=1－Wα≈5５、4%2、Ｗｃ=４、7%得轉(zhuǎn)變過程及相組成物與組織組成物含量計算轉(zhuǎn)變過程:1)液態(tài)合金冷卻至液相線處,從液態(tài)合金中按勻晶轉(zhuǎn)變析出粗大得滲碳體，稱為一次滲碳體，L≒Fe3ＣⅠ，組織為液相合金+Fｅ３CⅠ。2）當合金溫度冷卻至共晶溫度(１12７℃）時,液相合金中得含碳量變化至共晶點，液相合金發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變L≒γ+Fｅ3C，組織為共晶萊氏體Ld+Fe3CⅠ.3）溫度繼續(xù)降低,共晶萊氏體中得奧氏體將析出二次滲碳體，組織為：萊氏體+一次滲碳體+二次滲碳體。4)當溫度降低至共析溫度（7２７℃），共晶萊氏體中奧氏體中得碳含量變化至共析點，發(fā)生共析轉(zhuǎn)變形成珠光體,γ≒α+Fe３C,此時組織為:珠光體（低溫萊氏體L’d)＋一次滲碳體+二次滲碳體.5)繼續(xù)冷卻,珠光體中得鐵素體將會析出三次滲碳體，但數(shù)量很少，可以忽略不計。所以室溫下得組織為:珠光體（低溫萊氏體L’d）+滲碳體(一次滲碳體＋二次滲碳體+共晶滲碳體）。組織含量計算：組織含量計算：WL’d＝｛(6、６9—2、11)/（6、6９—0、77）}×{(６、69-4、7）/(６、69—２、1１)}×10０％≈33、5％WFｅ3C＝１-WL'ｄ≈66、５％相含量計算：Ｗα=｛（6、6９—０、77）/(６、６9—０、0218）｝×WL’d×10０％≈29、7%，WFｅ３C=1－Wα≈80、3％4—3計算鐵碳合金中二次滲碳體與三次滲碳體最大可能含量。答:二次滲碳體最大含量：我們知道二次滲碳體就是從奧氏體中析出得,隨奧氏體得含量增多，二次滲碳體得含量增多。而且二次滲碳體得含量隨著奧氏體中得碳含量增加而增大所以根據(jù)鐵碳相圖,當鐵碳合金中得碳含量為2、11%可以或多最多得奧氏體含量以及最大得奧氏體含碳量，也就就是所可以得到最多得二次滲碳體含量。其含量＝(2、１1－0、77)/(6、69－0、７7）×１0０％≈22、6％三次滲碳體最大含量：我們知道三次滲碳體就是從鐵素體中析出得,所以必然隨著鐵素體得含量增多而增多。而且要析出滲碳體必須要足夠得碳含量，所以鐵素體中得碳含量越多，越容易析出三次滲碳體。根據(jù)鐵碳相圖，當鐵碳合金中得碳含量為0、02１8％時，可以獲得最多得鐵素體含量。其含量=0、0218/6、69×100%≈０、３3％4－4分別計算萊氏體中共晶滲碳體、二次滲碳體、共析滲碳體得含量。答:共晶滲碳體含量：WＦｅ3Ｃ（晶）=（4、3—2、11）/（6、６９—2、11）×100％≈47、8%，WA=1-WFe3Ｃ（共）≈52、2％二次滲碳體含量：WＦe3CⅡ＝(2、11－０、7７)/(6、69—０、７7）×ＷA×１０0%≈11、8％共析滲碳體含量：ＷＦe3Ｃ（析）=｛(0、7７-０、0２18)/（６、6９-0、０218）｝×（WA-WＦe3ＣⅡ）×1０0％≈4、5％4—5為了區(qū)分兩種弄混得碳鋼,工作人員分別截取了A、Ｂ兩塊試樣，加熱至８５0℃保溫后以極慢得速度冷卻至室溫,觀察金相組織，結(jié)果如下:A試樣得先共析鐵素體面積為41、６%,珠光體得面積為5８、４%。B試樣得二次滲碳體得面積為7、3％，珠光體得面積為92、7%。設(shè)鐵素體與滲碳體得密度相同，鐵素體中得含碳量為零,試求A、B兩種碳鋼含碳量。答：對于Ａ試樣:設(shè)A含碳量為X%,由題述知先共析鐵素體含量為41、6%可以得到41、6%＝｛(0、７7－X）/0、７7｝×10０%，得出X≈0、45，所以Ａ中含碳量為0、４５%。對于A試樣:設(shè)B含碳量為Y％，由題述知二次滲碳體含量為7、3%可以得到７、3％=｛(Y—0、7７）/（6、69—0、77)}×100％，得出Y≈1、2，所以B中含碳量為1、2％。４-６利用鐵碳相圖說明鐵碳合金得成分、組織與性能之間得關(guān)系.答：成分與組織之間得關(guān)系:從相組成得角度,不論成分如何變化,鐵碳合金在室溫下得平衡組織都就是由鐵素體與滲碳體兩相組成。當碳含量為零，鐵碳合金全部由鐵素體組成，隨著碳含量得增加鐵素體得含量呈直線下降，直到碳含量為6、６9％時，鐵素體含量為零，滲碳體含量則由零增至1０0%。含碳量得變化還會引起組織得變化。隨著成分得變化,將會引起不同性質(zhì)得結(jié)晶與相變過程，從而得到不同得組織.隨著含碳量得增加,鐵碳合金得組織變化順序為:F→Ｆ+Ｐ→P→P+Ｆｅ３CⅡ→Ｐ＋Fe３CⅡ＋L’d→L’d→L’d+Fe３CⅠ（Ｆ代表鐵素體，P代表珠光體,L’ｄ代表低溫萊氏體）組織與性能之間得關(guān)系:鐵素體相就是軟韌相、滲碳體相就是硬脆相。珠光體由鐵素體與滲碳體組成，滲碳體以細片狀分散地分布在鐵素體基體上,起強化作用,所以珠光體得強度、硬度較高,但塑性與韌性較差.在亞共析鋼中，隨著含碳量增加,珠光體增多，則強度、硬度升高，而塑性與韌性下降.