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第一章 原子排列與晶體結構 1. [110]， (111)， ABCABC…， 0.74 ， 12 , 4 ， ； [111]， (110) , 0.68 , 8 , 2 ， ； ， (0001) ， ABAB ， 0.74 ， 12 ， 6 ， 。 2. 0.01659nm3 ， 4 ， 8 。 3. FCC ， BCC ，減少 ，降低 ，膨脹 ，收縮 。 4. 解答：見圖1－1 5. 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。可以求得（hkl）＝（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＝0.494910-6mm。則（100）平面的面積S＝a2＝0.2449260110-12mm2，每個（100）面上的原子個數(shù)為2。 所以1 mm2上的原子個數(shù)＝4.081012。 第二章 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(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0.59時形成的復雜結構的化合物。 二、 問答 1、 解答： a-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，硼由于與a-Fe的尺寸差別較大，在a-Fe中形成間隙固溶體，固溶度很小。a-Fe的八面體間隙的[110]方向R=0.633 Ra，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a-Fe的八面體間隙中心。B原子較大，有時以置換方式溶入a-Fe。 由于g-Fe為fcc結構，間隙數(shù)目少，間隙半徑大，四面體間隙半徑為0.225 Ra，即R＝0.028nm，八面體間隙半徑為0.414 Ra，即R＝0.0522nm。氫，氮，碳，硼在g-Fe 中也是形成間隙固溶體，其固溶度大于在a-Fe中的固溶度，氫，氮，碳，硼處于g-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 1. 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. 快速冷卻。 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(jù)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(nèi)為柱狀晶，最內(nèi)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vT關系為，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LM=vHm,根據(jù)均勻形核時臨界晶核半徑rK與過冷度vT關系為，可以計算得到r＝0.7910－7cm＝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。 6 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，冷卻非常快時可以得到非晶，在一般工業(yè)條件下快速冷卻可以得到亞穩(wěn)相。 7、 解答： 純金屬凝固時 潤濕角θ＝0，形核功為0，固相粒子促進形核效果最好； 潤濕角θ＝180，異質(zhì)形核功等于均勻形核功，固相粒子對形核無促進作用； 潤濕角0<θ<180，形核功比均勻形核的形核功小，θ越小，固相粒子促進形核效果越好。 雜質(zhì)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(zhì)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 9 0.0218% ， 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）Ni 30%(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)共晶，，，(Al＋β)共晶=1-β%=28.6%。 5）含Ni89%（重量）的Ni-Al合金其平衡凝固時室溫組織為Ni和Ni中析出的ε，非平衡凝固后會出現(xiàn)非平衡共晶組織，即為Ni和少量的1387℃反應生成的L－（ε＋Ni）共晶。 6）X合金平衡凝固完畢時的組織a初晶占80%，則(a+b)共晶＝20％，設此合金中Ni組元的含量是X，,可以求得X＝0.01%。 7）1500e 時Al-Ni合金系的自由能—成分曲線示意圖如圖。 2 解答： 1）a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b相。這些少量b相可以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+ε38.2—η59.0，L—η，L99.3—η60.9+（Sn），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）共晶％＝1－η％＝23.7％。 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℃：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在室溫時的平衡組織為（Mg）固溶體。 