1、一、 填空題1. 每個面心立方晶胞中的原子數為 4 ，其配位數為 12 。2.晶格常數為a的體心立方晶胞, 其原子數為 2 , 原子半徑為, 配位數為 8 ，致密度為 0.68 。3. 刃型位錯的柏氏矢量與位錯線互相 垂直 , 螺型位錯的柏氏矢量與位錯線互相 平行 。4. 螺型位錯的位錯線 平行 于滑移方向，位錯線的運動方向 垂直 于位錯線。5. 在過冷液體中，晶胚尺寸 小于 臨界尺寸時不能自發長大。6. 均勻形核既需要 結構 起伏，又需要 能量 起伏。7. 純金屬結晶時，固液界面按微觀結構分為 光滑界面 和 粗糙界面 。8.純金屬的實際開始結晶溫度總是低于理論結晶溫度，這種現象稱為 過冷 ，

2、理論結晶溫度與實際開始結晶溫度之差稱為 過冷度 。9合金中的基本相結構，有 固溶體 和 金屬化合物 兩類，其中前者具有較高的 綜合機械 性能，適宜做 基體 相；后者具有較高的 熔點和硬度 ，適宜做 強化 相。10. 間隙相和間隙化合物主要受組元的 原子尺寸 因素控制。11. 相律是分析相圖的重要工具，當系統的壓力為常數時，相律的表達式為 fcp1。12. 根據相律，二元合金結晶時，最多可有 3 個相平衡共存，這時自由度為 0 。13. 根據相區接觸法則可以推定，兩個單相區之間必定有一個 兩相區 ，兩個兩相區之間必須以 單相區 或 三相共存水平線 隔開。二元相圖的三相區是一條水平線，該區必定與

3、兩相區 以點接觸，與 單相區 以線接觸。14. 鑄錠的宏觀組織是由 表層細晶區 、 柱狀晶區 、中心等軸晶區 三個區組成。15. 萊氏體是共晶轉變所形成的 奧氏體 和 滲碳體 組成的混合物。16. 相變反應式L（液）a（固）+b（固）表示 共晶 反應；（固）a（固）+b（固）表示 共析 反應。17. 固溶體合金結晶時，其平衡分配系數Ko表示固液兩平衡相中的 溶質濃度 之比。18. 鐵碳合金中，一次滲碳體由 液相 產生，二次滲碳體由 奧氏體 產生，三次滲碳體由 鐵素體 產生。19. 一個滑移系是由 滑移面 和 滑移方向 組成。20. 面心立方晶格的滑移系有 12 個，體心立方晶格的滑移系有 12

4、 個。21. 滑移常沿晶體中 最密排 的晶面及晶向發生。 22. 擴散的驅動力是 化學位梯度 。23. 所謂上坡擴散是指 沿著濃度降低的方向進行的擴散，使濃度趨于均勻化 ，反應擴散是指 通過擴散使固溶體的溶質組元濃度超過固溶體極限而形成新相的過程 。24.在Fick第一定律的表達式中，負號表示 擴散由高濃度向低濃度方向進行 。 二、 選擇題1FeFe3C 合金中，合金具有最好流動性的是（B）。A. C%=4.00% B. C%=4.30% C. C%=4.60%2凝固的熱力學條件為（C）。A. 形核率 B.系統自由能增加 C. 過冷度3二元相圖中，當有二次相析出時，固溶線表現為（A）。A. 垂

5、線 B. 水平線 C. 斜線 4. 符號<u v w>表示（C）。 A. 晶面族 B. 晶向族 C. 晶向5. A和A-B合金焊合后發生柯肯達爾效應，測得界面向A試樣方向移動，則（A）。A. A組元的擴散速率大于B組元 B. B組元的擴散速率大于A組元C. 和擴散速率大小無關 6. 在置換型固溶體中，原子擴散的方式一般為（C）。A. 原子互換機制 B. 間隙機制 C. 空位機制7. 形成臨界晶核時體積自由能的減少只能補償表面能的（B）。A. 1/3 B. 2/3 C. 3/4 8. 面心立方（fcc）結構的鋁晶體中，每個鋁原子在本層（111）面上的原子配位數為（A）。A. 6 B.