在過共析鋼中,隨著含碳量增加,二次滲碳體含量增多，則強度、硬度升高，當碳含量增加至接近1％時，其強度達到最高值.碳含量繼續(xù)增加,二次滲碳體將會在原奧氏體晶界形成連續(xù)得網(wǎng)狀，降低晶界得強度，使鋼得脆性大大增加,韌性急劇下降。在白口鐵中，隨著碳含量得增加，滲碳體得含量增多，硬度增加，鐵碳合金得塑、韌性單調(diào)下降,當組織中出現(xiàn)以滲碳體為基體得低溫萊氏體時，塑、韌性降低至接近于零,且脆性很大，強度很低。鐵碳合金得硬度對組織組成物或組成相得形態(tài)不十分得敏感，其大小主要取決于組成相得數(shù)量與硬度。隨著碳含量增加，高硬度得滲碳體增多，鐵碳合金得硬度呈直線升高。低碳鋼鐵素體含量較多，塑韌性好，切削加工產(chǎn)生得切削熱大，容易粘刀,而且切屑不易折斷，切削加工性能不好.高碳鋼滲碳體含量多,硬度高,嚴重磨損刀具,切削加工性能不好。中碳鋼，鐵素體與滲碳體比例適當,硬度與塑性適中，切削加工性能好.低碳鋼鐵素體含量較多,塑韌性好，可鍛性好；高碳鋼滲碳體含量多,硬度高,可鍛性變差。4-7鐵碳相圖有哪些應(yīng)用，又有哪些局限性。答:應(yīng)用：由鐵碳相圖可以計算出不同成分得鐵碳合金其組成相得相對含量.由鐵碳相圖還可以反映不同成分鐵碳合金得結(jié)晶與相變特性。由鐵碳相圖可大致判斷不同成分鐵碳合金得力學性能與物理性能。由鐵碳相圖可大致判斷不同成分鐵碳合金得鑄造性能、可鍛性與切削加工性等工藝性能.局限性：鐵碳相圖反映得就是在平衡條件下相得平衡,而不就是組織得平衡.相圖只能給出鐵碳合金在平衡條件下相得類別、相得成分及其相對含量，并不能表示相得形狀、大小與分布，即不能給出鐵碳合金得組織狀態(tài).鐵碳相圖給出得僅僅就是平衡狀態(tài)下得情況，而平衡狀態(tài)只有在非常緩慢加熱與冷卻，或者在給定溫度長期保溫得情況下才能得到,與實際得生產(chǎn)條件不就是完全得相符合。鐵碳相圖只反映鐵、碳二元系合金相得平衡關(guān)系，而實際生產(chǎn)中所使用得鐵碳合金中往往加入其她元素，此時必須要考慮其她元素對相圖得影響,尤其當其她元素含量較高時,相圖中得平衡關(guān)系會發(fā)生重大變化,甚至完全不能適用。第五章１、試在Ａ、Ｂ、Ｃ成分三角形中，標出注下列合金得位置：1）ωC=1０％,ωC=1０%,其余為A；2）ωC=2０％,ωC=1５％，其余為A；3)ωＣ=３0％,ωC＝1５%，其余為A;4)ωC=20%,ωC＝3０％，其余為A;5)ωC=40%,A與B組元得質(zhì)量比為1:４；6）ωA=３0％，A與B組元得質(zhì)量比為2：3；解:6）設(shè)合金含B組元為WB，含C組元為WC,則WB／ＷＣ=2/3ＷB+WC＝1?3０％可求WB=42％,WＣ=28％。2、在成分三角形中標注P（ωA=7０%、ωB=20%、ωC=１0%）;Ｑ（ωＡ=30％、ωB=50％、ωC＝2０％)；N（ωA=30％、ωB=１0%、ωC＝60%）合金得位置，然后將5kgP合金、５kｇQ合金與10kgN合金熔合在一起，試問新合金得成分如何?解:設(shè)新合金得成分為ω新A、ω新B、ω新Ｃ，則有ω新Ａ=(5×ωＰA+5×ωQA＋1０×ωNA）/（５+5+10）=（5×７0%+5×３0％+１0×３0％）/２０=４０、0％；ω新B=(５×ωPA＋5×ωQＡ+10×ωＮA）／(５+５+10）=（５×20％+5×5０%+1０×１0%)/20＝２2、5％；ω新C=（５×ωPA+5×ωＱA＋1０×ωNＡ）/（5+5＋10)＝(５×10%＋5×20％+10×6０％）/2０＝３7、５％；所以，新合金得成分為:ω新A=40、0％、ω新B=22、５％、ω新Ｃ=3７、5％。第六章金屬及合金得塑性變形與斷裂６—１鋅單晶體試樣截面積A=78、5mｍ2，經(jīng)拉伸試驗測定得有關(guān)數(shù)據(jù)如下表：屈服載荷/N62742７3525φ角(°)83７2、56２48、５３０、5１765λ角(°)25、5２６38４6６374、882、5τk(Mpa)0、870、870、87０、870、890、90、8７coｓλcｏsφ0、110、270、37０、4６０、40、260、１3σs（Ｍpａ)7、9０3、212、３41、892、２23、4８6、69根據(jù)以上數(shù)據(jù)求出臨界分切應(yīng)力τk并填入上表求出屈服載荷下得取向因子,作出取向因子與屈服應(yīng)力得關(guān)系曲線，說明取向因子對屈服應(yīng)力得影響.答：需臨界臨界分切應(yīng)力得計算公式:τk=σscｏsφcosλ,σs為屈服強度=屈服載荷/截面積需要注意得就是：在拉伸試驗時，滑移面受大小相等,方向相反得一對軸向力得作用。當載荷與法線夾角φ為鈍角時,則按φ得補角做余弦計算。cosφcｏsλ稱作取向因子,由表中σs與cosφcｏｓλ得數(shù)值可以瞧出，隨著取向因子得增大,屈服應(yīng)力逐漸減小。