材料科學基礎

1、包申格效應 ： 材料經過預先加載產生少量塑性變形， 卸載后再同向加載， 彈性極限增加；反向加載，彈性極限降低的現(xiàn)象，稱為包申格效應。彈性后效：在彈性極限范圍內，應變滯后于外加應力，并和時間有關的現(xiàn)象稱為彈性后效或滯彈性（現(xiàn)象） 。彈性滯后：由于應變落后于應力，在應力- 應變曲線上使加載線與卸載線不重合而形成一封閉回線，稱之為彈性滯后（結果） 。彈性滯后表明加載時消耗于材料額變形功大于卸載時材料回復所釋放的變形功， 多余的部分被材料內部所消耗，稱之為內耗，其大小即用彈性滯后環(huán)的面積度量。粘彈性 ：非晶態(tài)固體和液體在很小外力作用下，會發(fā)生沒有確定形狀的流變，并且在外力去除后，形變不能回復。派-納力

2、 ：由于點陣結構的周期性，當位錯沿滑移面運動時，位錯中心的能量也要發(fā)生周期性變化，當位錯處于平衡狀態(tài)時，其能量最低，相當于處在能谷中，當位錯從位置1運動到位置2時，需要越過一個勢壘，這個點陣阻力稱為派- 納力。位錯寬度越大，則派- 納力越小。 、呂德斯帶 ： 當應力達到上屈服點時， 首先， 在試樣的應力集中處開始塑性變形，并在試樣表面產生一個與拉伸軸成45交角的變形帶，與此同時， 應力降到下屈服點。彌散強化 ：第二相粒子細小而彌散地分布在基體粒子中。亞穩(wěn)相 : 亞穩(wěn)相指的是熱力學上不能穩(wěn)定存在，但在快速冷卻成加熱過程中，由于熱力學能壘或動力學的因素造成其未能轉變?yōu)榉€(wěn)定相而暫時穩(wěn)定存在的一種相。

3、回復 : 指新的無畸變晶粒出現(xiàn)之前所產生的亞結構和性能變化的階段。再結晶 : 冷變形后的金屬加熱到一定溫度之后，在原變形組織中重新產生了無畸變的新晶粒， 而性能也發(fā)生了明顯的變化并恢復到變形前的狀態(tài)， 這個過程稱為再結晶。（指出現(xiàn)無畸變的等軸新晶粒逐步取代變形晶粒的過程）。二次再結晶 : 再結晶結束后正常長大被抑制而發(fā)生的少數晶粒異常長大的現(xiàn)象。加工硬化 : 金屬經冷塑性變形后，其強度和硬度上升，塑性和韌性下降，這種現(xiàn)象稱為加工硬化。再結晶退火 ： 所謂再結晶退火工藝， 一般是指將冷變形后的金屬加熱到再結晶溫度以上，保溫一段時間后，緩慢冷卻至室溫的過程?？率蠚鈭F:通常把溶質原子與位錯交互作用后

4、，在位錯周圍偏聚的現(xiàn)象稱為氣團，是由柯垂爾首先提出，又稱柯氏氣團。形變織構:多晶體形變過程中出現(xiàn)的晶體學取向擇優(yōu)的現(xiàn)象叫形變織構。帶狀組織：復合金屬中的各個相，在熱加工時沿熱變形方向交替地呈帶狀分布這種組織稱為“帶狀組織”。流線 ： 熱加工時， 由于夾雜物、 偏析、 第二相和晶界、 相界等隨應變量的增大，逐漸沿變形方向延伸，在浸蝕的宏觀磨面上會出現(xiàn)流線或熱加工纖維組織。時效 : 過飽和固溶體后續(xù)在室溫或高于室溫的溶質原子脫溶過程。應變時效 : 第一次拉伸后，再立即進行第二次拉伸，拉伸曲線上不出現(xiàn)屈服階段。 但第一次拉伸后的低碳鋼試樣在室溫下放置一段時間后， 再進行第二次拉伸，則拉伸曲線上又會出

