材料科學(xué)基礎(chǔ)試題及答案

第一章原子排列與晶體構(gòu)造fcc構(gòu)造的密排方向是，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(guān)系是；bcc構(gòu)造的密排方向是，密排面是,致密度為,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的關(guān)系是；hcp構(gòu)造的密排方向是，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，原子的半徑r與點陣常數(shù)a的關(guān)系是。Al的點陣常數(shù)為，其構(gòu)造原子體積是，每一個晶胞中八面體間隙數(shù)為，四面體間隙數(shù)為。純鐵冷卻時在912e發(fā)生同素異晶轉(zhuǎn)變是從構(gòu)造轉(zhuǎn)變成構(gòu)造，配位數(shù)，致密度降低，晶體體積，原子半徑發(fā)生。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(biāo)出晶面和晶向。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？鉛為fcc面心立方構(gòu)造，其原子半徑R=×10-6mm。合金相構(gòu)造一、填空1〕隨著溶質(zhì)濃度的增大，單相固溶體合金的強度，塑性，導(dǎo)電性，形成間隙固溶體時，固溶體的點陣常數(shù)。2〕阻礙置換固溶體溶解度大小的要緊因素是〔1〕；〔2〕；〔3〕；〔4〕和環(huán)境因素。3〕置換式固溶體的不均勻性要緊表現(xiàn)為和。4〕依照溶質(zhì)原子進入溶劑點陣的位置區(qū)分，固溶體可分為和。5〕無序固溶體轉(zhuǎn)變成有序固溶體時，合金性能轉(zhuǎn)變的一樣規(guī)律是強度和硬度，塑性，導(dǎo)電性。6〕間隙固溶體是，間隙化合物是。問答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。元素的原子半徑如下：氫：，氮：，碳：，硼：，-Fe：，-Fe：。2、簡述形成有序固溶體的必要條件。第三章純金屬的凝固填空1.在液態(tài)純金屬中進展均質(zhì)形核時，需要起伏和起伏。2液態(tài)金屬均質(zhì)形核時，體系自由能的轉(zhuǎn)變包括兩局部，其中自由能是形核的阻力，是形核的動力；臨界晶核半徑rK與過冷度vT關(guān)系為，臨界形核功vGK等于。3動態(tài)過冷度是指。4在工廠生產(chǎn)條件下，過冷度增大，那么臨界晶核半徑，金屬結(jié)晶冷卻速度越快，N/G比值，晶粒越。5.取得非晶合金的全然方式是。二、問答1依照凝固理論，試述細(xì)化晶粒的全然途徑。2試依照凝固理論，分析通常鑄錠組織的特點。3簡述液態(tài)金屬結(jié)晶時，過冷度與臨界晶核半徑，形核功及形核率的關(guān)系。4銅的熔點Tm=1356K，熔化熱vHm=1628J/cm2，=177×10－7J/cm，點陣常數(shù)a=。求銅vT=100e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(jié)晶進程有何阻礙？依照冷卻速度對金屬凝固后組織的阻礙，現(xiàn)要取得微晶，非晶，亞穩(wěn)相，請指出其凝固時如何操縱。7、簡述純金屬凝固時潤濕角θ、雜質(zhì)顆粒的晶體構(gòu)造和外表形態(tài)對異質(zhì)形核的阻礙。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，除需要構(gòu)造起伏和能量起伏外，還要有起伏。2.按液固界面微觀構(gòu)造，界面可分為和。3.液態(tài)金屬凝固時，粗糙界面晶體的長大機制是，滑膩界面晶體的長大機制是和。4在一樣鑄造條件下固溶體合金容易產(chǎn)生偏析，用熱處置方式能夠排除。5液態(tài)金屬凝固時，假設(shè)溫度梯度dT/dX>0〔正溫度梯度下〕，其固、液界面呈狀，dT/dX<0時〔負(fù)溫度梯度下〕，那么固、液界面為狀。6.靠近共晶點的亞共晶或過共晶合金，快冷時可能取得全數(shù)共晶組織，這稱為。7固溶體合金凝固時，溶質(zhì)散布的有效分派系數(shù)ke=，當(dāng)凝固速度專門大時ke趨于。8.在二元相圖中，L1→+L2叫反應(yīng)，→L+稱為轉(zhuǎn)變，而反應(yīng)１—２＋稱為反應(yīng)，+稱為反應(yīng)。9Fe-Fe3C相圖中含碳量小于為鋼，大于為鑄鐵；鐵碳合金室溫平穩(wěn)組織均由和兩個全然相組成；依照溶質(zhì)原子的位置，奧氏體其晶體構(gòu)造是，是固溶體，鐵素體是，其晶體構(gòu)造是，合金平穩(wěn)結(jié)晶時，奧氏體的最大含量是；珠光體的含碳量是，它是由和組成的兩相混合物；萊氏體的含碳量是；在常溫下，亞共析鋼的平穩(wěn)組織是，過共析鋼的平穩(wěn)組織是，亞共晶白口鑄鐵的平穩(wěn)組織是，萊氏體的相組成物是，變態(tài)萊氏體的相組成物是，F(xiàn)e3CI是從中析出的，F(xiàn)e3CII是從中析出的，F(xiàn)e3CIII是從中析出的，它們的含碳量為，F(xiàn)e3C要緊性能特點是，A共析反應(yīng)后的生成物稱為。2問答1如圖4-1所示為Ni-Al相圖填出相圖中各相區(qū)的平穩(wěn)相；指出圖中的穩(wěn)固化合物和不穩(wěn)固化合物；寫出圖中存在的恒溫反應(yīng)，指明反應(yīng)類型；指出含Ni30%(重量)的合金在平穩(wěn)冷卻時的相變進程，計算室溫下的相組成與組織組成，并計算出其中組織組成物的百分?jǐn)?shù)。試說明含Ni89%〔重量〕的Ni-Al合金其平穩(wěn)凝固與非平穩(wěn)凝固后的顯微組織的不同。設(shè)X合金平穩(wěn)凝固完畢時的組織為〔Al〕初晶+(+)共晶，其中初晶占80%，那么此合金中Ni組元的含量是多少？繪出1500e時Al-Ni合金系的自由能—成份曲線示用意。圖4-1圖4-22依照Cu-Sn相圖〔圖4-2〕，Cu為fcc構(gòu)造?；卮鹨韵聠栴}：1〕相為何種晶體構(gòu)造？2〕計算212℃時Cu-90%Sn合金在TE溫度時〔共晶反應(yīng)前〕的平穩(wěn)分派系數(shù)。3〕%Sn合金在正常條件下凝固后，相的晶界上顯現(xiàn)少量相，其緣故安在？如何排除相？