6、 8 C. 4 9. 簡單立方晶體的致密度為（B）。A. 65% B. 52% C. 58%10. 機械零件在正常工作條件下多數處于（A）。A.彈性變形狀態 B. 塑性變形狀態 C. 彈塑性變形狀態 11. 實際晶體的線缺陷表現為（B）。A. 空位和間隙原子 B. 位錯 C. 晶界 12. 鑄件裂紋一般產生在（A）。A. 鑄件較厚的地方 B. 較薄的地方 C. 有孔的地方 13. 縮孔最可能出現的部位是（A）。A. 鑄件最上部 B. 鑄件中部 C. 在鑄件最上部及熱節處 14. 冷鐵配合冒口形成定向凝固能防止鑄件（A）。A. 縮孔、縮松 B. 應力 C. 變形 15. 鉛在常溫下的變形屬(B)

7、。A. 冷變形 B. 熱變形 C. 彈性變形 16. 某金屬凝固時的形核功為G*，其臨界晶核界面能為G，則G*和G 的關系為（A）。A. G=3G* B. G=1/3G* C. G=G* 17. 氮、氧在金屬中一般占據間隙位置，這是因為（C）。A. 金屬中間隙半徑大于氮、氧原子半徑 B. 氮、氧都是氣體C. 氮、氧原子半徑較小，能擠入金屬中的間隙位置18. 根據二元相圖相區接觸規則，（B）。A. 兩個單相之間必定有一個單相區隔開B. 兩個兩相區必須以單相區或三相共存水平線隔開C. 三相水平線必須和四個兩相區相鄰19. 二次再結晶是（C）。A. 相變過程 B. 形核長大過程 C. 某些晶粒特別長

8、大的過程20. 在單相組織中存在大小不等的晶粒，由界面曲度驅動界面移動的規律可知(C)。A. 小晶粒將移向大晶粒一方，直到晶粒大小相等B. 大小晶粒依靠吞并相鄰晶粒同時長大C. 界面將移向小晶粒一方，最后小晶粒將消失21. 強化金屬材料的各種手段，考慮的出發點都在于（A）。A. 盡量減少位錯或設置位錯運動的障礙 B. 去除位錯運動的障礙C. 使位錯適當地減少22. 金屬中通常存在著溶質原子或雜質原子，它們的存在（C）。A. 總是使晶格常數增大 B. 總是使晶格常數減小 C. 可能使晶格常數增大，也可能使其減小23. 拉伸單晶時，滑移面轉向（A）時最易滑移。A.與外力軸成45º B.

9、與外力軸平行 C. 與外力軸垂直24. 若A、B兩組元形成電子化合物，但是該化合物中A組元所占的質量分數超過了60%，則該相晶體結構（C）。 A. 與A相同 B. 與B相同 C. 與A、B都不相同25. 在非均勻形核中，外來雜質形狀對形核效果有重要影響，其中（A）對形核最為有利。 A. 凹曲面狀 B. 平面狀 C. 凸曲面狀26. 因晶體轉動而使原來有利于滑移的晶面滑移到一定程度后變成不利于滑移的晶面的現象稱為（B）。 A. 物理硬化 B. 幾何硬化 C. 加工硬化27. 一根彎曲的位錯線，（B）。 A. 具有唯一的位錯類型 B. 具有唯一的柏氏矢量 C. 位錯類型和柏氏矢量處處相同28. 某