5、現(xiàn)屈服階段。不過，再次屈服的強度要高于初次屈服的強度。這個試驗現(xiàn)象就稱為應變時效。臨界變形度: 給定溫度下金屬發(fā)生再結晶所需的最小預先冷變形量。臨界變形量：對應于再結晶后得到特別粗大晶粒的變形程度稱為“臨界變形量。再結晶織構：通常具有變形織構的金屬經再結晶后的新晶粒若仍具有擇優(yōu)取向，稱為再結晶織構。退火孿晶 ：某些面心立方金屬和合金，冷變形后經再結晶退火，其晶粒中會出現(xiàn)退火孿晶。再結晶溫度：形變金屬在一定時間（一般1h）內剛好完成再結晶的最低溫度。施密特因子：亦稱取向因子，為coscos入，為滑移面與外力F中心軸的夾 角，入為滑移方向與外力F的夾角。臨界分切應力 : 滑移系開動所需的最小分切應

6、力；它是一個定值，與材料本身性質有關，與外力取向無關。冷加工 ：再結晶溫度一下而又不加熱的加工稱為“冷加工” 。熱加工 ：再結晶溫度以上的加工稱為“熱加工” 。動態(tài)再結晶 ：是指金屬在熱變形過程中發(fā)生的再結晶現(xiàn)象。弓出形核 ：對于變形量較小（一般小于20%）的金屬，其再結晶核心多以晶界弓出方式形成，即應變誘導晶界移動，或稱為凸出形核機制非平衡凝固 ：在工業(yè)生產中，合金溶液澆鑄后的冷卻速度較快，在每一溫度下不能保持足夠的擴散時間， 使凝固過程偏離了平衡條件， 這稱為非平衡擴散 （原因：冷速快）。共晶體（組織） : 共晶溫度下，液相通過共晶凝固同時結晶出兩個固相，這樣的混合物稱為共晶組織或共晶體。

7、偽共晶 : 非平衡凝固條件下，某些亞共晶或過共晶成分的合金也能得到全部的共晶組織，這種由非共晶成分的合金得到的共晶組織稱為偽共晶。成分過冷 ： 界面前沿液體中的實際溫度低于由溶質分布所決定的凝固溫度時產生的過冷。非均勻形核: 新相優(yōu)先在母相中存在的異質處形核，即依附于液相中的雜質或外來表面形核。過冷度 : 相變過程中冷卻到相變點以下某個溫度后發(fā)生轉變，平衡相變溫度與該實際轉變溫度之差稱過冷度。離異共晶：共晶體中的a相依附于初生a相生長，將共晶體中另一相B推到最后凝固的晶界處， 從而使共晶體兩組成相相間的組織特點消失， 這種兩相分離的共晶體稱為離異共晶。 （離異共晶可通過非平衡凝固得到，也可能在

8、平衡凝固條件下獲得。）均勻形核 : 新相晶核是在母相中存在均勻地生長的，即晶核由液相中的一些原子團直接形成，不受雜質粒子或外表面的影響。合金 : 兩種或兩種以上的金屬或金屬與非金屬經熔煉、燒結或其他方法組合而成并具有金屬特性的物質。相圖 : 描述各相平衡存在條件或共存關系的圖解，也可稱為平衡時熱力學參量的幾何軌跡。偏析 : 合金中化學成分的不均勻性。異質形核: 晶核在液態(tài)金屬中依靠外來物質表面或在溫度不均勻處擇優(yōu)形成。結構起伏: 液態(tài)結構的原子排列為長程無序，短程有序，并且短程有序原子團不是固定不變的，它是此消彼長，瞬息萬變，尺寸不穩(wěn)定的結構，這種現(xiàn)象稱為結構起伏。枝晶偏析 : 固溶體在非平衡

9、冷卻條件下，勻晶轉變后新得的固溶體晶粒內部的成分是不均勻的， 先結晶的內核含較多的高熔點的組元原子， 后結晶的外緣含較多的低熔點的組元原子，而通常固溶體晶體以樹枝晶方式長大，這樣，枝干含高熔點組元較多， 枝間含低熔點組元原子多， 造成同一晶粒內部成分的不均勻現(xiàn)象。包晶轉變： 在二元相圖中， 包晶轉變就是已結晶的固相與剩余液相反應形成另一固相的恒溫轉變。共晶轉變：由一個液相生成兩個不同固相的轉變。共析轉變：由一種固相分解得到其他兩個不同固相的轉變。包析反應: 由兩個固相反應得到一個固相的過程為包析反應。偽共析轉變: 非平衡轉變過程中， 處在共析成分點附近的亞共析、 過共析合金，轉變終了組織全部呈