2）Mg為hcp結構，因為r＝a/2，一個hcp晶胞中有6個原子，設，則致密度為 3）提高合金K強度的可能方法有細化晶粒，加工硬化。 4）Y=10%wt之合金可能的強化方法有細化晶粒，加工硬化和固溶時效。 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，形成一定臨界晶核半徑，即需要能量起伏和結構起伏。 不同點：固溶體合金形核除需要能量起伏和結構起伏外，還需要成分起伏，非平衡結晶時產(chǎn)生偏析，一般會產(chǎn)生成分過冷，凝固過程是在一個溫度區(qū)間進行，而純金屬凝固在等溫進行。 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的合金成分分別為含碳量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有較多共晶體的合金。故在含碳量小于2.11%的合金可以經(jīng)過加熱得到單相合金適合作為變形合金，含碳量大于4.3％的合金有共晶反應適合作為鑄造合金。 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(chǎn)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(zhì)點的彌散強化。 4）平衡反應的成分及溫度，反應式為 1495℃，L0.53＋δ0.09－A0.17，包晶反應； 1148℃，L4.3－A2.11＋Fe3C，共晶反應； 727℃，A0.77－F0.0218+Fe3C，共析反應； 5）凝固過程：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％＝1.9%。 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，室溫組織為α＋βⅡ＋少量（α＋β）共晶。 3） 可以根據(jù)相圖估計，在共晶溫度下盡可能高的溫度進行退火。 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，在正溫度梯度下固液界面保持平直，在負溫度梯度下成長時固/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)填充如圖； 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53.44％。 3）設Y合金中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組元的含量是21.85％。 4）Pb-30%Bi合金平衡凝固過程為L—α，L＋α—β，L—β，β—Bi，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(nèi)部會保留部分α，室溫下組織為β＋殘留α＋Bi。 第五章 三元合金相圖 圖8 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X點。 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。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α％＝100％＝43.50% γ％＝1－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合金凝固過程：L－α，L－α＋β，β－α 3 解答： 1) ：L+α－β ：L－β+γ ：L－α+γ 2) L+α－β+γ 3）O合金凝固過程：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－α 1700℃ L＋WC＋W－η 1200℃ L＋η－γ+WC 1085℃ L－γ＋Fe3C＋WC 5 解答： 1) 2Cr13.不銹鋼的淬火加熱在γ相區(qū)，從圖上估計為1050℃－1300℃； 2）2％C，13％Cr剛的平衡凝固過程為：L－γ,L－γ+C； γ→α＋C（P）；α→C； 室溫下組織為C+P。 3) 1區(qū)的三相反應是：L+δ－γ 795℃的四相平衡的反應式：γ＋C－α+ C 6 解答：Ⅳ區(qū)合金凝固過程為：L－α,L－α＋β，α－β互析； Ⅵ區(qū)合金凝固過程為：L－α,L－α＋β，L－α＋β+γ,隨后α，β，γ同析； 四相反應式為：L－α＋β＋γ 7 解答：四相反應式為137.4℃時P點：Lp+α－β＋δ 99.5℃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的結晶過程為：L－γ，L－γ+δ+β； 合金2的結晶過程為：L－δ，L－δ+β，L－γ+δ+β； 合金3的結晶過程為：L－α，L－δ+α,L＋α－β+δ； 合金4的結晶過程為:：L－α, L＋α－β+δ。 3）由題意分析可知改合金成分位于γ(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%， 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、 名詞解釋 空位平衡濃度：金屬晶體中，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的空位濃度，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：晶體中的一種原子排列不規(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錯時，克服位錯移動阻力所需的臨界切應力 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：密排晶體結構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陷。 