10、一種金屬的熔點是1083，該金屬最低再結晶溫度約為（A）。A. 269.4 B. 342.9 C. 433.2 29. 在二元合金中，鑄造性能最好的合金是具有（C）。 A. 共析成分合金 B. 固溶成分合金 C. 共晶成分合金30. 固態金屬擴散最可能按（A）進行。 A. 間隙擴散機理 B. 換位擴散機理 C. 空位擴散機理31. 要獲得結晶過程所需的驅動力，實際結晶溫度必須（C）理論結晶溫度。A. 高于 B. 等于 C. 低于32. 相變反應式L（液）+a（固）b（固）表示（B）反應。 A. 共晶 B. 包晶 C. 包析33. 對稱傾側晶界的晶界結構由（B）組成。 A. 螺型位錯 B. 刃型

11、位錯 C. 割階34. 立方晶系中，與晶面(011)垂直的晶向是（A）。A. 011 B. 100 C. 10135. 高溫回復階段，金屬中亞結構發生變化時,（C）。A. 位錯發生塞積 B. 形成位錯纏結 C. 刃型位錯通過攀移和滑移構成亞晶界36. 在二元合金相圖中，穩定化合物為（A）。 A. 一條垂直線 B. 一條曲線 C. 一個區域37. 鑄件在凝固時若不出現成分過冷，則鑄件組織將是（B）。A. 全部等軸晶 B. 全部柱狀晶 C. 柱狀晶+中心等軸晶38. 在工業生產條件下金屬結晶時，過冷度越大，則（B）。A. N越大 B. N/G提高 C. N/G降低39. 金屬在冷變形過程后進行機加

12、工，一般都需要在其中增加退火，其目的是（B）。A. 消除網狀組織 B. 消除冷變形強化 C. 消除偏析組織 三、 判斷及改錯1、Fick第一定律表示通過某一截面的擴散流量與垂直這個截面方向上濃度梯度成正比，其方向與濃度降落方向一致。（×） 2、共晶合金在鑄造中流動性一般較差。（×） 3、 間隙固溶體和置換固溶體均可形成無限固溶體。 （×） 4、 金屬鑄件可通過再結晶退火來細化晶粒。（×） 5、 金屬鑄錠的宏觀組織通常由三個晶區組成：外表層的細晶區、中間柱狀晶區及心部等軸晶區。 （Ö） 6、 重結晶和再結晶都是在固態下的形核與長大的過程，兩者沒有

13、本質區別。（×） 7、 在立方晶系中，與是互相平行的兩個晶面。 （×） 8、 與純金屬結晶相比，固溶體結晶時除需要結構起伏和能量起伏外還需要濃度起伏。（Ö）9、 擴散系數D相當于濃度梯度為1時的擴散通量。（Ö） 10、 鐵素體與奧氏體的根本區別在于固溶度不同，前者（為bcc）小而后者（為fcc）大。（×） 11、 觀察共析鋼的顯微組織，發現圖中顯示滲碳片層密集程度不同。凡是片層密集處則碳含量偏多，而疏稀處則碳含量偏少。（×） 12、 縮孔、縮松的產生原因是固態收縮得不到補縮。（Ö） 改錯：1. 所謂過冷度是指結晶時，在冷卻曲

14、線上出現平臺的溫度與熔點之差；而動態過冷度是指結晶過程中，實際液相的溫度與熔點之差。所謂過冷度是指結晶時，在冷卻曲線上出現的實際結晶溫度與熔點之差；而動態過冷度是指結晶過程中，液/固界面前沿液體中的溫度與熔點之差。2. 金屬結晶時，原子從液相無序排列到固相有序排列，使體系熵值減小，因此是一個自發過程。金屬結晶時，原子從液相無序排列到固相有序排列，使體系自由能減小，因此是一個自發過程。3. 在任何溫度下，液態金屬中出現的最大結構起伏都是晶胚。在過冷液體中，液態金屬中出現的最大結構起伏都是晶胚。4. 所謂臨界晶核，就是體系自由能的減少完全補償表面自由能的增加時的晶胚大小。所謂臨界晶核，就是體系自由