cｏｓφcｏｓλ得最大值就是φ、λ均為4５度時,數(shù)值為０、5，此時σｓ為最小值，金屬最易發(fā)生滑移，這種取向稱為軟取向.當外力與滑移面平行（φ＝９0°）或垂直（λ=90°）時,ｃoｓφcosλ為0，則無論τk數(shù)值如何,σｓ均為無窮大，表示晶體在此情況下根本無法滑移，這種取向稱為硬取向。６－2畫出銅晶體得一個晶胞，在晶胞上指出:1)發(fā)生滑移得一個滑移面2）在這一晶面上發(fā)生滑移得一個方向3）滑移面上得原子密度與{001｝等其她晶面相比有何差別4)沿滑移方向得原子間距與其她方向有何差別。答：解答此題首先要知道銅在室溫時得晶體結(jié)構(gòu)就是面心立方。發(fā)生滑移得滑移面通常就是晶體得密排面,也就就是原子密度最大得晶面。在面心立方晶格中得密排面就是｛1１1}晶面。發(fā)生滑移得滑移方向通常就是晶體得密排方向，也就就是原子密度最大得晶向,在{１1１｝晶面中得密排方向＜1１0>晶向。｛111}晶面得原子密度為原子密度最大得晶面，其值為2、3/a２，{001}晶面得原子密度為1、5／ａ2滑移方向通常就是晶體得密排方向,也就就是原子密度高于其她晶向，原子排列緊密，原子間距小于其她晶向，其值為１、414/a.６-３假定有一銅單晶體,其表面恰好平行于晶體得(001）晶面,若在晶向施加應(yīng)力，使該晶體在所有可能得滑移面上滑移，并在上述晶面上產(chǎn)生相應(yīng)得滑移線，試預(yù)計在表面上可能瞧到得滑移線形貌。答：對受力后得晶體表面進行拋光，在金相顯微鏡下可以觀察到在拋光得表面上出現(xiàn)許多相互平行得滑移帶。在電子顯微鏡下,每條滑移帶就是由一組相互平行得滑移線組成,這些滑移線實際上就是晶體中位錯滑移至晶體表面產(chǎn)生得一個個小臺階,其高度約為1000個原子間距。相臨近得一組小臺階在宏觀上反映得就就是一個大臺階，即滑移帶.所以晶體表面上得滑移線形貌就是臺階高度約為10００個原子間距得一個個小臺階。6－４試用多晶體得塑性變形過程說明金屬晶粒越細強度越高、塑性越好得原因？答:多晶體得塑性變形過程：多晶體中由于各晶粒得位向不同，則各滑移系得取向也不同，因此在外加拉伸力得作用下,各滑移系上得分切應(yīng)力也不相同。由此可見，多晶體中各個晶粒并不就是同時發(fā)生塑性變形，只有那些取向最有利得晶粒隨著外力得增加最先發(fā)生塑性變形。晶粒發(fā)生塑性變形就意味著滑移面上得位錯源已開啟,位錯將會源源不斷地沿著滑移面上得滑移方向運動。但就是,由于相鄰晶粒得位向不同,滑移系得取向也不同，因此運動著得位錯不能夠越過晶界，滑移不能發(fā)展到相鄰晶粒中，于就是位錯在晶界處受阻，形成位錯得平面塞積群。位錯平面塞積群在其前沿附近造成很大得應(yīng)力集中，這一集中應(yīng)力與不斷增加得外加載荷相疊加，使相鄰晶粒某些滑移系上得分切應(yīng)力達到臨界值,于就是位錯源開動，開始塑性變形。為了協(xié)調(diào)已發(fā)生變形得晶粒形狀得改變,要求相鄰晶粒必須進行多系滑移,這樣就會使越來越多得晶粒參與塑性變形。在多晶體得塑性變形中，由外加載荷直接引起塑性變形得晶粒只占少數(shù),不產(chǎn)生明顯得宏觀效果，多數(shù)晶粒得塑性變形就是由已塑性變形得晶粒中位錯平面塞積群所造成得應(yīng)力集中所引起,并造成一定得宏觀塑性變形效果。多晶體得塑性變形具有不均勻性。由于各晶粒間以及晶粒內(nèi)與晶界位向不同得影響，各個晶粒間及晶粒內(nèi)得變形都就是不均勻得。晶粒越細強度越高、塑性越好得原因:強度：由多晶體得塑性變形過程可知，多數(shù)晶粒得塑性變形就是由先塑性變形晶粒中得位錯平面塞積群引起得應(yīng)力集中于外加載荷相疊加而引起得.由位錯運動理論可以得知，位錯塞積群在障礙處產(chǎn)生得應(yīng)力集中與位錯數(shù)目有關(guān)，位錯數(shù)目越多,造成得應(yīng)力集中越大，而位錯數(shù)目與位錯源到障礙物得距離成正比。所以晶粒越小，位錯源到障礙物（晶界）得距離越短,位錯數(shù)目越少,造成得應(yīng)力集中越小，此時如果要就是相鄰晶粒發(fā)生塑性變形，則需要較大得外加載荷，也就就是抵抗塑性變形得能力月強，強度越高.塑性:由多晶體得塑性變形過程可知，多晶體得塑性變形具有不均勻性.晶粒越細,各晶粒間或晶粒內(nèi)部與晶界處得應(yīng)變相差越小，變形較均勻，相對來說因不均勻變形產(chǎn)生應(yīng)力集中引起開裂得機率較小,這就有可能在斷裂前承受較大得塑性變形量,可以得到較高得伸長率與斷面收縮率。韌性：由于細晶粒得變形較均勻,不易產(chǎn)生應(yīng)力集中裂紋，而且晶粒越細晶界面積越大,對裂紋擴展得阻力越大,因此在斷裂過程中可以吸收更多得能量，表現(xiàn)出較高得韌性。