弗蘭克-瑞德位錯源：兩個結點被釘扎的位錯線段在外力的作用下不斷彎曲弓出后，互相鄰近的位錯線抵消后產(chǎn)生新位錯，原被釘扎錯位線段恢復到原狀，不斷重復產(chǎn)生新位錯的，這個不斷產(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(zhì)原子聚集物，通常阻礙位錯運動，產(chǎn)生固溶強化效果。 鈴木氣團：溶質(zhì)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，單晶體因而變成多邊形的過程。 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，冷變形中線性硬化階段短，甚至被掩蓋，而拋物線硬化階段開始早，熱變形中主要發(fā)生動態(tài)恢復軟化；層錯能低則反之，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，冷變形中線性硬化階段明顯，熱變形中主要發(fā)生動態(tài)再結晶軟化。 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，， ，，滿足能量條件；同時，滿足幾何條件，故反應能進行。 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。若反應前的是刃位錯，則反應后的擴展位錯只能在原滑移面上進行滑移；若反應前的是螺型位錯，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，它們之間能滿足能量條件和幾何條件，可以發(fā)生位錯反應，反應式為：。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(jù)能量條件和幾何條件要求，可以判斷位錯反應可以進行。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，會引起冷加工中的加工硬化。 3 解答：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＝1.3810－23 J/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（1.60210－19 J），k＝1.3810－23 J/K，系數(shù)A=1。計算可得27e （300K）時空位濃度C1＝1.710－13，627e 時空位濃度為C2＝5.5410－5，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：位錯是晶體中的缺陷，對材料有許多重要影響。 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、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(zhì)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經(jīng)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(chǎn)生，稱為變形織構。 二 問答 1 簡答：純金屬變形主要借助位錯運動，通過滑移和孿生完成塑性變形，開動滑移系需要臨界切應力，晶體中還會發(fā)生扭轉(zhuǎn)；單相合金的基本變形過程與純金屬的基本過程是一樣的，但會出現(xiàn)固溶強化，開動滑移系需要臨界切應力較大，還有屈服和應變時效現(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>，b相的常見滑移系為{111}<110>，h相的常見滑移系為（0001）<110>。 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的條件下第二相被破碎或伸長，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：金屬材料經(jīng)熱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，熱加工還可使金屬顯微組織細化，這些都可以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(chǎn)生割階的林位錯強化理論。 加工硬化在實際生產(chǎn)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(chǎn)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 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(chǎn)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?？棙嬁刂瓶梢酝ㄟ^控制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(zhì)原子與位錯交互作用產(chǎn)生氣團產(chǎn)生的，在外力作用下使位錯掙脫溶質(zhì)原子的釘扎，材料出現(xiàn)屈服現(xiàn)象，曲線2在位錯脫離釘扎后溶質(zhì)原子來不及重新聚集形成氣團，故無屈服現(xiàn)象；曲線3在出現(xiàn)屈服后時效再加載，溶質(zhì)原子可以重新聚集形成氣團，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過程中變形不均勻，造成工件表面不平整。