15、能的減少能夠補償2/3表面自由能的增加時的晶胚大小。5. 在液態金屬中，凡是涌現出小于臨界晶核半徑的晶胚都不能成核，但是只要有足夠的能量起伏提供形核功，還是可以成核的。在液態金屬中，凡是涌現出小于臨界晶核半徑的晶胚都不能成核，即便有足夠的能量起伏提供，還是不能成核。6. 非均勻形核總是比均勻形核容易，因為前者是以外加質點為結晶核心，不像后者那樣形成界面，而引起自由能的增加。非均勻形核總是比均勻形核容易，因為前者是以外加質點為基底，形核功小，不像后者那樣形成界面，而引起自由能的增加。7. 無論溫度分布如何，常用純金屬生長都是呈樹枝狀界面。只有在負溫度梯度條件下，常用純金屬生長都是呈樹枝狀界面。8

16、. 液態純金屬中加入形核劑，其生長形態總是呈樹枝狀。液態純金屬中加入形核劑，其生長形態不會發生改變。9. 從宏觀上觀察，如液/固界面是平直的，稱為光滑界面結構；若是呈金屬鋸齒形的，稱為粗糙界面結構。從宏觀上觀察，如液/固界面是平直的，稱為粗糙界面結構；若是呈金屬鋸齒形的，稱為光滑界面結構。10. 固溶體合金無論在平衡或非平衡結晶過程中，液/固界面上液相成分沿著液相平均成分線變化；固相成分沿著固相平均成分線變化。固溶體合金無論在平衡或非平衡結晶過程中，液/固界面上液相成分沿著液相線變化；固相成分沿著固相線變化。11. 在共晶線上利用杠桿定律可以計算出共晶體的相對量，而共晶線屬于三相區，所以杠桿定

17、律不僅適用于兩相區，也適用于三相區。在共晶線上利用杠桿定律可以計算出共晶體的相對量，而共晶線屬于三相區，但杠桿定律僅適用于兩相區，所以共晶體的相對量實際上是在兩相區中算出來的。12. 將固溶體合金棒反復多次“熔化-凝固”，并采用定向快速凝固的方法，可以有效地提純金屬。將固溶體合金棒反復多次進行區域熔煉，并采用定向緩慢凝固的方法，可以有效地提純金屬。13. 鐵素體和奧氏體的根本區別在于固溶度不同，前者小而后者大。鐵素體和奧氏體的根本區別在于晶體結構不同，前者為bcc，而后者為fcc。14. 在Fe-Fe3C系合金中，只有過共析鋼的平衡結晶組織中才有二次滲碳體存在。在Fe-Fe3C系合金中，只有當

18、碳質量分數0.77%<Wc<4.3%的鐵碳合金平衡結晶組織中才有二次滲碳體存在。15. 無論何種成分的碳鋼，隨著含碳量的增加，組織中鐵素體相對量減少，而珠光體相對量增加。對于亞共析成分的碳鋼，隨著含碳量的增加，組織中鐵素體相對量減少，而珠光體相對量增加。16. Wc=4.3%的共晶白口鐵的顯微組織中，白色基體為Fe3C，其中包括Fe3C，Fe3C，Fe3C，Fe3C共析，Fe3C共晶等。Wc=4.3%的共晶白口鐵的顯微組織中，白色基體為Fe3C，其中包括Fe3C及Fe3C共晶。17. 用Ni-Cu合金焊條焊接某合金板料時，發現焊條慢速移動時，焊縫易出現胞狀組織，而快速移動時，則易于

19、出現樹枝狀組織。用Ni-Cu合金焊條焊接某合金板料時，發現焊條慢速移動時，焊縫易出現樹枝狀組織，而快速移動時，則易于出現胞狀組織。18. 如果固體中不存在擴散流，則說明原子沒有擴散。固體中即使不存在宏觀擴散流，但由于原子熱振動的遷移跳躍，擴散仍然存在。純物質中的自擴散即是一個典型的例證。19. 因固溶體原子每次跳動方向是隨機的，所以在如何情況下擴散流為零。原子每次跳動方向是隨機的。只有當系統處于熱平衡狀態，原子在任一跳動方向上的跳動幾率才是相等的。此時雖存在原子的遷移（即擴散），但沒有宏觀擴散流。如果系統處于非平衡狀態，系統中必須存在熱力學勢的梯度（具體可表示為濃度梯度、化學位梯度、應變能梯度