4〕分析Cu-70%Sn合金平穩(wěn)凝固進程，并計算共晶反應(yīng)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---成份曲線示用意。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(yīng)及Y=5%wt時的合金K在室溫時的平穩(wěn)組織。2〕Mg為hcp構(gòu)造，試計算Mg晶胞的致密度；3〕指出提高合金K強度的可能方式4〕簡述圖中Y=10%wt之合金可能的強化方式。4試說明純Al和鋁－銅單相固溶體結(jié)晶的異同。5依照4-4的鐵碳亞穩(wěn)平穩(wěn)相圖回答以下問題：寫出以下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。指出此二元系中比擬適合做變形合金和鑄造合金的成份范圍。如何提高壓力加工合金的強度。標(biāo)注平穩(wěn)反應(yīng)的成份及溫度，寫出平穩(wěn)反應(yīng)式。分析Fe-1%C合金的平穩(wěn)凝固進程，并計算室溫下其中相組成物和組織組成物的百分含量，分析Fe-1%C合金在亞穩(wěn)冷卻轉(zhuǎn)變和淬火冷卻轉(zhuǎn)變后組織的不同。依照Fe-Fe3C狀態(tài)圖確信以下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770℃停留一段時間P+F900℃A+F680℃P剛到達(dá)770℃A700℃P+Fe3CⅡ剛到達(dá)770℃A+Fe3C畫出1200℃時各相的自由能---成份曲線示用意。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合金平穩(wěn)冷卻曲線和平穩(wěn)結(jié)晶后組織示用意，計算其室溫下相組成物及組織組成物相對含量。2〕試分析不同冷卻速度對以下圖中Ⅰ合金凝固后顯微組織的阻礙。3〕Ⅰ合金在工業(yè)條件冷凝后如對合金進展擴散退火，應(yīng)如何確信退火溫度。7：簡述典型金屬凝固時，固/液界面的微觀構(gòu)造，長大機制，晶體在正溫度梯度下、負(fù)溫度梯度下成長時固/液界面的形態(tài)。8：依照Pb-Bi相圖〔圖4－6〕回答以下問題：把空相區(qū)填上相的名稱。設(shè)X合金平穩(wěn)凝固完畢時的相組成物為和(Bi)，其中相占80%，那么X合金中Bi組元的含量是多少？設(shè)Y合金平穩(wěn)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，那么此合金中Pb組元的含量是多少？Pb-30%Bi合金非平穩(wěn)凝固后室溫下組織與平穩(wěn)凝固組織有何不同。第五章三元合金相圖圖81依照Fe－C－Si的%Si變溫截面圖〔5－1〕，寫出含%C的Fe-C-Si三元合金在平穩(wěn)冷卻時的相變進程和1100℃圖8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，回答以下問題：1〕在圖中標(biāo)出X合金〔Cu-30%Zn-10%Al〕的成份點。Y2〕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相成份點為%%Al，γ相成份點為Cu-18%%Al。Y3〕分析圖中Y合金的凝固進程。％圖5－23如圖5－3是A-B-C三元系合金凝固時各相區(qū)，界面的投影圖，A、B、C別離形成固溶體α、β、γ。1〕寫出，和單變量線的三相平穩(wěn)反應(yīng)式。2〕寫出圖中的四相平穩(wěn)反應(yīng)式。3〕說明O合金凝固平穩(wěn)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℃單變量線的三相平穩(wěn)反應(yīng)和1700℃，1200℃，1085℃的四相平穩(wěn)反應(yīng)式。I，II，III三個合金結(jié)晶進程及室溫組織，選擇一個合金成份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〕大致估量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模具鋼平穩(wěn)凝固時的凝固進程和室溫下的平穩(wěn)組織〔Cr13鋼含碳量2%〕３〕寫出〔１〕區(qū)的三相反應(yīng)及７９５e時的四相平穩(wěn)反應(yīng)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)中合金之凝固進程。寫出那個三元相圖中四相反應(yīng)式。圖5－77分析如圖5－7所示的三元相圖，該合金中E點成份為27Pb18Sn55Bi，γ相成份取100％Bi。1〕指出那個三元系的初晶面，寫出四相平穩(wěn)反應(yīng)式；2〕分析該三元合金系中1，2，3，4合金平穩(wěn)結(jié)晶進程；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=的合金，計算該合金的成份。第六章空位與位錯一、名詞說明空位平穩(wěn)濃度，位錯，柏氏回路，P-N力，擴展位錯，堆垛層錯，弗蘭克-瑞德位錯源，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，層錯能的上下對層錯的形成、擴展位錯的寬度和擴展位錯運動有何阻礙？層錯能對金屬材料冷、熱加工行為的阻礙如何？2.在鋁單晶體中〔fcc構(gòu)造〕，1〕位錯反應(yīng)]+可否進展？寫出反應(yīng)后擴展位錯寬度的表達(dá)式和式中各符號的含義；假設(shè)反應(yīng)前的是刃位錯，那么反應(yīng)后的擴展位錯能進展何種運動？能在哪個晶面上進展運動？假設(shè)反應(yīng)前的是螺位錯，那么反應(yīng)后的擴展位錯能進展何種運動？2〕假設(shè)〔1，1，1〕面上有一名錯，與面上的位錯發(fā)生反應(yīng)，如圖6－1。寫出位錯反應(yīng)方程式，說明新位錯的性質(zhì)，是不是可動。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(yīng)式。4〕若是兩擴展位錯運動，當(dāng)它們在兩個滑移面交線AB相遇時，兩領(lǐng)先不全位錯為和，兩領(lǐng)先位錯可否發(fā)生反應(yīng)，假設(shè)能，求新位錯柏氏矢量；分析新形成位錯為何種類型位錯，可否自由滑移，對加工硬化有何作用。 圖6－13螺旋位錯的能量公式為。