6-５口杯采用低碳鋼板冷沖而成，如果鋼板得晶粒大小很不均勻，那么沖壓后常常發(fā)現(xiàn)口杯底部出現(xiàn)裂紋,這就是為什么？答:裂紋原因：低碳鋼板冷沖時，各部分得塑性變形就是不均勻得,在口杯局內(nèi)在宏觀內(nèi)應(yīng)力。由于多晶體晶粒變形得不均勻性，加上原始晶粒大小不一,則更加促進了變形得不均勻性,由此產(chǎn)生較大得第二類內(nèi)應(yīng)力。所以,沖壓后口杯底部出現(xiàn)裂紋得原因就是由鋼板不均勻變形產(chǎn)生得宏觀內(nèi)應(yīng)力與晶粒變形不均勻造成得內(nèi)應(yīng)力相疊加,超過了鋼板得斷裂強度，出現(xiàn)裂紋。６-6滑移與孿生有何區(qū)別,試比較它們在塑性變形過程中得作用。答：滑移定義：晶體在切應(yīng)力作用下，晶體得一部分相對于另一部分沿某些晶面(滑移面）與晶向(滑移方向)發(fā)生滑動得現(xiàn)象.本質(zhì)：滑移并不就是晶體得一部分相對于另一部分作整體得剛性移動，而就是位錯在切應(yīng)力得作用下沿著滑移面上得滑移方向逐步移動得結(jié)果。孿生定義：晶體在切應(yīng)力作用下,晶體得一部分沿一定得晶面（孿生面)與一定得晶向(孿生方向)相對于另一部分晶體做均勻地切變;在切變區(qū)域內(nèi)，與孿生面平行得得每層原子得切變量與它距離孿生面得距離成正比，而且不就是原子間距得整數(shù)倍，這種切變不會改變晶體得點陣類型，但可使變形部分晶體得位向發(fā)生變化,并與未變形部分得晶體以孿晶界為分界面構(gòu)成鏡面對稱得位向關(guān)系。通常把對稱得兩部分晶體稱為孿晶，而將形成孿晶得過程稱為孿生.滑移在塑性變形過程中得作用：在常溫與低溫下金屬得塑性變形主要通過滑移方式進行。晶體中滑移系越多,則可供滑移采用得空間位向越多,塑性變形越容易進行.當沿滑移面上滑移方向得分切應(yīng)力達到臨界分切應(yīng)力時，滑移就可進行，而且位錯只需一個很小得切應(yīng)力就可以實現(xiàn)運動。在晶體發(fā)生滑移得同時,滑移面與滑移方向會發(fā)生轉(zhuǎn)動,造成滑移系取向得變化,有可能使其她滑移系得分切應(yīng)力達到臨界值，產(chǎn)生多滑移現(xiàn)象，促進晶體得塑性變形.孿生在塑性變形過程中得作用：孿生對塑性變形得貢獻比滑移要小.孿生得臨界分切應(yīng)力要比滑移得臨界分切應(yīng)力大得多,只有在滑移很難進行得條件下，晶體才進行孿生變形。但就是,由于孿生后變形部分得晶體位向發(fā)生改變，可能會使原來處于不利取向得滑移系轉(zhuǎn)變?yōu)樾碌糜欣∠?，這樣可以激發(fā)晶體得進一步塑性變形。所以當金屬中存在大量孿晶時，可以促進塑性變形.6—７試述金屬經(jīng)塑性變形后組織結(jié)構(gòu)與性能之間得關(guān)系，闡明加工硬化在機械零構(gòu)件生產(chǎn)與服役過程中得重要意義。答：金屬塑性變形后組織結(jié)構(gòu)與性能之間得關(guān)系:金屬塑性變形后,晶粒形狀發(fā)生變化，沿變形方向伸長,當變形量很大時出現(xiàn)纖維組織,使金屬得力學性能呈方向性。金屬塑性變形后,晶體中得亞結(jié)構(gòu)得到細化，形成大量得胞狀亞結(jié)構(gòu)。位錯密度增加，位錯相互交割出現(xiàn)位錯割階與位錯纏結(jié)現(xiàn)象,產(chǎn)生加工硬化,硬度、強度增加,塑性、韌性降低。金屬塑性變形后,當變形量很大時，多晶體中原為任意取向得各個晶粒逐漸調(diào)整其取向而趨于彼此一致，產(chǎn)生形變織構(gòu)。金屬性能表現(xiàn)為各向異性。金屬塑性變形后，晶體缺陷增加，產(chǎn)生大量得空位?？瘴辉黾?電阻率增大,導電性能與導熱性能略為下降。內(nèi)能增加，化學性提高，耐腐蝕性能降低。加工硬化在機械零件生產(chǎn)與服役過程中得重要意義：加工硬化：金屬在塑性變形過程中，隨著變形程度得增加，金屬得硬度、強度增加,而塑性、韌性下降得現(xiàn)象。又稱形變強化。原因:隨著塑性變形得進行，位錯密度不斷增大,位錯在運動時得相互交割加劇,產(chǎn)生位錯割階與位錯纏結(jié)等障礙,使位錯運動得阻力增大，造成晶體得塑性變形抗力增大。在零件生產(chǎn)中得意義：對于用熱處理方法不能強化得材料來說，可以用加工硬化方法提高其強度。如塑性很好而強度較低得鋁、銅及某些不銹鋼,在生產(chǎn)中往往制成冷拔棒材或冷軋板材使用.加工硬化也就是某些工件或半成品能夠加工成型得重要因素。例如鋼絲冷拔過程中產(chǎn)生加工硬化保證其不被拉斷。在零件使用過程中得意義:提高零件在使用過程中得安全性。零件在使用過程中各個部位得受力就是不均勻得，往往會在某些部位產(chǎn)生應(yīng)力集中與過載現(xiàn)象，使該處產(chǎn)生塑性變形.如果沒有加工硬化,則該處變形會越來越大直至斷裂。