20、等）。原子在熱力學勢減少的方向上的跳動幾率將大于在熱力學勢增大方向上的跳動幾率。于是就出現了宏觀擴散流。20. 晶界上原子排列混亂，不存在空位，所以以空位機制擴散的原子在晶界處無法擴散。晶界上原子排列混亂，與非晶體相類似，其原子堆積密集程度遠不及晶粒內部，因而對原子的約束能力較弱，晶界原子的能量及振動頻率明顯高于晶內原子。所以晶界處原子具有更高的遷移能力。晶界擴散系數也明顯高于晶內擴散系數。21. 間隙固溶體中溶質濃度越高，則溶質所占據的間隙越多，供擴散的空余間隙越少，即z值越小，導致擴散系數下降。事實上這種情況不可能出現。間隙固溶體的溶質原子固溶度十分有限，即使是達到過飽和狀態，溶質原子數目

21、要比晶體中的間隙總數要小幾個數量級，因此，在間隙原子周圍的間隙位置可看成都是空的。即對于給定晶體結構，z為一個常數。22. 體心立方比面心立方晶體的配位數要小，故由D=1/6fzPa2關系式可見，-Fe中原子擴散系數要小于-Fe中的擴散系數。雖然體心立方晶體的配位數小，但其屬于非密堆結構。與密堆結構的面心立方的晶體相比較，f值相差不大（0.72和0.78）之間，但原子間距大，原子因約束力小而振動頻率高，其作用遠大于配位數的影響。而且原子遷移所要克服的阻力也小，具體表現為擴散激活能低，擴散常數較大，實際情況是在同一溫度，-Fe有更高的自擴散系數，而且溶質原子在-Fe中的擴散系數要比-Fe高。四、

22、名詞解釋1. 間隙固溶體和有序固溶體溶質原子不是占據溶劑晶格的正常結點位置，而是填入溶劑原子間的一些間隙中，這樣得到的固溶體稱為間隙固溶體。當溶質原子按適當比例并按一定的順序和一定方向，圍繞著溶劑原子分布時，這種固溶體就叫有序固溶體。2. 光滑界面和粗糙界面光滑界面：從原子尺度看，液固界面是光滑平整的，液、固兩相被截然分開；在光學顯微鏡下，光滑界面有曲折的若干小平面組成，所以又稱為小平面界面。粗糙界面：從原子尺度看，液固界面高低不平，并存在這幾個原子間距厚度的過渡層，在過渡層中液、固兩相原子犬牙交錯地分布著。由于過渡層很薄，在光學顯微鏡下，這類界面是平直的，又稱為非小平面界面。3. 變質處理和

23、晶粒度變質處理：在液態金屬結晶前，特意加入某些難熔固態顆粒，造成大量可以成為非自發晶核的固態質點，使結晶時的晶核數目大大增加，從而提高了形核率，細化晶粒。這種方法稱為變質處理。晶粒度：晶粒的大小稱為晶粒度，通常用晶粒的平均面積或平均直徑來表示。4. 包析轉變，熔晶轉變，偏晶轉變，合晶轉變包析轉變：是由兩個固相共同作用形成一個固相的恒溫轉變。熔晶轉變：是由一個固相恒溫分解為一個液相和另一個固相的恒溫轉變。偏晶轉變：是由一個液相L1分解為一個固相和另一成分的液相L2的恒溫轉變。合晶轉變：是由兩個成分不同的液相L1和 L2相互作用形成一個固相的恒溫轉變。5. 平衡凝固，非平衡凝固，正常凝固平衡凝固：