可以通過加入與溶質(zhì)原子形成穩(wěn)定化合物的其它元素，減少間隙溶質(zhì)原子含量，減少氣團，消除或減輕屈服現(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，然后盡快深沖。 13 簡答：根據(jù)霍爾—配奇公式：，則按照題意有： 和，可以解得s0＝50，k＝25，故可求得當d=1/16mm時，根據(jù)霍爾—配奇公式求得ss＝50＋25＝150 MNm-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(jīng)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(chǎn)生，稱為變形織構； 再結晶織構是具有變形織構的金屬經(jīng)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、退火溫度與再結晶后晶粒大小的關系（保溫時間一定）的圖。 冷加工與熱加工：再結晶溫度以上的加工稱為熱加工，低于再結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分布，形成一道一道的細線； 動態(tài)再結晶：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)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到的晶粒特別粗大，對應的冷變形程度稱為臨界變形度。 二次再結晶：某些金屬材料經(jīng)過嚴重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。 退火孿晶：某些面心立方金屬和合金經(jīng)過加工和再結晶退火后出現(xiàn)的孿晶組織。 2 問答 1 簡答：再結晶是一種組織轉(zhuǎn)變，從變形組織轉(zhuǎn)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(zhì)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(zhì)，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(nèi)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(jīng)90%冷變形后在70e ，150e ，300e 保溫后空冷的組織示意圖如圖。 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，而塑性則以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)純金屬的再結晶溫度一般可用T再＝（0.3~0.4）T熔估計，故純鋁的再結晶溫度為100e左右，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，塑性差，組織為纖維組織；150e 加熱發(fā)生再結晶，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，鈦的塑性最差。在室溫下純鋁和純鉛可以連續(xù)軋制，并獲得很薄的帶材，但純鈦不能繼續(xù)軋制，要獲得很薄的帶材需要在再結晶溫度以上反復進行軋制。 8 簡答：晶粒大小對金屬材料的室溫力學性能可用Hall－Petch公式描述，晶粒越細小，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，晶粒太細小金屬材料的高溫強度反而降低。 生產(chǎn)中可以通過選擇合適的合金成分獲得細小晶粒，利用變質(zhì)處理，振動、攪拌，加大過冷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(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爾氣團和斯諾克氣團，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，以及溶質(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(chǎn)生割階的林位錯強化理論。 1 名詞 正吸附：材料表面原子處于結合鍵不飽和狀態(tài)，以吸附介質(zhì)中原子或晶體內(nèi)部溶質(zhì)原子達到平衡狀態(tài)，當溶質(zhì)原子或雜質(zhì)原子在表面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點位置脫離出來，引起晶界附近區(qū)域內(nèi)晶格發(fā)生畸變，與晶內(nèi)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，若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?；蚶w維與基體構成，存在大量界面。按照顯微結構，其界面層可以區(qū)分為基體與復合物的機械固體嚙合結合、形成化學反應的化合層結合、形成完全或部分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，基體與復合物之間的結合鍵力越大，結合強度越高。 