假設(shè)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＝×10－8cm?！?〕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平穩(wěn)空位濃度與溫度有何關(guān)系？高溫淬火對低溫擴散速度有何阻礙？5Al的空位形成能為，問從27e升溫到627e時空位濃度增加多少倍〔取系數(shù)A=1〕6在一個刃型位錯周圍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？1123圖6－27、位錯對金屬材料有何阻礙？第七章金屬塑性變形一名詞說明固溶強化，應(yīng)變時效，孿生，臨界分切應(yīng)力，變形織構(gòu)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較，有何特點。2金屬晶體塑性變形時，滑移和孿生有何要緊區(qū)別？3A-B二元系中，A晶體構(gòu)造是bcc，形成α固溶體，B晶體構(gòu)造是fcc，形成β固溶體，A與B形成相，其晶體構(gòu)造是hcp：1〕指出，，三個相的常見滑移系；2〕繪出它們單晶變形時應(yīng)力-應(yīng)變曲線示用意，試說明典型低層錯能面心立方單晶體的加工硬化曲線，并比擬與多晶體加工硬化曲線的不同。4簡述冷加工纖維組織、帶狀組織和變形織構(gòu)的成因及對金屬材料性能的阻礙。5什么緣故金屬材料經(jīng)熱加工后機械性能較鑄造態(tài)好。6何為加工硬化？列出產(chǎn)生加工硬化的各類可能機制?！矝]必要說明〕，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，其力軸為[001]，一個滑移系的臨界分切應(yīng)力為m2，取向因子COSCOS=,試問有幾個滑移系可同時產(chǎn)生滑移？開動其中一個滑移系至少要施加多大的拉應(yīng)力？圖7－圖7－110討論織構(gòu)的利弊及操縱方式。11表達(dá)金屬和合金在冷塑性變形進程中發(fā)生的組織性能的轉(zhuǎn)變。12圖7－1所示低碳鋼的三條拉伸曲線，1－塑性變形；2－去載后當(dāng)即再行加載；3－去載后時效再加載。試回答以下問題：1〕說明圖示曲線2無屈服現(xiàn)象和曲線3的屈服現(xiàn)象。2〕屈服現(xiàn)象對金屬變形制件外表質(zhì)量有何阻礙，如何改善外表質(zhì)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，依照霍爾—配奇公式求其s為多少？第八章答復(fù)與再結(jié)晶1名詞變形織構(gòu)與再結(jié)晶織構(gòu)，再結(jié)晶全圖，冷加工與熱加工，帶狀組織，加工流線，動態(tài)再結(jié)晶，臨界變形度，二次再結(jié)晶，退火孿晶2問答1再結(jié)晶與固態(tài)相變有何區(qū)別？2簡述金屬冷變形度的大小對再結(jié)晶形核機制和再結(jié)晶晶粒尺寸的阻礙。3燈泡中W絲在高溫下工作，發(fā)生顯著晶粒長大性能變脆，在熱應(yīng)力作用下破斷，試找出兩種延長鎢絲壽命的方式？4戶外用的架空銅導(dǎo)線〔要求必然的強度〕和戶內(nèi)電燈用花線，在加工以后可否采納一樣的最終熱處置工藝？什么緣故？5純鋁經(jīng)90%冷變形后，取三塊試樣別離加熱到70e，150e，300e，各保溫一小時后空冷，純鋁的熔點為660e。1〕分析所得組織，畫出示用意；2〕說明它們強度、硬度的上下和塑性方面的區(qū)別并簡要說明緣故。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，將它們在室溫〔20℃〕進展軋制，它們的塑性誰好誰壞？什么緣故？它們在室溫下可否持續(xù)軋制下去？鈦、鉛、鋁別離如何才能軋成很薄的帶材？：工業(yè)純金屬的再結(jié)晶溫度T再=〔〕T熔，鈦熔點1672℃，883℃以下為hcp，883℃以上為bcc；鋁熔點為660℃，fcc構(gòu)造〔面心立方〕；鉛熔點為327℃，fcc構(gòu)造〔面心立方〕。8試說明晶粒大小對金屬材料室溫及高溫力學(xué)性能的阻礙，在生產(chǎn)中如何操縱材料的晶粒度。9如何提高固溶體合金的強度10試用位錯理論說明固溶強化，彌散強化，和加工硬化的緣故。第九章外表與界面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(fù)合材料結(jié)合強度的阻礙。2試述晶界的特性。3分析晶界能的轉(zhuǎn)變。分析阻礙晶界遷移的因素第十章原子擴散1、簡要說明阻礙溶質(zhì)原子在晶體中擴散的因素。2、Ni板與Ta板中有厚MgO板作為阻擋層，1400℃時Ni＋通過MgO向Ta中擴散，現(xiàn)在Ni＋在MgO中的擴散系數(shù)為D=9×10－12cm2/s，Ni的點陣常數(shù)為×10－8cm。問每秒鐘通過MgO阻擋層在2×2cm2的面積上擴散的Ni＋數(shù)量，并求出要擴散走1mm厚的Ni層需要的時刻。3、對含碳％齒輪氣體滲碳強化，滲碳?xì)夥蘸迹?，在齒輪表層下處碳含量為%時齒輪抵達(dá)最正確性能。鐵為FCC構(gòu)造，C在Fe中的D0＝，激活能Q＝32900cal/mol，誤差函數(shù)如表10－1。1〕試設(shè)計最正確滲碳工藝；2〕在滲碳溫度不變，在1000℃時滲碳，要將滲碳厚度增加1倍，即要求在其外表下處滲碳后碳含量為%所需滲碳時刻。表10－1與erf()的對應(yīng)值erf()erf()erf()4一塊厚度10毫米，含碳量%的鋼在強脫碳?xì)夥罩屑訜岬?00℃，然后緩慢冷卻，試指出試樣從外表到心部的組織散布。5一塊用作承載重物的低碳鋼板，為提高其外表硬度采納外表滲碳，試分析：1)滲碳什么緣故在-Fe中進展而不在-Fe中進展，即滲碳溫度選擇要高于727e，什么緣故？滲碳溫度高于1100e會顯現(xiàn)什么問題？6銅-鋅基單相固溶體進展均勻化處置，試討論如下問題：1)在有限時刻內(nèi)可否使枝晶偏析完全消失？2)將此合金均勻化退火前進展冷加工，對均勻化進程是加速仍是無阻礙？說明理由。7原子擴散在材料中的應(yīng)用8何謂上坡擴散，舉兩個實例說明金屬中上坡擴散現(xiàn)象。9、簡述固溶體合金的擴散機制第一章原子排列與晶體構(gòu)造[110]，(111)，ABCABC…，，12,4，；[111]，(110),,8,2，；，(0001)，ABAB，，12，6，。，4，8。FCC，BCC，減少，降低，膨脹，收縮。解答：見圖1－1解答：設(shè)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。