24、是指合金在極緩慢冷卻條件下進行結晶的過程。 非平衡凝固：凝固過程中，液、固兩相的成分偏離液、固相線，使凝固過程進行到一更低的溫度才能完成，并且凝固后固體的成分是不均勻的，這種偏離平衡凝固條件下的結晶過程稱為非平衡凝固。正常凝固：固溶體經正常凝固后整個錠子的質量濃度分布如下圖所示（k01），這符合一般鑄錠中濃度的分布，因此稱為正常凝固。圖 正常凝固后溶質濃度在鑄錠內的分布6. 鐵素體，奧氏體，萊氏體，珠光體，滲碳體鐵素體：碳溶于-Fe中形成的間隙固溶體，為體心立方結構，常用符號F或表示。奧氏體：碳溶于-Fe中形成的間隙固溶體，為面心立方結構，常用符號A或表示。萊氏體：奧氏體和滲碳體的共晶混合物稱

25、為萊氏體。珠光體：鐵素體和滲碳體的機械混合物。滲碳體：鐵和碳相互作用形成的具有復雜晶格的間隙化合物。滲碳體具有很高的硬度，但塑性很差，延伸率接近于零。在鋼中以片狀存在或網絡狀存在于晶界。在萊氏體中為連續的基體，有時呈魚骨狀。7滑移和孿生，滑移系和滑移帶滑移：晶體的塑性變形是晶體的一部分相對于另一部分沿某些晶面和晶向發生滑動的結果，這種變形方式叫滑移。孿生：是晶體的一部分沿一定的晶面和一定的晶向相對于另一部分晶體做均勻地切變的過程稱為孿生。滑移系：一個滑移面和此面上的一個滑移方向組成一個滑移系。滑移帶：對單晶體試樣進行拉伸時，當試樣經適量的塑性變形后，在金相顯微鏡下可以觀察到，在拋光的試樣表面上

26、出現許多相互平行的滑移線，相互靠近的一組滑移線就構成了一個滑移帶。8. 加工硬化加工硬化：金屬材料隨著冷塑變形程度的增大，強度和硬度逐漸升高，塑性和韌性逐漸降低的現象稱為加工硬化或冷作硬化。9. 交滑移和多滑移交滑移：是指兩個或多個滑移面共同沿著一個滑移方向的滑移。交滑移的實質是螺位錯在不改變滑移方向的情況下，從一個滑移面滑到交線處，轉到另一個滑移面的過程。多滑移：由于變形時晶體轉動的結果，有兩組以上滑移面同時轉到有利位向，使滑移可能在兩個以上的滑移面上同時或交替地進行，形成 “多滑移”。10. 臨界分切應力和取向因子臨界分切應力：晶體中使滑移系開動的最小分切應力，數值大小取決于金屬的晶體結構

27、、純度、加工狀態、試驗溫度與加載速度，當條件一定時，各種晶體的臨界分切應力各有定值，而與外力的大小、方向及作用方式無關。取向因子：稱為取向因子，或稱施密特因子（Schmid），取向因子越大，則分切應力越大。 11. 回復和再結晶回復：為了消除金屬的加工硬化現象，將變形金屬加熱到某一溫度，以使其組織和性能發生變化。在加熱溫度較低時，原子的活動能力不大，這時金屬的晶粒大小和形狀沒有明顯的變化，只是在晶內發生點缺陷的消失以及位錯的遷移等變化，因此，這時金屬的強度、硬度和塑性等機械性能變化不大，而只是使內應力及電阻率等性能顯著降低。此階段為回復階段。再結晶：被加熱到較高的溫度時，原子也具有較大的活動能

28、力，使晶粒的外形開始變化。從破碎拉長的晶粒變成新的等軸晶粒。和變形前的晶粒形狀相似，晶格類型相同，把這一階段稱為“再結晶”。 12. 原子擴散，反應擴散，上坡擴散，下坡擴散，自擴散，互擴散下坡擴散：是指沿著濃度降低的方向進行的擴散，即由高濃度向方向低濃度擴散，使濃度趨于均勻化。上坡擴散：是指沿著濃度升高的方向進行的擴散，即由低濃度向高濃度方向擴散，使濃度發生兩級分化。反應擴散：通過擴散使固溶體的溶質組元濃度超過固溶體極限而形成新相的過程稱為反應擴散或相變擴散。原子擴散：在擴散過程中基體晶格始終不變，沒有新相產生，這種擴散稱為原子擴散。自擴散：自擴散就是不伴有濃度變化的擴散，它與濃度梯度無關。自