10、共析組織形態(tài)。相律 : 相律給出了平衡狀態(tài)下體系中存在的相數與組元數及溫度、壓力之間的關系，可表示為：f=C+P-2,f 為體系的自由度數， C 為體系的組元數， P 為相數。鐵素體：碳原子溶入a-Fe中形成間隙固溶體，呈體心立方品格結構，稱為鐵 素體或a固溶體。奧氏體：碳原子溶解在丫鐵中形成的一種間隙固溶體，呈面心立方結構，無磁 性。滲碳體 ： 滲碳體的分子式為 Fe3C ， 碳原子與鐵形成具有復雜晶格結構的間隙化合物（正交點陣） 。珠光體: 鐵碳合金共析轉變的產物，是共析鐵素體和共析滲碳體的層片狀混合物。萊氏體: 鐵碳相圖共晶轉變的產物，是共晶奧氏體和共晶滲碳體的機械混合物。重心法則：處于

11、三相平衡的合金，其成分點必位于共軛三角形的重心位置。調幅分解： 過飽和固溶體在一定溫度下分解成結構相同、成分不同的兩個相的過程。 （調幅分解是自發(fā)的脫溶過程，它不需要形核，而是通過溶質原子的 上坡擴散 形成結構相同而成分呈周期性波動的納米尺度共格微疇， 以連續(xù)變化的溶質富集區(qū)與貧化區(qū)彼此交替地均勻分布于整體中。）形變織構 ：多晶形變過程中出現(xiàn)的晶體學取向擇優(yōu)的現(xiàn)象叫形變織構。二次再結晶 ： 再結晶結束后正常長大被抑制而發(fā)生的少數晶粒異常長大的現(xiàn)象?；葡担壕w中一個滑移面及該面上一個滑移方向的組合稱一個滑移系。孿生 ：晶體受力后，以產生孿晶的方式進行的切變過程叫孿生。亞穩(wěn)態(tài)：材料的穩(wěn)定狀態(tài)是指

12、其體系自由能最低的平衡狀態(tài)，通常相圖中所顯示的即時穩(wěn)定的平衡狀態(tài)。 但由于種種因素， 材料會以高于平衡態(tài)時自由能的狀態(tài)存在，即處于一種非平衡的亞穩(wěn)態(tài)。準晶 ：不符合晶體的對稱條件，但呈一定的周期性有序排列的類似于晶態(tài)的固體，這一類新的原子聚集狀態(tài)稱為準晶態(tài)，此固體稱為準晶。臨界冷卻速度 ：能夠抑制結晶過程實現(xiàn)非晶化的最小冷速稱為臨界冷速（Rc）機械合金化 ：用高能研磨機或球磨機實現(xiàn)固態(tài)合金化的過程。玻璃化轉變：高彈態(tài)的高分子材料隨著溫度的降低會發(fā)生由高彈態(tài)向玻璃態(tài)的轉變，這個轉變稱為玻璃化轉變。脫溶分解 ：簡稱時效，或稱時效脫溶。固溶體自高溫急冷到固態(tài)溶解度曲線以下，由于冷卻速度快，沉淀產物來

13、不及析出，形成了過飽和固溶體，然后在較低的溫度下這種不穩(wěn)定的過飽和固溶體隨著時間變化發(fā)生脫溶分解。連續(xù)脫溶 ：連續(xù)脫溶時新相晶核在母相中各處同時發(fā)生、隨機形成，母相（基體）的濃度隨之連續(xù)變化，但母相晶粒外形及位相均不改變。不連續(xù)脫溶 ：發(fā)生不連續(xù)脫溶時，從飽和的基體中以胞狀形式同時析出包含有a與B兩相的產物，其中a相是成分所改變的基體相，而B相則是脫溶新相，兩 者以層片狀相間地分布， 通常形核于晶界并向某側晶粒生長， 轉變區(qū)形成的胞狀領域與未轉變基體有明晰的分界面， 基體成分在界面處突變且晶體取向也往往有改變。G-P區(qū)：合金中額溶質原子偏聚區(qū)。2 熱加工與冷加工 異：熱加工時發(fā)生回復、再結晶與