能夠求得〔hkl〕＝〔112〕。6解答：Pb為fcc構(gòu)造，原子半徑R與點陣常數(shù)a的關(guān)系為，故可求得a＝×10-6mm。那么〔100〕平面的面積S＝a2＝×0-12mm2，每一個〔100〕面上的原子個數(shù)為2。因此1mm2上的原子個數(shù)＝×1012。合金相構(gòu)造一、填空1〕提高，降低，變差，變大。2〕〔1〕晶體構(gòu)造；〔2〕元素之間電負(fù)性差；〔3〕電子濃度；〔4〕元素之間尺寸不同3〕存在溶質(zhì)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(zhì)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時形成的復(fù)雜構(gòu)造的化合物。問答1、解答：-Fe為bcc構(gòu)造，致密度盡管較小，可是它的間隙數(shù)量多且分散，間隙半徑很小，四面體間隙半徑為，即R＝，八面體間隙半徑為，即R＝。氫，氮，碳，硼由于與-Fe的尺寸不同較大，在-Fe中形成間隙固溶體，固溶度很小。-Fe的八面體間隙的[110]方向R=Ra，間隙元素溶入時只引發(fā)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。由于-Fe為fcc構(gòu)造，間隙數(shù)量少，間隙半徑大，四面體間隙半徑為Ra，即R＝，八面體間隙半徑為Ra，即R＝。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(jié)合力大于同類原子之間結(jié)合力；合金成份符合必然化學(xué)式；低于臨界溫度〔有序化溫度〕。第三章純金屬的凝固填空1.構(gòu)造和能量。2外表，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(xì)小。5.快速冷卻。二、問答1解答：凝固的全然進程為形核和長大，形核需要能量和構(gòu)造條件，形核和長大需要過冷度。細(xì)化晶粒的全然途徑能夠通過加大過冷度，參加形核劑，振動或攪拌。2解答：依照金屬結(jié)晶進程的形核和長大理論和鑄錠的散熱進程，能夠得出通常鑄錠組織的特點為最外層為細(xì)小等軸晶，靠內(nèi)為柱狀晶，最內(nèi)層為粗大等軸晶。3解答：液態(tài)金屬結(jié)晶時，均勻形核時臨界晶核半徑rK與過冷度vT關(guān)系為，臨界形核功vGK等于。異質(zhì)形核時固相質(zhì)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(guān)系為：，其中N為形核率，C為常數(shù)，ΔGA、ΔGk別離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，能夠近似以為LM=vHm,依照均勻形核時臨界晶核半徑rK與過冷度vT關(guān)系為，能夠計算取得r＝×10－7cm＝。5：解答：過冷是指金屬結(jié)晶時實際結(jié)晶溫度Tn比理論結(jié)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。金屬形核和長多數(shù)需要過冷，過冷度增大通常使形核半徑、形核功減少，形核進程容易，形核率增加，晶粒細(xì)化。解答：冷卻速度極大阻礙金屬凝固后的組織。冷卻快一樣過冷度大，使形核半徑、形核功減少，形核進程容易，形核率增加，晶粒細(xì)化，冷卻超級快時能夠取得非晶，在一樣工業(yè)條件下快速冷卻能夠取得亞穩(wěn)相。7、解答：純金屬凝固時潤濕角θ＝0°，形核功為0，固相粒子增進形核成效最好；潤濕角θ＝180°，異質(zhì)形核功等于均勻形核功，固相粒子對形核無增進作用；潤濕角0°<θ<180°，形核功比均勻形核的形核功小，θ越小，固相粒子增進形核成效越好。雜質(zhì)顆粒的晶體構(gòu)造與晶核一樣或相近時，增進形核成效好，當(dāng)二者構(gòu)造不一樣時，一樣對增進形核成效差或不增進形核。雜質(zhì)粒子的外表成凹形時，增進形核成效好，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.成份2.滑膩界面,粗糙界面3.垂直長大機制，二維平面長大,依托晶體缺點長大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9%，%；P和Fe3C；FCC，間隙，間隙固溶體，BCC，%；，珠光體和滲碳體；%；P+F，P+Fe3C，Ld，A+Fe3C，P+Fe3C+Fe3CII，液相，A，F(xiàn)，，硬、脆，P。2問答1解答：1〕見圖中標(biāo)注。兩相區(qū)由相鄰的兩個單相區(qū)所組成。水平線代表三相區(qū)，見3〕中的恒溫反應(yīng)式。2〕穩(wěn)固化合物為δ、ε，不穩(wěn)固化合物為β、γ。3〕1455℃，L＋δ－ε，包晶反應(yīng)；1387℃，L－ε＋Ni，共晶反應(yīng)；1135℃，L＋δ－γ，包晶反應(yīng)；855℃，L＋γ－β，包晶反應(yīng)；640℃，L－Al＋β，共晶反應(yīng)；4〕Ni30%(重量)的合金在平穩(wěn)冷卻時的相變進程：L－γ；855℃，L＋γ－β，包晶反應(yīng)；L－β；640℃，L－Al＋β，共晶反應(yīng)；室溫下相組成為Al＋β，,β=1-Al%=%。室溫下組織組成為β+(Al＋β)共晶，，，(Al＋β)共晶=1-β%=%。5〕含Ni89%〔重量〕的Ni-Al合金其平穩(wěn)凝固時室溫組織為Ni和Ni中析出的ε，非平穩(wěn)凝固后會顯現(xiàn)非平穩(wěn)共晶組織，即為Ni和少量的1387℃反應(yīng)生成的L－〔ε＋Ni〕共晶。6〕X合金平穩(wěn)凝固完畢時的組織初晶占80%，那么(+)共晶＝20％，設(shè)此合金中Ni組元的含量是X，,能夠求得X＝%。7〕1500e時Al-Ni合金系的自由能—成份曲線示用意如圖。2解答：1〕相晶體構(gòu)造與Cu的構(gòu)造維持一致，為fcc構(gòu)造；2〕共晶反應(yīng)前的平穩(wěn)分派系數(shù)；3)%Sn合金在正常條件下凝固后，由于固相平均成份線相關(guān)于固相線下移，在合金凝固進程中剩余少量液相顯現(xiàn)非平穩(wěn)結(jié)晶，發(fā)生包晶反應(yīng)而顯現(xiàn)少量相。這些少量相能夠通過均勻化退火排除。