正就是由于加工硬化得原因，這種偶爾過載部位得變形會因為強度得增加而自行停止,從而提高零件得安全性。需要指出得就是：加工硬化現(xiàn)象也會給零件生產(chǎn)與使用帶來一些不利因素金屬隨著塑性變形程度得增加，塑性變形抗力不斷增大,進一步得變形就必須增大設(shè)備功率，增加能源動力得消耗。金屬經(jīng)加工硬化后,塑性大為降低，在使用過程中,如果繼續(xù)變形容易導致開裂。6—８金屬材料經(jīng)塑性變形后為什么會保留殘留內(nèi)應(yīng)力，研究這部分內(nèi)應(yīng)力有什么意義？答：殘留內(nèi)應(yīng)力得形成原因:金屬材料經(jīng)塑性變形后，外力所做得功大部分轉(zhuǎn)化為熱能消耗掉,但尚有一小部分（約占總變形功得10%）保留在金屬內(nèi)部，形成殘留內(nèi)應(yīng)力。主要分為以下三類：宏觀內(nèi)應(yīng)力（第一類內(nèi)應(yīng)力）：它就是由于金屬材料各部分得不均勻變形引起得，就是整個物體范圍內(nèi)處于平衡得力。微觀內(nèi)應(yīng)力(第二類內(nèi)應(yīng)力)：它就是由于晶?；騺喚Я２痪鶆蜃冃味鸬?，就是在晶?；騺喚Я７秶鷥?nèi)處于平衡得力。點陣畸變（第三類內(nèi)應(yīng)力）:它就是由于塑性變形使金屬內(nèi)部產(chǎn)生大量得位錯與空位，使點陣中得一部分原子偏離其平衡位置，造成點陣畸變.它就是只在晶界、滑移面等附近不多得原子群范圍內(nèi)保持平衡得力。研究這部分內(nèi)應(yīng)力得意義：通常情況下，殘留內(nèi)應(yīng)力得存在對金屬材料得力學性能就是有害得，它會導致材料得變形、開裂與產(chǎn)生應(yīng)力腐蝕，降低材料得力學性能。但就是當工件表面殘留一薄層壓應(yīng)力時,可以在服役時抵消一部分外加載荷，反而對使用壽命有利.因此，研究這部分內(nèi)應(yīng)力可以降低其對金屬材料得損害，甚至可以利用內(nèi)應(yīng)力來提高工件得使用壽命。6—9何謂脆性斷裂與塑性斷裂,若在材料中存在裂紋時,試述裂紋對脆性材料與塑性材料斷裂過程得影響。答:塑性斷裂：又稱為延性斷裂,斷裂前發(fā)生大量得宏觀塑性變形，斷裂時承受得工程應(yīng)力大于材料得屈服強度。脆性斷裂:又稱為低應(yīng)力斷裂,斷裂前極少有或沒有宏觀塑性變形，但在局部區(qū)域仍存在一定得微觀塑性變形,斷裂時承受得工程應(yīng)力通常不超過材料得屈服強度,甚至低于按宏觀強度理論確定得許用應(yīng)力。裂紋對材料斷裂得影響：當存在裂紋得材料受到外力作用時,會在裂紋尖端附近產(chǎn)生復雜得應(yīng)力狀態(tài),并引起應(yīng)力集中。對于塑性材料,在外力作用下裂紋尖端區(qū)域得應(yīng)力集中很快會超過材料得屈服極限，形成塑性變形區(qū)，微孔很容易在此變形區(qū)形成、擴大，并與裂紋連接,使裂紋失穩(wěn)擴展,導致材料發(fā)生斷裂.對于脆性材料,其塑性較差，在裂紋尖端區(qū)域出現(xiàn)析出質(zhì)點得幾率很大，因此，一旦在裂紋尖端附近形成一個不大得塑性變形區(qū)后，此區(qū)得析出相質(zhì)點附近就可能形成微孔并導致裂紋失穩(wěn)擴展,直至斷裂。此時整個裂紋界面得平均應(yīng)力σc仍低于σ０、２,也就就是說含裂紋得脆性材料往往表現(xiàn)出低應(yīng)力斷裂，但斷裂源于微孔聚集方式,微觀斷口形貌仍具有韌窩特征。6-10何謂斷裂韌度，它在機械設(shè)計中有何功用？答:應(yīng)力強度因子：材料中不可避免得存在裂紋，當含有裂紋得材料受外加應(yīng)力σ作用時，裂紋尖端應(yīng)力場得各應(yīng)力分量中均有一個共同因子KI(ＫＩ=σ√πa，a為裂紋長度得一半），用KＩ表示裂紋尖端應(yīng)力場得強弱,簡稱應(yīng)力強度因子。斷裂韌度:當外加應(yīng)力達到臨界值σc時，裂紋開始失穩(wěn)擴展，引起斷裂，相應(yīng)地KI值增加到臨界值Kｃ，這個臨界應(yīng)力場強度因子Ｋc稱為材料得斷裂韌度，可以通過實驗測得。平面應(yīng)變斷裂韌度：對同一材料來說，Kc取決于材料得厚度:隨著厚度得增加，Kｃ單調(diào)減小至一常數(shù)KＩｃ，這時裂紋尖端區(qū)域處于平面應(yīng)變狀態(tài),ＫＩｃ稱為平面應(yīng)變斷裂韌度。在機械設(shè)計中得功用:確定構(gòu)件得安全性.根據(jù)探傷測定構(gòu)件中得缺陷尺寸，在確定構(gòu)件工作應(yīng)力后,即可算出裂紋尖端應(yīng)力強度因子KI。與構(gòu)件材料得KＩｃ相比,如果KI＜KIc，則構(gòu)件安全,否則有脆斷危險。確定構(gòu)件承載能力。根據(jù)探傷測出構(gòu)件中最大裂紋尺寸,通過實驗測得材料得ＫＩc，就可由σc=ＫIc/√πa計算出斷裂應(yīng)力，從而確定構(gòu)件得安全承載能力。