14、加工硬化；冷加工只發(fā)生加工硬化； 同：發(fā)生塑性變形。5 相與組織 異：組織具有特定的形態(tài)； 同：都是材料的組成部分。6 交滑移與多滑移 異：多個滑移系的滑移； 同：交滑移中滑移系具有相同的滑移方向。9 共晶轉變與共析轉變異：共晶轉變?yōu)閺囊合噢D變, 共析轉變?yōu)閺墓滔噢D變.同：在恒溫下轉變產物為兩個固相 .3 綜合畫出冷變形金屬在加熱時的組織變化示意圖和晶粒大小、 內應力、 強度 和塑性變化趨勢圖。3 二元相圖中有哪些幾何規(guī)律？相區(qū)接觸法則；三相區(qū)是一條水平線；三相區(qū)中間是由它們中相同的相組成的兩相區(qū)；單相區(qū)邊界線的延長線進入相鄰的兩相區(qū)。(每條計 1 分；敘述計1 分)4 如何根據三元相圖中的垂

15、直截面圖和液相單變量線判斷四相反應類型？圖略。(垂直截面圖部分2.5 分，單變量線部分2.5 分。 )5 材料結晶的必要條件有哪些？過冷；結構起伏；能量起伏；成分起伏(合金) 。(每項計各 1 分，敘述 1 分)6 細化材料鑄態(tài)晶粒的措施有哪些？提高過冷度；變質處理；振動與攪拌。(每項各計1.5 分，敘述 0.5 分)7 簡述共晶系合金的不平衡冷卻組織及其形成條件。(1) 偽共晶 -非共晶合金得到的完全共晶組織 ; 條件 : 冷卻速度快, 合金成分位于共晶點附件 .(2) 不平衡共晶 - 共晶線以外的合金得到的共晶組織; 條件 : 冷卻速度快, 合金成分位于共晶線以外端點附近.(3) 離異共晶

16、 - 兩相分離的共晶組織 ; 條件 : 不平衡條件下, 合金成分位于共晶線以外端點附近; 平衡條件下, 合金成分位于共晶線以內端點附近.8 晶體中的滑移系與其塑性有何關系？(1) 一般滑移系越多 , 塑性越好 ;(2) 與滑移面密排程度和滑移方向個數有關;(3) 與同時開動的滑移系數目有關.1 計算含碳量w=0.04 的鐵碳合金按亞穩(wěn)態(tài)冷卻到室溫后，組織中的珠光體、二次滲碳體和萊氏體的相對含量。分別為 10.6%, 3.10%和 86.30%。1 試論材料強化的主要方法及其原理。固溶強化 . 原理 : 晶格畸變、柯氏氣團，阻礙位錯運動；方法：固溶處理、淬火等。細晶強化：原理：晶界對位錯滑移的阻

17、礙作用。方法：變質處理、退火等。彌散強化：原理：第二相離子對位錯的阻礙作用；方法：形成第二硬質相如球化退火、變質處理等。相變強化：原理：新相為高強相或新相對位錯的阻礙。方法：淬火等。加工硬化；原理：形成高密度位錯等。方法：冷變形等。3 試論塑性變形對材料組織和性能的影響。組織：纖維組織、形變織構、位錯胞；性能：加工硬化、物性變化金屬與合金的塑性變形1 .拉伸銅單晶體時，若拉力軸的方向為001 , a=106Pa。求(111)面上柏氏 矢量b = a 101的螺型位錯線上所受的力(ac=0.36nm)。設外加拉應力在(111)節(jié)移面上沿101】晶向的分切應力為r ,則r = a acos 小 c

18、os 入式中，小為001與(111)晶面的法線111間的夾角，入為001與【101晶向r= X、LX - = i. 082 5 X 10 Pa間的夾角。所以八、心、心若螺型位錯線上受的力為Fd,則入方=4. 082 5X10 XXO, 36X1O-* = LU39X10 1 N/m2 .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？單滑移是指只有一個滑移系進行滑移。滑移線呈一系列彼此平行的直線。這是 因為單滑移僅有一組滑移系進行滑移，該滑移系中所有的滑移面都互相平 行，且滑移方向都相同所致。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