2 簡答： 晶界具有晶界能，容易發(fā)生溶質(zhì)原子和雜質(zhì)原子的晶界偏聚，是原子易擴散通道，晶界在加熱時會發(fā)生遷移，晶界是相變等優(yōu)先形核的地方，晶界易受腐蝕，晶界增多在室溫下強化材料，在高溫下弱化材料強度，晶界處易于析出第二相，晶界容易使位錯塞積，造成應力集中，晶界上原子排列混亂。 3 簡答：一般金屬的晶界能與晶粒位向差有關，并隨位向差增大而增大，小角度晶界的晶界能小于大角度晶界的晶界能，但大角度晶界能一般可以看成常數(shù)，約為（5～6）10－5J/cm2。 4 簡答： 影響晶界遷移的因素主要有界面能、溶質(zhì)原子、第二相質(zhì)點數(shù)量、尺寸和溫度。界面能降低是晶界遷移的驅(qū)動力，與晶界曲率半徑成反比，與界面的表面能成正比，因此大角度晶界遷移率總是大于小角度晶界的遷移率；溶質(zhì)原子阻礙晶界遷移；第二相質(zhì)點數(shù)量越多、尺寸越小對晶界的遷移阻礙作用越大，溫度越高晶界遷移越快。 第十章 原子擴散 1 簡答： 影響擴散的因素主要有溫度，溫度越高，擴散越快；晶體缺陷如界面、晶界位錯容易擴散；不同致密度的晶體結構溶質(zhì)原子擴散速度不一樣，低致密度的晶體中溶質(zhì)原子擴散快，各向異性也影響溶質(zhì)原子擴散；在間隙固溶體中溶質(zhì)原子擴散容易；擴散原子性質(zhì)與基體金屬性質(zhì)差別越大，擴散越容易；一般溶質(zhì)原子濃度越高，擴散越快；加入其它組元與溶質(zhì)原子形成化合物阻礙其擴散。 2 解答：Ni為fcc結構，一個晶胞中的原子個數(shù)為4，依題意有： 在Ni/MgO界面鎳板一側的Ni的濃度CNi為100%，每cm3中Ni原子個數(shù)為： NNi/MgO=(4原子/晶胞)/(3.610－8cm3)=8.571022原子/cm3， 在Ta/MgO界面Ta板一側的Ni的濃度0%，這種擴散屬于穩(wěn)態(tài)擴散，可以利用菲克第一定律求解。 故濃度梯度為dc/dx＝（0－8.571022原子/cm3）/（0.05cm）＝－1.711024原子/（cm3.cm）， 則Ni原子通過MgO層的擴散通量： J＝－D（dc/dx）=－910－12cm2/s(－1.711024原子/（cm3.cm）) =1.541013Ni原子/（cm2.s) 每秒鐘在22cm2的面積上通過MgO層擴散的Ni原子總數(shù)N為 N＝J面積＝[1.541013Ni原子/（cm2.s)]4cm2=6.161013Ni原子/s。 每秒鐘從界面擴散走的Ni原子體積，故 V＝（6.161013Ni原子/s）/（8.571022原子/cm3）＝0.7210－9cm3/s， 用厚度d表示在該面積中每秒擴散的Ni原子為 d＝V/面積＝（0.7210－9cm3/s）/（22cm2）＝1.810－10cm/s， 也就是說要將1mm厚的Ni層擴散掉，所需時間t為： t＝（1mm）/（1.810－10cm/s）＝556000秒＝154小時。 3 解答：1）滲碳情況符合菲克第二定律的特殊解的應用條件，可以利用菲克第二定律進行解決。 菲克第二定律特殊解公式： 其中依題意有Cs＝1.2，C0=0.1，Cx=0.45，x=0.2。 帶入上式，則有，即： 從表10－1可以得出誤差函數(shù)值，有，Dt＝(0.1/0.71)2=0.0198cm2。 任何滿足Dt＝0.0198cm2關系的工藝均可，由于擴散與溫度、時間有關， D=D0exp(-Q/RT)，帶入C在Fe中的D0＝0.23，激活能Q＝32900cal/mol， D=0.23exp(-32900cal/mol/1.987（cal/mol.K）T)=0.23exp(-16558/T)， 因此由Dt＝(0.1/0.71)2=0.0198cm2，滲碳時間與滲碳溫度的關系為： 故可以列出一些典型的滲碳溫度與時間如下： T＝900℃=1173K，則t=116174s=32.3h； T＝1000℃=1273K，則t=36360s=10.7h； T＝1100℃=1373K，則t=14880s=4.13h； T＝1200℃=1473K，則t=6560s=1.82h。 可以根據(jù)上述溫度與時間的關系，考慮合金相變和加熱爐、生產(chǎn)效率進行合理選擇，一般以1000℃左右較為合適。 2）在滲碳溫度和其它條件不變的情況下，要求滲碳深度增加一倍，由1）可知有關系存在，可以解得t＝42.7h； 4 簡答：由于反應擴散的原因，試樣中不能出現(xiàn)兩相區(qū)，故試樣從表面到心部的組織最外層為α相，靠里層為γ相，心部不受脫碳影響為α相和γ相。 5 簡答：1）滲碳在g-Fe中進行而不在a-Fe中進行，滲碳溫度要高于727e ，是因為a-Fe中最大碳溶解度（質(zhì)量分數(shù)）為0.0218％，對于碳含量大于0.0218％的鋼鐵，滲碳時零件中碳濃度梯度為0，滲碳無法進行；而且由于溫度低，擴散系數(shù)小，滲碳緩慢。在g-Fe中進行則可獲得較高的表層碳濃度梯度，溫度也高，可使?jié)B碳順利進行。 2）滲碳溫度高于1100e 會使鋼板的晶粒長大，降低其機械性能。 6 簡答：1）在有限的時間內(nèi)不可能使枝晶偏析完全消失， 2）冷加工可以促進均勻化過程；經(jīng)過冷加工后枝晶被破碎，縮短了枝晶間距。 7 簡答： 原子擴散在材料中的影響包括晶體凝固時形核、長大；合金的成分過冷；成分均勻化，包晶反應非平衡凝固時保留高溫組織的特點，固態(tài)相變時的形核，晶界形核、晶界運動、晶界偏聚、高溫蠕變，氧化，焊接，化學熱處理（滲C、N等），粉末冶金，涂層等各方面。 8 解答：上坡擴散是擴散過程中擴散元素從低濃度向高濃度出擴散；如各種溶質(zhì)原子氣團的形成和共析反應產(chǎn)物的形成均為上坡擴散。 9 簡答：間隙固溶體中溶質(zhì)原子在間隙中發(fā)生間隙擴散，在置換式固溶體中發(fā)生原子與空位交換實現(xiàn)擴散的空位機制。