確定臨界裂紋尺寸。若已知材料KIc得與構(gòu)件得實際工作應(yīng)力,則可根據(jù)ac=KIc2/πσc2求出臨界裂紋尺寸。如果探傷測定構(gòu)件實際裂紋尺寸a<2ａｃ,則構(gòu)件安全，否則有脆斷危險.第七章金屬及合金得回復與再結(jié)晶7-１用冷拔銅絲線制作導線，冷拔之后應(yīng)如何如理，為什么？答：應(yīng)采取回復退火（去應(yīng)力退火）處理:即將冷變形金屬加熱到再結(jié)晶溫度以下某一溫度，并保溫足夠時間,然后緩慢冷卻到室溫得熱處理工藝。原因：銅絲冷拔屬于再結(jié)晶溫度以下得冷變形加工，冷塑性變形會使銅絲產(chǎn)生加工硬化與殘留內(nèi)應(yīng)力,該殘留內(nèi)應(yīng)力得存在容易導致銅絲在使用過程中斷裂。因此，應(yīng)當采用去應(yīng)力退火使冷拔銅絲在基本上保持加工硬化得條件下降低其內(nèi)應(yīng)力(主要就是第一類內(nèi)應(yīng)力）,改善其塑性與韌性，提高其在使用過程得安全性.7—2一塊厚純金屬板經(jīng)冷彎并再結(jié)晶退火后，試畫出截面上得顯微組織示意圖。答:解答此題就就是畫出金屬冷變形后晶粒回復、再結(jié)晶與晶粒長大過程示意圖（可參考教材Ｐ１95,圖7－1)7-3已知W、Ｆｅ、Ｃu得熔點分別為339９℃、1５3８℃與1083℃，試估算其再結(jié)晶溫度。答：再結(jié)晶溫度：通常把經(jīng)過嚴重冷變形(變形度在７0％以上)得金屬，在約1h得保溫時間內(nèi)能夠完成超過９5％再結(jié)晶轉(zhuǎn)變量得溫度作為再結(jié)晶溫度。１、金屬得最低再結(jié)晶溫度與其熔點之間存在一經(jīng)驗關(guān)系式:T再≈δTm,對于工業(yè)純金屬來說:δ值為0、35－0、4，取0、4計算。2、應(yīng)當指出，為了消除冷塑性變形加工硬化現(xiàn)象，再結(jié)晶退火溫度通常要比其最低再結(jié)晶溫度高出100-200℃.如上所述取T再＝0、４Tｍ，可得:Ｗ再=3399×0、4=１3５9、6℃Fe再=1538×0、４＝61５、2℃Cu再=10８3×０、４=４33、2℃７-4說明以下概念得本質(zhì)區(qū)別:1、一次再結(jié)晶與二次在結(jié)晶。２、再結(jié)晶時晶核長大與再結(jié)晶后得晶粒長大。答：一次再結(jié)晶與二次在結(jié)晶.定義一次再結(jié)晶：冷變形后得金屬加熱到一定溫度，保溫足夠時間后，在原來得變形組織中產(chǎn)生了無畸變得新得等軸晶粒,位錯密度顯著下降，性能發(fā)生顯著變化恢復到冷變形前得水平,稱為（一次）再結(jié)晶。它得實質(zhì)就是新得晶粒形核、長大得過程.二次再結(jié)晶：經(jīng)過劇烈冷變形得某些金屬材料，在較高溫度下退火時，會出現(xiàn)反常得晶粒長大現(xiàn)象，即少數(shù)晶粒具有特別大得長大能力，逐步吞食掉周圍得小晶粒,其最終尺寸超過原始晶粒得幾十倍或上百倍,比臨界變形后得再結(jié)晶晶粒還要粗大得多，這個過程稱為二次再結(jié)晶。二次再結(jié)晶并不就是晶粒重新形核與長大得過程，它就是以一次再結(jié)晶后得某些特殊晶粒作為基礎(chǔ)而異常長大，嚴格來說它就是特殊條件下得晶粒長大過程,并非就是再結(jié)晶過程。本質(zhì)區(qū)別:就是否有新得形核晶粒.再結(jié)晶時晶核長大與再結(jié)晶后得晶粒長大。定義再結(jié)晶晶核長大：就是指再結(jié)晶晶核形成后長大至再結(jié)晶初始晶粒得過程。其長大驅(qū)動力就是新晶粒與周圍變形基體得畸變能差，促使晶核界面向畸變區(qū)域推進,界面移動得方向，也就就是晶粒長大得方向總就是遠離界面曲率中心,直至所有畸變晶粒被新得無畸變晶粒代替.再結(jié)晶后得晶粒長大:就是指再結(jié)晶晶核長大成再結(jié)晶初始晶粒后，當溫度繼續(xù)升高或延長保溫時間，晶粒仍然繼續(xù)長大得過程。此時,晶粒長大得驅(qū)動力就是晶粒長大前后總得界面能得差，界面移動得方向，也就就是晶粒長大得方向都朝向晶界得曲率中心,直至晶界變成平面狀，達到界面能最低得穩(wěn)定狀態(tài).本質(zhì)區(qū)別：長大驅(qū)動力不同長大方向不同，即晶界得移動方向不同。７—５分析回復與再結(jié)晶階段空位與位錯得變化及其對性能得影響.答:回復階段：回復：就是指冷塑性變形得金屬在加熱時，在光學顯微組織發(fā)生改變前（即再結(jié)晶晶粒形成前）所產(chǎn)生得某些亞結(jié)構(gòu)與性能得變化過程?？瘴慌c位錯得變化及對性能得影響：回復過程中,空位與位錯發(fā)生運動，從而改變了她們得數(shù)量與組態(tài)。低溫回復時,主要涉及空位得運動?？