4〕Cu-70%Sn合金平穩(wěn)凝固進程為L－ε，+ε—η，L—η，—η+〔Sn〕，η－共晶反應(yīng)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〕共晶％＝1－η％＝％。5〕合金在450℃時各相自由能---成份曲線示用意如以下圖。3解答：1〕相區(qū)填寫如以下圖。相圖中各等溫反應(yīng)如下：935℃：L+β〔Y〕—ε；780℃：L+ε—δ；776℃：β〔Y〕—ε＋α〔Y〕；635℃：L+ε—γ；557℃：L—〔Mg〕＋γ。Y=5%wt時的合金K在室溫時的平穩(wěn)組織為〔Mg〕固溶體。2〕Mg為hcp構(gòu)造，因為r＝a/2，一個hcp晶胞中有6個原子，設(shè)，那么致密度為3〕提高合金K強度的可能方式有細(xì)化晶粒，加工硬化。4〕Y=10%wt之合金可能的強化方式有細(xì)化晶粒，加工硬化和固溶時效。4解答：一樣點：均需要形核與長大，形核要知足必然熱力學(xué)條件，形成必然臨界晶核半徑，即需要能量起伏和構(gòu)造起伏。不同點：固溶體合金形核除需要能量起伏和構(gòu)造起伏外，還需要成份起伏，非平穩(wěn)結(jié)晶時產(chǎn)生偏析，一樣會產(chǎn)生成份過冷，凝固進程是在一個溫度區(qū)間進展，而純金屬凝固在等溫進展。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的合金成份別離為含碳量%，%，%。2〕二元系中比擬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份范圍為含有較多共晶體的合金。故在含碳量小于%的合金能夠通過加熱取得單相合金適合作為變形合金，含碳量大于％的合金有共晶反應(yīng)適合作為鑄造合金。3〕提高壓力加工合金的強度的方式要緊有加工硬化，合金元素固溶產(chǎn)生的固溶強化，細(xì)化晶粒強化，熱處置強化，第二相強化，彌散質(zhì)點的彌散強化。4〕平穩(wěn)反應(yīng)的成份及溫度，反應(yīng)式為1495℃，＋δ－，包晶反應(yīng)；1148℃，－＋Fe3C，共晶反應(yīng)；727℃，－+Fe3C，共析反應(yīng)；5〕凝固進程：935℃：L—γ，γ—Fe3CⅡ，γ—F＋Fe3CⅡ〔P〕室溫下相組成為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(zhuǎn)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---成份曲線示用意如圖。6：解答：1〕Ⅱ合金的平穩(wěn)冷卻曲線和組織如圖；室溫下相組成物為α＋β，其中，β＝1－α％＝%，組織組成為β＋〔α＋β〕共晶，，〔α＋β〕共晶％＝1－β％＝25％；Ⅰ合金在平穩(wěn)凝固時室溫組織為α＋βⅡ，工業(yè)條件冷卻時顯現(xiàn)少量非平穩(wěn)共晶組織，室溫組織為α＋βⅡ＋少量〔α＋β〕共晶。能夠依照相圖估量，在共晶溫度下盡可能高的溫度進展退火。7：解答：1〕金屬固液界面的微觀構(gòu)造為粗糙界面，長大機制為垂直長大方式，在正溫度梯度下固液界面維持平直，在負(fù)溫度梯度下成長時固/液界面不穩(wěn)固，結(jié)晶后容易長成樹枝狀晶。8：解答：1〕相區(qū)填充如圖；2〕設(shè)X合金中Bi組元的含量是x，依題意有，能夠解得x＝，即Bi組元的含量是％。3〕設(shè)Y合金中Bi組元的含量是y，依題意有共晶含量，能夠解得y＝，即Pb組元的含量是％。4〕Pb-30%Bi合金平穩(wěn)凝固進程為L—α，L＋α—β，L—β，β—Bi，室溫下平穩(wěn)組織為β＋Bi，非平穩(wěn)凝固下由于L＋α—β包晶反應(yīng)很難進展完全，故在β晶粒內(nèi)部會保留局部α，室溫下組織為β＋殘留α＋Bi。第五章三元合金相圖圖81解答：%C的Fe-C-Si三元合金在平穩(wěn)冷卻時的相變進程為L—α，L＋α—γ，L—γ，1100℃時的平穩(wěn)組織為γ圖82解答：1〕Cu-30%Zn-10%Al合金的成份點見圖中X點。2〕Cu-20%Zn-8%Al合金，位于α+γ兩相區(qū)邊界限上，由α＋γ兩相組成。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，能夠從圖中讀出各相成份點：α：γ：,β：Cu-30Zn-4Al故Cu-20Zn-8Al合金中α％＝×100％＝%γ％＝1－α％＝%Cu－25Zn－6Al合金中＝×100％=50%α%=(1-)×%=%,γ％=(1-)×%=%3)Y合金凝固進程：L－α，L－α＋β，β－α3解答：1)：L+α－β：L－β+γ：L－α+γ2)L+α－β+γ3〕O合金凝固進程：L－α,L+α－β,L+α－β+γ,α,β,γ同析。4解答：e－1085℃：L→FeC+γ；P－1335℃：L+α－γ；γ－1380℃：L+FeW2－α1700℃L＋WC＋W－η1200℃L＋η－γ+WC1085℃L－γ＋Fe3C＋WC5解答：1)2Cr13.不銹鋼的淬火加熱在γ相區(qū)，從圖上估量為1050℃－1300℃；2〕2％C，13％Cr剛的平穩(wěn)凝固進程為：L－γ,L－γ+C；γ→α＋C〔P〕；α→C；室溫下組織為C+P。3)1區(qū)的三相反應(yīng)是：L+δ－γ795℃的四相平穩(wěn)的反應(yīng)式：γ＋C－α+C6解答：Ⅳ區(qū)合金凝固進程為：L－α,L－α＋β，α－β互析；Ⅵ區(qū)合金凝固進程為：L－α,L－α＋β，L－α＋β+γ,隨后α，β，γ同析；四相反應(yīng)式為：L－α＋β＋γ7解答：四相反應(yīng)式為℃時P點：Lp+α－β＋δ℃時E點L－β2＋δ＋γ三元系初晶面有δ、α、β、γ的四個初晶面；2〕三元合金中合金1的結(jié)晶進程為：L－γ，L－γ+δ+β；合金2的結(jié)晶進程為：L－δ，L－δ+β，L－γ+δ+β；合金3的結(jié)晶進程為：L－α，L－δ+α,L＋α－β+δ；合金4的結(jié)晶進程為:：L－α,L＋α－β+δ。3〕由題意分析可知改合金成份位于γ(Bi)與E點的連線上，設(shè)其Bi含量為x,故有50%=×100%，故Bi含量為%，即Pb%+Sn%=%。由于成份線過Bi的極點，故所求合金中可求得Pb%=9%，Sn=%。第六章空位與位錯一、名詞說明空位平穩(wěn)濃度：金屬晶體中，空位是熱力學(xué)穩(wěn)固的晶體缺點，在必然的空位下對應(yīng)必然的空位濃度，通經(jīng)常使用金屬晶體中空位總數(shù)與結(jié)點總數(shù)的比值來表示。