19、成一定角度。這是因為一定的晶體結構中具有一 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有一定的角度。交滑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。這是螺型位錯在不同的滑移面上反復進行“擴展”的結果。3 .已知純銅的111 110滑移系的臨界切應力pc為1 MPa,問：(1)要使(111)面上產生101方向的滑移，則在001方向上應施加多大的應 力？ 要使(111)面上產生110方向的滑移呢？(1)對立方晶系，兩晶向%功犯和叫551間的夾角為. U2 +動依 + tti中 /才+猶下建子*/斗碑十海故滑移面(111)的法線方向111和

20、拉力軸001的夾角為，? + ?0+1也=工=。512滑移方向10 1和拉力軸001的夾角為|22。土絲707施加應力, K工.-.二,（2）由于滑移方向110和001方向點積為零，故知兩晶向垂直，cos入=0, （7=00。即施加應力方向為001時，在110方向不會產 生滑移。5 .纖維組織及織構是怎樣形成的？它們有何不同？對金屬的性能有什么影響？ 材料經冷加工后，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、第二相和各種缺陷發(fā)生變形。由于晶粒、雜質、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

21、橫向強度。這是因為在橫斷面 上雜質、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，各晶粒的位向就有一定的關系。 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。形成織構的原因并不限于冷加工， 而這里主要是指形變織構。無論從位向還是 從性能看，有織構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 板會產生（0001）11 20織構；若進一步加工

22、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。6 .簡要分析加工硬化、細晶強化、固熔強化及彌散強化在本質上有何異同。加工硬化是由于將昔塞積、纏結及其相互作用，阻止了位錯的進一步運動，流 變應力小=-乩詬。細品強化是由于晶界上的原子排列不規(guī)則，且雜質和缺陷多，能量較高，阻礙 位錯的通過仃s =仃0 +Kd，/2；且晶粒細小時，變形均勻，應力集中小，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，粒子周圍的彈性應力場與位錯產生交互作用，阻礙位

23、錯 運動。7 .試用位錯理論解釋低碳鋼的屈服。舉例說明呂德斯帶對工業(yè)生產的影響及防止辦 法低碳鋼的屈服現(xiàn)象可用位錯理論說明。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力的部位以降低體系的畸變能，形成柯氏氣團對位錯 起“釘扎”作用，致使（7S升高。而位錯一旦掙脫氣團的釘扎，便可在較小的應 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加熱后，再進行拉伸時，由于熔質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)

24、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 據應變時效原理，將鋼板在沖壓之前先進行一道微量冷軋（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。2.金屬鑄件能否通過再結晶退火來細化晶粒？再結晶退火必須用于經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。冉結晶退火的溫度較低，一般都在臨界點以下。若對鑄件采用再結 晶退火，其組織不會發(fā)生相變，也沒有形成新晶核的驅動力（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。4.說明金屬在冷變形、回復

25、、再結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動力是什么。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動力冷加工及形時主要的形義方式是滑移， 由 于滑移，晶體中空位和位錯密度增加，位 錯分布/、均勻切應力作用回復空位擴散、集聚或消失；位錯密度降低， 位錯相互作用重新分布（多邊化）彈性防艾能再結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動。微量雜 質原子偏聚在晶界區(qū)域，對晶界移動起拖 曳作用。這與雜質吸附在位錯中組成柯氏 氣

26、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，而界面移動的驅動 力是界面曲率10 試比較去應力退火過程與動態(tài)回復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)回復和動、靜態(tài)再結晶 ?去應力退火過程中， 位錯通過攀移和滑移重新排列， 從高能態(tài)轉變?yōu)榈湍軕B(tài)； 動態(tài)回復過程中， 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， 靜態(tài)回復時可見到清晰的亞晶界， 靜態(tài)再結晶時形成等軸晶粒；而動態(tài)回復時形成胞狀亞結構，動態(tài)再結晶時等軸晶中又形成位錯纏結胞，比靜態(tài)再結晶晶粒要細。11 .判斷下列看法是否正確。(