29、擴散只發生在純金屬和均勻固溶體中。互擴散：互擴散是伴有濃度變化的擴散，它與異類原子的濃度差有關。在擴散過程中，異類原子相對擴散，互相滲透，所以又稱為“異擴散”或“化學擴散”。 五、簡答題1作圖表示立方晶體的(123)、(421)、()晶面及、346。 2. 在立方系中繪出110、111晶面族所包括的晶面及(112),()晶面。3. 什么叫臨界晶核？它的物理意義及與過冷度的定量關系如何？根據自由能與晶胚半徑的變化關系，可以知道半徑r<rk的晶胚不能成核；r>rk的晶胚才有可能成核；而r=rk的晶胚既可能消失，也可能穩定長大。因此，半徑為rk的晶胚成為臨界晶核。其物理意義是，過冷液體中

30、涌現出來的短程有序的原子團，當其尺寸rrk時，這樣的原子團便可成為晶核而長大。臨界晶核半徑，其大小與過冷度有關4. 試述結晶相變的熱力學條件，動力學條件，能量及結構起伏。分析結晶相變時系統自由能的變化可知，結晶的熱力學條件為G<0；由單位體積自由能的變化，可知，只有T>0，才有GV<0。即只有過冷，才能使GV<0。動力學條件為液相的過冷度大于形核所需的臨界過冷度，即。由臨界晶核形核功GK=1/3A可知，當形成一個臨界晶核時，還有1/3的表面能必須有液體中的能量起伏來提供。液體中存在的結構起伏，是結晶時產生晶核的基礎，因此，結構起伏是結晶過程必須具備的結構條件。5. 根據

31、凝固理論，試述細化晶粒的基本途徑。由凝固理論可知，結晶時單位體積中的晶粒數目z取決于形核率和晶體長大速率G兩個因素，即。基本途徑：（1）增加過冷度T。 T增加，和G都隨之增加，但是的增長率大于G的增長率。因而，/G的值增加，即z增多。（2）加入形核劑，即變質處理。加入形核劑后，可以促使過冷液體發生非均勻形核。它不但使非均勻形核所需要的基底增多，而且使臨界晶核體積減小，這都將使晶核數目增加，從而細化晶粒。（3）振動結晶。振動，一方面提供了形核所需要的能量，另一方面可以使正在生長的晶體破斷，可增加更多的結晶核心，從而使晶粒細化。6. 根據Pb-Sn相圖，試分析：1)什么成分的合金適于壓力加工，什么

32、成分的合金適于鑄造?2)結合所學知識，用什么方法可以提高WSn<19%鉛合金的強度？1）壓力加工時，要求合金有良好的塑性變形能力，組織中不允許有過多的脆性第二相，所以要求鋁合金中合金元素含量較低，一般不超過極限固溶度的成分。對Al-Cu合金，常選用WCu=4%的合金。該成分合金加熱后可處于完全單相狀態，塑性好，適于壓力加工。鑄造合金要求其流動性好。合金的結晶溫度范圍愈寬，其流動性愈差。從相圖上看，共晶成分的流動性最好，所以一般來說共晶成分的合金具有優良的鑄造性能，適于鑄造。但考慮到其它多方面因素，一般選用WCu=10%的Al-Cu合金來進行鑄造。2）要提高合金的強度，可采用冷塑性變形的方