位錯：晶體中的一種原子排列不規(guī)那么的缺點，它在某一個方向上的尺寸專門大，另兩個方向上尺寸很小。柏氏回路：確信柏氏族矢量的進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錯時，克制位錯移動阻力所需的臨界切應(yīng)力擴展位錯：兩個不全位錯之間夾有層錯的位錯組態(tài)堆垛層錯：密排晶體構(gòu)造中整層密排面上原子發(fā)生滑移錯排而形成的一種晶體缺點。弗蘭克-瑞德位錯源：兩個結(jié)點被釘扎的位錯線段在外力的作用下不斷彎曲弓出后，相互臨近的位錯線抵消后產(chǎn)生新位錯，原被釘扎錯位線段恢復(fù)到原狀，不斷重復(fù)產(chǎn)生新位錯的，那個不斷產(chǎn)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歷時不變形，位錯繞過粒子，在粒子周圍留下一個位錯環(huán)使材料取得強化的機制?？拼?fàn)枤鈭F：圍繞刃型位錯形成的溶質(zhì)原子聚集物，通常阻礙位錯運動，產(chǎn)生固溶強化成效。鈴木氣團：溶質(zhì)原子在層錯區(qū)偏聚，由于形成化學(xué)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組成的不能運動的位錯組態(tài)。多邊形化：持續(xù)彎曲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)律的位錯壁，成為小角度傾斜晶界，單晶體因此變成多邊形的進程。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，冷變形中線性硬化時期短，乃至被掩蓋，而拋物線硬化時期開場早，熱變形中要緊發(fā)生動態(tài)恢復(fù)軟化；層錯能低那么反之，易于形成層錯和擴展位錯，形成的擴展位錯寬度較寬，難于發(fā)生束集和交滑移，冷變形中線性硬化時期明顯，熱變形中要緊發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶軟化。2.解答：1〕關(guān)于位錯反應(yīng)，需要同時知足能量條件和幾何條件，反應(yīng)才能進展。在]+中，，，，知足能量條件；同時，知足幾何條件，故反應(yīng)能進展。擴展位錯寬度，G為切彈性模量，b1、b2為不全位錯柏氏矢量，γ為層錯能。假設(shè)反應(yīng)前的是刃位錯，那么反應(yīng)后的擴展位錯只能在原滑移面上進展滑移；假設(shè)反應(yīng)前的是螺型位錯，反應(yīng)后形成的擴展位錯能夠進展束集，與其相交面如面相交處束集，而后過渡到面上進展運動，并有可能再次分解為擴展位錯。2〕假設(shè)〔1，1，1〕面上位錯與面上的位錯相遇，它們之間能知足能量條件和幾何條件，能夠發(fā)生位錯反應(yīng)，反應(yīng)式為：。新位錯位于〔001〕面上，是純?nèi)行臀诲e，由于不在其滑移面{111}面上，為不可動位錯。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(yīng)式為：〔111〕晶面上：，面上的位錯4〕若是兩擴展位錯運動分解后的兩個領(lǐng)先不全位錯為和，兩領(lǐng)先位錯之間依據(jù)能量條件和幾何條件要求，能夠判定位錯反應(yīng)能夠進展。新位錯柏氏矢量為；新形成位錯為在〔001〕面上刃型位錯，牽制到其它兩個不全位錯和兩個層錯均不能運動，會引發(fā)冷加工中的加工硬化。3解答：1〕將各參數(shù)帶入公式中能夠計算取得Es＝~；2〕Cu中長度為1個柏氏矢量的螺型位錯割階的能量約為〔~〕×10－11J/cm2。4解答：平穩(wěn)空位濃度，A為材料常數(shù)，k＝×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，對低溫加熱擴散有增進作用。5解答：平穩(wěn)空位濃度，Al的空位形成能為＝×〔×10－19J〕，k＝×10－23J/K，系數(shù)A=1。計算可得27e〔300K〕時空位濃度C1＝×10－13，627e時空位濃度為C2＝×10－5，故從27e升溫到627e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：，G為切彈性模量，b，為兩刃型位錯的柏氏矢量，ν為泊松比。故位置1位錯受斥力，位置2位錯處于亞穩(wěn)平穩(wěn)，偏離該位置那么遠(yuǎn)離或運動到與原點處位錯垂直的地址。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)固態(tài)。7、解答：位錯是晶體中的缺點，對材料有許多重要阻礙。對變形阻礙。通過位錯運動完成塑性變形；對性能阻礙，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?fàn)枤鈭F強化材料，和位錯運動中彼此交截，或形成割階、面角位錯等使材料強化；對再結(jié)晶中的晶核形成機制有阻礙；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(zhì)原子溶入基體金屬后使合金變形抗力提高，應(yīng)力－應(yīng)變曲線升高，塑性下降的現(xiàn)象；應(yīng)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從頭拉伸又顯現(xiàn)屈服效應(yīng)的情形；孿生：金屬塑性變形的重要方式。晶體在切應(yīng)力作用下一局部晶體沿著必然的晶面〔孿晶面〕和必然的晶向〔孿生方向〕相關(guān)于另外一局部晶體作均勻的切變，使相鄰兩局部的晶體取向不同，以孿晶面為對稱面形成鏡像對稱，孿晶面的兩邊的晶體局部稱為孿晶。形成孿晶的進程稱為孿生；臨界分切應(yīng)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(yīng)力；變形織構(gòu)：多晶體中位向不同的晶粒通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)取向后的晶體構(gòu)造稱為變形織構(gòu)，織構(gòu)在變形中產(chǎn)生，稱為變形織構(gòu)。二問答1簡答：純金屬變形要緊借助位錯運動，通過滑移和孿生完成塑性變形，開動滑移系需要臨界切應(yīng)力，晶體中還會發(fā)生扭轉(zhuǎn)；單相合金的全然變形進程與純金屬的全然進程是一樣的，但會顯現(xiàn)固溶強化，開動滑移系需要臨界切應(yīng)力較大，還有屈服和應(yīng)變時效現(xiàn)象。