27、1) 采用適當的再結晶退火，可以細化金屬鑄件的晶粒。(2) 動態(tài)再結晶僅發(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，因位錯應力場的疊加，使點陣畸變增大。(4) 凡是經過冷變形后再結晶退火的金屬，晶粒都可得到細化。(5) 某鋁合金的再結晶溫度為320，說明此合金在320以下只能發(fā)生回復，而在320以上一定發(fā)生再結晶。(6) 20#鋼的熔點比純鐵的低，故其再結晶溫度也比純鐵的低。(7) 回復、再結晶及晶粒長大三個過程均是形核及核長大過程，其驅動力均為儲存能。(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晶方式。(9)

28、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晶，但促進晶粒長大。(11) 再結晶織構是再結晶過程中被保留下來的變形織構。(12) 當變形量較大、變形較均勻時，再結晶后晶粒易發(fā)生正常長大，反之易發(fā)生反常長大。(13) 再結晶是形核長大過程，所以也是一個相變過程。(1) 不對。對于冷變形(較大變形量)后的金屬，才能通過適當的再結晶退火細化晶粒。(2) 不對。有些金屬的再結晶溫度低于室溫，因此在室溫下的變形也是熱變形，也會發(fā)生動態(tài)再結晶。(3) 不對。多邊化過程中，空位濃度下降、位錯重新組合，致使異號位錯 互相抵消，位錯密度下降，使點陣畸變減

29、輕。(4) 不對。如果在臨界變形度下變形的金屬，再結晶退火后，晶粒反而粗化。(5) 不對。再結晶不是相變。 因此， 它可以在一個較寬的溫度范圍內變化。(6) 不對。微量熔質原子的存在(20#鋼中WC 0.002),會阻礙金屬的再結 晶，從而提高其再結晶溫度。(7) 不對。只有再結晶過程才是形核及核長大過程，其驅動力是儲存能。(8) 不對。金屬的冷變形度較小時，相鄰晶粒中才易于出現(xiàn)變形不均勻的情況，即位錯密度不同，越容易出現(xiàn)晶界弓出形核機制。(9) 不對。晶粒正常長大，是在界面曲率作用下發(fā)生的均勻長大；反常長大才是大晶粒吞食小晶粒的不均勻長大。(10) 不對。合金中的第二相粒子一般可阻礙再結晶，

30、也會阻止晶粒長大。(11) 不對。再結晶織構是冷變形金屬在再結晶(一次，二次) 過程中形成的織構。它是在形變織構的基礎上形成的，有兩種情況，一是保持原有形變織構，二是原有形變織構消失，而代之以新的再結晶織構。(12) 不對。正常晶粒長大是在再結晶完成后繼續(xù)加熱或保溫過程中，晶粒發(fā)生均勻長大的過程， 而反常晶粒長大是在一定條件下 ( 即再結晶后的晶粒穩(wěn)定、 存在少數有利長大的晶粒和高溫加熱) ， 繼晶粒正常長大后發(fā)生的晶粒不均勻長大過程。(13) 不對。再結晶雖然是形核長大過程，但晶體點陣類型并未改變， 故不是相變過程三、鑄錠的一般組織可分為哪幾個區(qū)域?寫出其名稱。并簡述影響鑄錠結晶組織的因素。

31、分為三晶區(qū)：激冷區(qū)、柱狀晶區(qū)、中心等軸晶區(qū)。影響鑄錠結晶組織的因素：液體過熱度，越小越好；凝固溫度范圍，越大越好，有利于枝晶的破碎；溫度梯度，越小越有利于等軸品；合金熔點低，溫度梯度小；攪拌或加孕育劑。八、畫出鐵碳相圖，標明相圖中各特征點的溫度與成分，寫出相圖中包晶反應、共晶反應與共析反應的表達式。鐵碳相圖略。包品反應：L(0 . 53%C)+6-(0 . 09%C)-丫-Fe(0 . 17% C)共晶反應：L(4 . 3%C)-丫-FeQ . 11%C)+FeC(6. 69% C)共析反應：Y-Fe(0. 77% C)-a-Fe(0 . 02%C)+FeC(6. 69% C)九、分析再結晶過