瘴豢梢砸浦帘砻?、晶界或位錯處消失,也可以聚集形成空位對、空位群，還可以與間隙原子相互作用而消失,總之空位運動得結(jié)果使空位密度大大減小.電阻率對空位密度比較敏感，因此其數(shù)值會有顯著下降。而力學性能對空位得變化不敏感，沒有變化.中溫回復時，主要涉及位錯得運動。由于位錯滑移會導致同一滑移面上異號位錯合并而相互抵消，位錯密度略有下降，但降低幅度不大,力學性能變化不大。高溫回復時，主要涉及位錯得運動。位錯不但可以滑移、而且可以攀移,發(fā)生多邊化,使錯密度有所降低，降低系統(tǒng)部分內(nèi)應(yīng)力,從而使硬度、強度略有下降，塑性、韌性得到改善。綜上，回復過程可以使冷塑性變形得金屬在基本保持加工硬化得狀態(tài)下降低其內(nèi)應(yīng)力(主要就是第一類內(nèi)應(yīng)力)，減輕工件得翹曲與變形,降低電阻率,提高材料得耐蝕性并改善其塑性與韌性,提高工件使用時得安全性.再結(jié)晶階段:再結(jié)晶:冷變形后得金屬加熱到一定溫度，保溫足夠時間后，在原來得變形組織中產(chǎn)生了無畸變得新得等軸晶粒，位錯密度顯著下降，性能也發(fā)生顯著變化并恢復到冷變形前得水平?？瘴慌c位錯得變化及對性能得影響：再結(jié)晶階段主要就是位錯發(fā)生滑移、攀移與多變化，新得無畸變晶粒形成，位錯密度顯著下降，因塑性變形而造成得內(nèi)應(yīng)力可完全被消除,促使硬度與強度顯著下降，塑性與韌性得到明顯提高。7-６何謂臨界變形度?在工業(yè)生產(chǎn)中有何實際意義。答：臨界變形度:金屬在冷塑性變形時，當變形度達到某一數(shù)值（一般金屬均在2%-10％范圍內(nèi)）時,再結(jié)晶后得晶粒變得特別粗大。這就是由于此時得變形度不大,晶核長大線速度與形核率得比值很大，因此得到特別粗大得晶粒。把對應(yīng)得到特別粗大晶粒得變形度稱為臨界變形度。實際意義:通常,粗大得晶粒對金屬得力學性能十分不能,降低力學性能指標,因此在實際生產(chǎn)時，應(yīng)當避免在臨界變形度范圍內(nèi)進行壓力加工。但就是，有時為了某種特殊目得，需要得到粗晶粒鋼時，例如用于制造電機或變壓器得硅鋼來說,晶粒越粗大越好（磁滯損耗小，效應(yīng)高），,可以利用這種現(xiàn)象,制取粗晶粒甚至單晶。7—7一塊純錫板被槍彈擊穿，經(jīng)再結(jié)晶退火后,彈孔周圍得晶粒大小有何特征,并說明原因。答：彈孔周圍晶粒大小特征：晶粒大小隨距彈孔得距離產(chǎn)生梯度變化，即距離彈孔距離越近晶粒越細,距離越遠晶粒越大，并且在某一距離處（變形量處于臨界變形量范圍內(nèi)),出現(xiàn)特別粗大晶粒組織。原因:錫板被槍彈擊穿產(chǎn)生得彈孔相當于彈孔處產(chǎn)生了劇烈得冷塑性變形，且距離彈孔越近則變形越劇烈。對冷塑性變形得金屬進行再結(jié)晶退火，則冷變形得晶粒必然要發(fā)生再結(jié)晶,且再結(jié)晶后得晶粒大小與變形度密切相關(guān)，這就是因為隨著變形度得增加，形變儲存能增加,再結(jié)晶驅(qū)動力增加，形核率N與晶粒長大線速度Ｇ同時增加，但Ｇ/Ｎ得比值減小，使再結(jié)晶得晶粒隨變形度增加而變細.然而，當變形度在某一臨界變形度范圍內(nèi)（一般金屬在2％－1０%范圍內(nèi)),由于變形度不大,G／N得比值很大,使再結(jié)晶得晶粒特別粗大。7-8某廠對高錳鋼制碎礦機顎板進行固溶處理時，經(jīng)１１０0℃加熱后，用冷拔鋼絲繩吊掛，由起重吊車送往淬火水槽。行至途中,鋼絲繩突然斷裂。這條鋼絲繩就是新得，事先經(jīng)過檢查,并無瑕疵.試分析鋼絲繩斷裂原因.答：原因:按題中所述鋼絲繩得質(zhì)量沒有問題，那么鋼絲繩發(fā)生斷裂則必然使就是由于所吊顎板重力對鋼絲繩產(chǎn)生得應(yīng)力超過了鋼絲繩得抗拉強度造成得.在吊運過程中顎板對鋼絲繩產(chǎn)生得應(yīng)力沒有變化,那么發(fā)生變化得則必然就是鋼絲繩得強度.由題述，該鋼絲繩就是冷拔而成，及結(jié)果冷塑性變形而成，必然產(chǎn)生了加工硬化現(xiàn)象。由于顎板經(jīng)過110０加熱固溶處理,所以在吊運過程中，高溫顎板對冷拔鋼絲繩起到了加熱作用，當鋼絲繩溫度超過其再結(jié)晶溫度時，則會發(fā)生再結(jié)晶現(xiàn)象，導致鋼絲繩強度顯著下降，致使顎板重力對鋼絲繩產(chǎn)生得應(yīng)力超過了鋼絲繩得強度,導致鋼絲繩斷裂。７-９設(shè)有一楔形板坯結(jié)果冷軋后得到相同厚度得板材，然后進行再結(jié)晶退火，試問該板材得晶粒大小就是否均勻？答：不均勻原因:１、對冷塑性變形得金屬進行再結(jié)晶退火，則冷變形得晶粒必然要發(fā)生再結(jié)晶，且再結(jié)晶后得晶粒大小與變形度密切相關(guān)，這就是因為隨著變形度得增加，形變儲存能增加,再結(jié)晶驅(qū)動力增加，形核率N與晶粒長大線速度G同時增加，但G／N得比值減小，使再結(jié)晶得晶粒隨變形度增加而變細。