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，孿生時原子移動的距離不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(yīng)力小，孿生開場需要的臨界分切應(yīng)力專門大，孿生開場后繼續(xù)切變時需要的切應(yīng)力小，故孿生一樣在滑移難于進展時發(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>。2〕它們單晶變形時應(yīng)力-應(yīng)變曲線示用意如圖。典型的面心立方單晶體的加工硬化曲線能夠分為三個時期。當(dāng)切應(yīng)力抵達(dá)晶體的臨界分切應(yīng)力時，其應(yīng)力-應(yīng)變曲線近似為直線，稱為易滑移時期，現(xiàn)在加工硬化率很小，滑移線細(xì)長，散布均勻；隨后加工硬化率顯著增加，稱為線性硬化時期，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；第三時期稱為拋物線硬化時期，加工硬化隨應(yīng)變增加而減少，顯現(xiàn)許多碎斷滑移帶，滑移帶端部顯現(xiàn)交滑移痕跡。多晶體加工硬化曲線一樣不顯現(xiàn)易滑移的第一時期，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專門大的條件下，各晶粒伸長成纖維狀；帶狀組織是復(fù)相合金在冷塑性變形和變形度大的條件下第二相被破碎或伸長，沿變形方向成帶狀散布而形成的；變形織構(gòu)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(gòu)都使材料的性能具有方向性，即在各個方向上的性能不均，對利用性能有不良阻礙，但少數(shù)金屬材料，如用作變壓器的硅鋼片，各向異性能更好知足利用要求。5簡答：金屬材料經(jīng)熱加工后機械性能較鑄造態(tài)好的要緊緣故是熱加工時的高溫、大變形量使氣泡、疏松和微裂紋取得機械焊合，提高了材料的致密性，排除鑄造缺點，同時改善夾雜物和脆性相的形態(tài)、大小和散布，使枝晶偏析程度減弱，合金成份均勻性提高，熱加工中形成合理的加工流線，熱加工還可使金屬顯微組織細(xì)化，這些都能夠提高金屬材料的性能。6簡答：金屬材料經(jīng)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(chǎn)生加工硬化的各類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，和滑移面上位錯與別的滑移面上位錯林切割產(chǎn)生割階的林位錯強化理論。加工硬化在實際生產(chǎn)頂用來操縱和改變金屬材料的性能，專門是對不能熱處置強化的合金和純金屬尤其重要，能夠進展熱處置強化的合金，加工硬化能夠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要緊因素；加工硬化也會帶來塑性降低，使變形困難的阻礙，還會使材料在利用進程中尺寸不穩(wěn)固，易變形，降低材料耐蝕性。7簡答：可有8個滑移系同時產(chǎn)生滑移〔能夠通過計算fcc的滑移系與[001]方向的夾角取得此結(jié)果〕。開動其中一個滑移系至少要施加的拉應(yīng)力為9簡答：第二相在冷塑性變形進程中的作用一樣是提高合金強度，但還取決于第二相的種類數(shù)量顆粒大小形狀散布特點及與基體結(jié)合界面構(gòu)造等，對塑性變形阻礙復(fù)雜。第二相強度高于基體但有必然塑性，其尺寸、含量與基體全然接近，那么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展，第二相全然不變形；第二相均勻、彌散散布在固溶體基體上，能夠?qū)辖甬a(chǎn)生顯著強化作用。10簡答：織構(gòu)由晶粒擇優(yōu)取向形成，變形織構(gòu)對再結(jié)晶織構(gòu)形成有要緊阻礙，織構(gòu)造成材料性能各向異性。各向異性在不同情形需要避免或利用。織構(gòu)操縱能夠通過操縱合金元素的種類和含量、雜質(zhì)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進程中發(fā)生的組織性能的轉(zhuǎn)變要緊有晶粒被拉長，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(jié)和胞狀組織，發(fā)生加工硬化，，變形金屬中顯現(xiàn)剩余應(yīng)力，金屬在單向塑性變形時顯現(xiàn)變形織構(gòu)。12簡答：1〕屈服現(xiàn)象是由溶質(zhì)原子與位錯交互作用產(chǎn)動氣團產(chǎn)生的，在外力作用下使位錯掙脫溶質(zhì)原子的釘扎，材料顯現(xiàn)屈服現(xiàn)象，曲線2在位錯離開釘扎后溶質(zhì)原子來不及從頭聚集形成氣團，故無屈服現(xiàn)象；曲線3在顯現(xiàn)屈服后時效再加載，溶質(zhì)原子能夠從頭聚集形成氣團，故又顯現(xiàn)屈服現(xiàn)象；2〕屈服現(xiàn)象使金屬材料在拉伸和深沖進程中變形不均勻，造成工件外表不平整。能夠通過參加與溶質(zhì)原子形成穩(wěn)固化合物的其它元素，減少間隙溶質(zhì)原子含量，減少氣團，排除或減輕屈服現(xiàn)象，或在深沖之前進展比屈服伸長范圍稍大的預(yù)變形，使位錯掙脫氣團的釘扎，然后盡快深沖。13簡答：依照霍爾—配奇公式：，那么依照題意有：和，能夠解得0＝50，k＝25，故可求適當(dāng)d=1/16mm時，依照霍爾—配奇公式求得s＝50＋25×＝150MNm-2第八章答復(fù)與再結(jié)晶1名詞變形織構(gòu)：多晶體中位向不同的晶粒通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)取向后的晶體構(gòu)造稱為變形織構(gòu)，織構(gòu)在變形中產(chǎn)生，稱為變形織構(gòu)；再結(jié)晶織構(gòu)是具有變形織構(gòu)的金屬通過再結(jié)晶退火后顯現(xiàn)的織構(gòu)，位向于原變形織構(gòu)可能一樣或不同，但常與原織構(gòu)有必然位向關(guān)系。再結(jié)晶全圖：表示冷變形程度、退火溫度與再結(jié)晶后晶粒大小的關(guān)系〔保溫時刻必然〕的圖。