32、程中形核和長大與凝固過程中的形核和長大有何不同點。凝固時形核的驅動力，是新、舊相化學位差，再結晶驅動力只是形變儲存能。凝固常是均勻形核；再結晶形核在現(xiàn)有的形變不均勻區(qū)，如晶界附近、切變帶、形變帶、第二相粒子周圍。凝固長大時與母相不會有取向關系，再結晶長大時可有特定的取向關系十一、簡述鑄錠的宏觀偏析宏觀偏析分：正常偏析、反常偏析和比重偏析。正常偏析：指按合金的分配系數(設ko1)先析出的含溶質低，后凝固的含溶質多。 因鑄錠尺寸大， 由表面到中心成分不均勻， 偏析出現(xiàn)在宏觀尺度上，稱宏觀偏析。反常偏析： 仍遵守分配系數關系， 只是形成大量枝晶后， 富集溶質的液相會沿枝晶間的通道逆向反流到先凝固的鑄

33、錠表面附近， 造成由表面到中心成分分布的反常。比重偏析：是凝固時，固相與液相比重不同，而沉積或漂浮，從而造成鑄錠下端與上端成分的不均勻，也是宏觀尺度。1. 簡述二元系中共晶反應、 包晶反應和共析反應的特點， 并計算其各相平衡時的自由度共晶反應是： 液相同時凝固出兩個不同成分的固相， 兩固相相互配合生長， 一般長成片層狀。共析與共晶相似， 只是母相是固相， 即一個固相同時生成另兩個不同成分的固相。包晶反應是： 液相與一個固相反應生成另一個固相， 新生成的固相包住原有的固相，反應需要固相中的擴散，速度較慢。這三種反應出現(xiàn)時，自由度都是0，即三相成分固定，溫度也固定。四、凝固過程中形核和長大與再結晶

34、過程中形核和長大主要區(qū)別是什么 ?簡述再結晶過程中核心的產生方式。凝固時形核和長大的驅動力是新、 舊相化學位差， 再結晶形核和長大的驅動力只是形變儲存能凝固時的形核常為均勻形核；再結晶形核常在現(xiàn)有的形變不均勻區(qū)中，如晶界 附近、切變帶、形變帶、第二相粒子周圍；凝固長大時與母相不會有取向關系， 再結晶長大時可能有一定的取向關系。再結晶核心產生方式：原有品界推移成核，也稱應變誘導晶界遷移式形核；亞晶成核，即通過亞晶合并或長大 形成新晶粒。六、分析和討論冷加工金屬或合金塑性變形后回復再結晶過程中組織和性能的變化特征。隨退火溫度的升高或時間延長，出現(xiàn)亞晶合并長大，再結晶形核及長大，無 （或 低密度）位

35、錯的等軸冉結晶晶粒取代長條狀高位錯密度的形變晶粒，然后是晶 粒正常長大。儲存能逐漸被釋放，特別是再結晶階段釋放的最顯著；硬度及 強度下降，伸長率上升；電阻降低，密度提高。冉結晶時各種性能變化都比 回復時強烈得多。十二、分析固態(tài)相變和回復再結晶過程的驅動力。（10分）固態(tài)相變的驅動力是新、舊兩相間的自由能差，回復再結晶的驅動力是形變儲存 能。十三、敘述鋼錠中常見的宏觀組織缺陷，消除或改善方法。（10分）宏觀缺陷有：宏觀偏析（如正常偏析、反常偏析、比重偏析）和帶狀組織以及縮孔、 疏松.、氣泡等。嚴格講，也包括三品區(qū)的組織不均勻性。宏觀缺陷（化學不均勻性、物理不均勻性和組織不均勻性）往往是相互 聯(lián)系

36、的，一般希望盡可能多而細的中心等軸晶，可采用加孕育劑、加大冷 速、加強液體運動（如電磁攪拌、機械攪拌）等方法，細化晶粒，消除柱狀 品，這樣與柱狀晶/枝狀晶區(qū)相伴隨的宏觀偏析和縮孔、氣泡也就明顯改 善了。四、相圖熱力學（10分）利用圖10-1的自由能-成分曲線說明，公切線將成分范圍分成三個區(qū)域, 各區(qū)域內哪些相穩(wěn)定？為什么？圖1B1第四題圖左側AN“ b范圍是a相穩(wěn)定，因它的自由能最低；右側NbB范圍是B相穩(wěn)定, 也因其自由能最低；兩公切點之間范圍是 a + B兩相共存穩(wěn)定，因任意一個單相存在時的自由能都不如它分解為成分為公切點處的 a + B時兩相自由能的加權值 （在公切線直線上）低。2.合金