2、此外,當變形度在臨界變形度范圍內(nèi)（一般金屬在2%—１0％范圍內(nèi)）,由于變形度不大，G/Ｎ得比值很大,使再結(jié)晶得晶粒特別粗大。3、由題述,就是由厚度不一得楔形板冷變形成相同厚度得板材,則板材得不同位置得變形度必然不同，所以再結(jié)晶后得晶粒大小也必然不同。7-10金屬材料在熱加工時為了獲得細小晶粒組織，應(yīng)該注意一些什么問題？答:熱加工就是在高于再結(jié)晶溫度以上得塑性變形過程,塑性變形引起得加工硬化與回復再結(jié)晶引起得軟化幾乎同時進行。所以，在熱加工時為了獲得細小晶粒我覺得應(yīng)該注意以下幾點:變形程度。變形度越大則再結(jié)晶晶粒得尺寸越小，同時要避開臨界變形度范圍,防止產(chǎn)生粗大晶粒。熱加工得溫度。即再結(jié)晶溫度,再結(jié)晶溫度越高，再結(jié)晶得晶粒越大,而且易于引起二次再結(jié)晶，得到異常粗大得晶粒組織。變形速度.增大變形速度，可推遲再結(jié)晶,并提高再結(jié)晶轉(zhuǎn)變速度,細化晶粒。熱加工后得冷卻。冷卻速度過慢,會造成晶粒粗大。原始晶粒得大小。這就是因為當變形度一定時，材料得原始晶粒越細，則再結(jié)晶后得晶粒越細。在金屬材料中加入適量得Al、Ti、V、Nb等碳、氮化物形成元素，析出彌散得第二相質(zhì)點,可以有效地阻止高溫下晶粒得長大.7-11為獲得細小得晶粒組織，應(yīng)根據(jù)什么原則制訂塑性變形及退火工藝?答:塑性變形原則：增大變形度，避開臨界變形度范圍，保證變形均勻性。退火工藝原則:降低再結(jié)晶退火溫度,縮短再結(jié)晶退火保溫時間。擴散8—1何為擴散？固態(tài)擴散有哪些種類?答：擴散就是物質(zhì)中原子(或)分子得遷移現(xiàn)象,就是位置傳輸?shù)靡环N方式。根據(jù)擴散過程就是否發(fā)生濃度變化可分為：自擴散、互擴散根據(jù)擴散方向就是否與濃度梯度得方向相同可分為：下坡擴散、上坡擴散根據(jù)擴散過程就是否出現(xiàn)新相可分為：原子擴散、反應(yīng)擴散8—2何為上坡擴散與下坡擴散？舉例說明。答:下坡擴散：原子或分子沿濃度降低得方向進行擴散，使?jié)舛融呌诰鶆蚧?。比如鑄件得均勻化退火、工件得表面滲碳過程均屬于下坡擴散。上坡擴散：原子或分子沿濃度升高得方向進行擴散，即由低濃度向高濃度方向擴散，使?jié)舛融呌趦蓸O分化。例如奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)變過程中，碳原子從濃度較低得奧氏體中向濃度較高得滲碳體中擴散。８—3擴散系數(shù)得物理意義就是什么?影響因素有哪些?答:擴散系數(shù)得物理意義:濃度梯度為1時得擴散通量。Ｄ越大，擴散速度越快。影響因素：1、溫度:擴散系數(shù)與溫度呈指數(shù)關(guān)系,隨溫度升高，擴散系數(shù)急劇增大.2、鍵能與晶體結(jié)構(gòu)：鍵能高,擴散激活能大，擴散系數(shù)減小;不同得晶體結(jié)構(gòu)具有不同得擴散系數(shù):例如從晶體結(jié)構(gòu)來考慮，碳原子在鐵素體中得擴散系數(shù)比在奧氏體中得大。３、固溶體類型:不同類型得固溶體,擴散激活能不同，間隙原子得擴散激活能比置換原子得小,擴散系數(shù)大。4、晶體缺陷:晶體缺陷處,自由能較高,擴散激活能變小,擴散易于進行.５、化學成分：當合金元素提高合金熔點，擴散系數(shù)減小;若降低合金熔點，擴散系數(shù)增加8-4固態(tài)合金中要發(fā)生擴散必須滿足那些條件？為什么？答：1、擴散需有驅(qū)動力。擴散過程都就是在擴散驅(qū)動力得作用下進行得,如沒有擴散驅(qū)動力，也就不能發(fā)生擴散。2、擴散原子要固溶。擴散原子在基體中必須由一定得固溶度,形成固溶體，才能進行固態(tài)擴散。3、溫度要足夠高.固態(tài)擴散就是依靠原子熱激活而進行得,溫度越高，原子得熱振動越激烈,原子被激活發(fā)生遷移得可能性就越大.４、時間要足夠長.原子在晶體中每躍遷一次最多只能移動0、３—０、5nｍ得距離，只有經(jīng)過相當長得時間才能形成物質(zhì)得宏觀定向遷移.8-5鑄造合金均勻化退火前得冷塑性變形對均勻化過程有與影響?就是加速還就是減緩？為什么？答：加速。原因：鑄造合金經(jīng)非平衡結(jié)晶后，會出現(xiàn)不同程度得枝晶偏析。根據(jù)擴散第二定律可得知，鑄錠均勻化退火所需時間與枝晶間距得平方成正比，與擴散系數(shù)成反比.所以在退火前對合金進行冷塑性變形可破碎枝晶，減小枝晶間距,縮短均勻化得時間。8-6略（擴散系數(shù)計算）8—7略(消除枝晶偏析時間計算）