冷加工與熱加工：再結(jié)晶溫度以上的加工稱為熱加工，低于再結(jié)晶溫度又是室溫下的加工稱為冷加工。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：金屬內(nèi)部的少量夾雜物在熱加工中順著金屬流動的方向伸長和散布，形成一道一道的細(xì)線；動態(tài)再結(jié)晶：低層錯能金屬由于開展位錯寬，位錯難于運動而通過動態(tài)答復(fù)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(jié)晶稱為動態(tài)再結(jié)晶。臨界變形度：再結(jié)晶后的晶粒大小與冷變形時的變形程度有必然關(guān)系，在某個變形程度時再結(jié)晶后取得的晶粒專門粗大，對應(yīng)的冷變形程度稱為臨界變形度。二次再結(jié)晶：某些金屬材料通過嚴(yán)峻變形后在較高溫度下退火時少數(shù)幾個晶粒優(yōu)先長大成為專門粗大的晶粒，周圍較細(xì)的晶粒慢慢被吞掉的反常長大情形。退火孿晶：某些面心立方金屬和合金通過加工和再結(jié)晶退火后顯現(xiàn)的孿晶組織。2問答1簡答：再結(jié)晶是一種組織轉(zhuǎn)變，從變形組織轉(zhuǎn)變成無畸變新晶粒的進程，再結(jié)晶前后組織形態(tài)改變，晶體構(gòu)造不變；固態(tài)相變時，組織形態(tài)和晶體構(gòu)造都改變；晶體構(gòu)造是不是改變是二者的要緊區(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歸并機制形核，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(jié)晶，晶粒尺寸全然維持不變，在臨界變形度周圍方式再結(jié)晶晶粒專門粗大，超過臨界變形度后隨變形度增大，晶粒尺寸減少，在專門大變形度下，加熱溫度偏高，少數(shù)晶粒發(fā)二次再結(jié)晶，使局部晶粒粗化。3簡答：燈泡中W絲在高溫下工作，晶粒長大后在熱應(yīng)力作用下破斷，延長鎢絲壽命的方式能夠參加第二相質(zhì)點阻止晶粒在加熱時長大，如參加ThO2顆粒；或在燒結(jié)中使制品中形成微細(xì)的間隙也能夠抑制晶粒長大，如參加少量K、Al、Si等雜質(zhì)，在燒結(jié)時汽化形成極小的氣泡。4簡答：戶外用的架空銅導(dǎo)線要求必然的強度能夠進展答復(fù)退火，只去應(yīng)力，保留強度；戶內(nèi)電燈用花線能夠進展再結(jié)晶退火，軟化金屬，降低電阻率。5簡答：1〕純鋁經(jīng)90%冷變形后在70e，150e，300e保溫后空冷的組織示用意如圖。2〕純鋁試樣強度、硬度以70e退火后最高，150e退火試樣的強度、硬度次之，300e保溫后強度、硬度最低，而塑性那么以70e退火后最低，150e退火試樣的居中，300e保溫后塑性最好；工業(yè)純金屬的再結(jié)晶溫度一樣可用T再＝〔~〕T熔估量，故純鋁的再結(jié)晶溫度為100e左右，在70℃保溫合金只是發(fā)生答復(fù)，顯微組織仍維持加工狀態(tài)，強度。硬度最高，塑性差，組織為纖維組織；150e加熱發(fā)生再結(jié)晶，強度、硬度下降，塑性好，300e保溫后發(fā)生晶粒長大，強度、硬度進一步下降，塑性專門好。7簡答：可計算取得三種純金屬的再結(jié)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(jié)晶溫度以上進展，故工業(yè)純鈦、純鋁和純鉛鑄錠的軋制開坯溫度可別離取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，鈦的塑性最差。在室溫下純鋁和純鉛能夠持續(xù)軋制，并取得很薄的帶材，但純鈦不能繼續(xù)軋制，要取得很薄的帶材需要在再結(jié)晶溫度以上反復(fù)進展軋制。8簡答：晶粒大小對金屬材料的室溫力學(xué)性能可用Hall－Petch公式描述，晶粒越細(xì)小，材料強度越高；高溫下由于晶界產(chǎn)生粘滯性流動，發(fā)生晶粒沿晶界的相對滑動，并產(chǎn)生擴散蠕變，晶粒太細(xì)小金屬材料的高溫強度反而降低。生產(chǎn)中能夠通過選擇適宜的合金成份取得細(xì)小晶粒，利用變質(zhì)處置，振動、攪拌，加大過冷度等方法細(xì)化鑄錠晶粒，利用加工變形細(xì)化晶粒，合理制訂再結(jié)晶工藝參數(shù)操縱晶粒長大。9簡答：固溶強化，細(xì)晶強化，加工硬化，第二相強化，相變〔熱處置〕強化等。10簡答：固溶強化的可能位錯機制主若是溶質(zhì)原子氣團對位錯的釘扎，增加了位錯滑移阻力。如溶質(zhì)原子與位錯的彈性交互作用的科垂?fàn)枤鈭F和斯諾克氣團，溶質(zhì)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(zhì)原子形成的偏聚和短程有序，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，和溶質(zhì)原子與位錯的靜電交互作用對位錯滑移產(chǎn)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。產(chǎn)生加工硬化的各類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，和滑移面上位錯與別的滑移面上位錯林切割產(chǎn)生割階的林位錯強化理論。第九章外表與界面1名詞正吸附：材料外表原子處于結(jié)合鍵不飽和狀態(tài)，以吸附介質(zhì)中原子或晶體內(nèi)部溶質(zhì)原子抵達(dá)平穩(wěn)狀態(tài)，當(dāng)溶質(zhì)原子或雜質(zhì)原子在外表濃度大于在其在晶體內(nèi)部的濃度時稱為正吸附；晶界能：晶界上原子從晶格中正常結(jié)點位置離開出來，引發(fā)晶界周圍區(qū)域內(nèi)晶格發(fā)生畸變，與晶內(nèi)相較，界面的單位面積自由能升高，升高局部的能量為晶界能；小角度晶界：多晶體材料中，每一個晶粒之間的位向不同，晶粒與晶粒之間存在界面，假設(shè)相鄰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(zhì)原子或雜質(zhì)原子在晶界或相界上的富集，也稱內(nèi)吸附，有因為尺寸因素造成的平穩(wěn)偏聚和空位造成的非平穩(wěn)偏聚。2問答1簡答：復(fù)合材料由顆?；蚶w維與基體組成，存在大量界面