37、凝固時的液/固界面前沿通常比純金屬液/周界面前沿更容易出現(xiàn) 過冷？為什么？合金界面前沿會出現(xiàn)組成過冷，即界面前溶質的富集提高了局部區(qū)域的熔 點，所以更易出現(xiàn)過冷。七、形變（20分）1 .常溫下金屬塑性變形有哪些主要機制 ？它們間的主要差異是什么？2 .面心立方金屬銅在三種不同條件下的真應力-應變曲線如圖10-4。說明它們可能是在怎樣的溫度和應變速率下形成的 ？為何有這樣的形狀？3 .什么是上、下屈服點效應（在純鐵或低碳鋼中）？原因是什么？八、再結晶（20分）1 .給出金屬發(fā)生再結晶的基本條件（驅動力）。2 .指出再結晶、結晶、固態(tài)相變之間的主要區(qū)別。3 .圖10-5示意畫出一種常見的再結晶形核

38、機制，請解釋該地點優(yōu)先形核的 原因和形核過程。4 .再結晶動力學公式為X=1-e（-kt n）,各參數表示的含義是什么？以*t的 關系作圖，曲線的形狀大致是怎樣的 ？如何處理可得一條直線？處理成直 線有何用途？LE 空文 EI寸 fill At to七、1.主要形變機制是滑移和學生；滑移產生的切變量是原子間距的整數倍，學生產生的切變量是原子間距的一個分數； 由此產生一系列其他方面的差 異。答其他方面差異的也酌情賦分。5 .有明顯加工硬化的是在低溫（或高應變速率）下變形；出現(xiàn)硬化、軟化抗 衡（動態(tài)回復）的是在中溫（或中等應變速率）下變形；有一明顯軟化階段 （動態(tài)再結晶）的是在高溫（或低應變速率）

39、下變形。6 .含C、N間隙原子的低碳鋼形變時，滑移啟動時的抗力較大 （上屈服點）， 滑移進行時的抗力較?。ㄏ虑c），在應力應變曲線上可明顯看出。原因 是間隙原子聚集在位錯上（柯氏氣團）釘扎了位錯，出現(xiàn)上屈服點，位錯一 且擺脫釘扎后便不受影響（對應下屈服點）。八、1.要有一定的形變儲存能，一定的溫度。2 .再結晶只是一種組織變化，沒有結構變化，驅動力是形變儲存能；結晶 是從非晶態(tài)的液相、氣相或固態(tài)非晶體中形成晶體的過程；固態(tài)相變是 固/固相的結構變化。后兩者的驅動力都是化學自由能差。3 .這是應變誘導晶界遷移機制；晶界兩側應變量不同，位錯密度不同，形 變儲存能不同，造成高應變能的一側被低應變能

40、的一側吃掉；形成新品 粒。4 . X是再結晶分數，t是時間，k、n都是常數，k主要與形核率和長大速度 有關，n主要和形核機制、地點和新相形狀有關。以 X-1的關系作圖，曲線的形狀是S或6形狀，50%轉變量時轉變速度最快。對數處理可得一條直線； 處理成直線可通過測不同時間的再結晶量求出、 n 值， 了解更 多的微觀信息。六、形變（ 20 分）1 寫出面心立方金屬的一個具體的滑移系；多晶體變形時，在一定的形變量下， 為何有的晶粒內是單系滑移而另一些晶粒內是多系滑移?為何有的晶粒內滑移量大而另一些晶粒內滑移量小 ?2什么是形變織構?有哪幾類?如何表示?1 如 （111） 110這是形變的不均勻性；晶粒中某一滑移系相對于力軸的取向因子大時先滑移開動，取向因子小時后滑移開動，所以各晶粒的形變量不同；硬