33、法。通過冷變形，產生加工硬化效應，從而提高合金的強度。7. 同樣形狀和大小的兩塊鐵碳合金，其中一塊是低碳鋼，一塊是白口鑄鐵。試問，用什么簡便方法可迅速將它們區分開來?由于它們含碳量不同，使它們具有不同的特性。最顯著的使硬度不同，前者硬度低，韌性好，后者硬度高，脆性大。若從這方面考慮，可以有多種簡便方法來將二者區分開來，如1）用鋼銼試銼，硬者為鑄鐵，易銼者應為低碳鋼；2）用榔頭敲砸，易破斷者為鑄鐵，砸不斷者為低碳鋼，等等。8. 試比較45(WC=0.45%)、T8(WC=0.8%)、T12(WC=1.2%)鋼的硬度、強度和塑性有何不同？由含碳量對碳鋼性能的影響可知，隨著鋼中碳含量的增加，鋼中的滲

34、碳體增多，硬度也隨之升高，基本上呈直線上升。在wc=0.77%以前，強度也是呈直線上升的。在wc=0.77%時，組織全為珠光體，強度最高；但在wc>0.77以后，隨碳量的繼續增加，組織中將會出現網狀滲碳體，致使強度很快下降；當wc2.11%后，組織中出現共晶萊氏體，強度將很低。而塑性是隨著碳量增加而單調下降的，在出現萊氏體后，塑性將幾乎降為零。所以，綜上所述，T12的硬度最高，45鋼的硬度最低；T12的塑性最差，45鋼塑性最好；T8鋼均居中，而T8鋼的強度最高。9. 試述孿生與滑移的異同，比較它們在塑性變形過程中的作用。答：滑移與孿生的相同點：兩者都是晶體塑性變形的基本方式，都是在切應力

35、作用下，沿著一定晶面、晶向發生的切變。變形前后，晶體結構類型不變。不同點：孿生使一部分晶體發生了均勻切變，而滑移只是集中在一些滑移面上。滑移時，晶體的已滑移與未滑移部分晶體位向相同，而孿生部分與基體位向不同，是具有特殊的鏡面對稱關系。孿生變形原子變形位移小于孿生方向原子間距，為其原子間距的分數倍；滑移變形時，原子移動的距離是滑移方向上原子間距的整數倍。與滑移類似，孿生要素也與晶體結構有關，但是同一結構的孿晶面、孿生方向可以與滑移面、滑移方向不同。孿生的臨界分切壓力比滑移的臨界分切應力大很多。孿生變形的應力-應變曲線與滑移不同，呈現出鋸齒狀的波動，主要是孿晶“形核”時，所需要的切應力大于孿晶界面

36、擴展的應力所致。一般情況下，先發生滑移，當滑移難以進行的時候，才發生孿生變形。孿生對于塑性變形的直接貢獻比滑移小得多，但是孿生改變了晶體位向，使硬位向的滑移系轉到軟位向，激發了晶體的進一步滑移。10. 試用多晶體塑性變形理論解釋，室溫下金屬的晶粒越細強度越高，塑性也就越好的現象。答：晶界是阻礙位錯運動的，而各晶粒位向不同，互相約束，也阻礙晶粒的變形。因此，金屬的晶粒愈細，其晶界總面積愈大，每個晶粒周圍不同取向的晶粒數便愈多，對塑性變形的抗力也愈大。因此，金屬的晶粒愈細強度愈高。 同時晶粒愈細，金屬單位體積中的晶粒數便越多，變形時同樣的變形量便可分散在更多的晶粒中發生，產生較均勻的變形，而不致造

37、成局部的應力集中和引起裂紋的過早產生和發展。因此，塑性、韌性也越好。 11. 回復和再結晶轉變的驅動力是什么？答：回復和再結晶的驅動力是金屬變形后未被釋放的儲存能。 其中回復階段所釋放的儲存能略占總變形能的10，再結晶階段所釋放的儲存能略占總變形能的90。 12. 請敘述冷塑性變形后的金屬材料在發生回復和再結晶過程中的缺陷和組織的變化。答：在回復階段，不發生大角度晶界的遷移，晶粒的形狀和大小與變形態的相同，仍保持纖維狀或扁平狀，從光學顯微組織上幾乎看不出變化。在再結晶階段，首先在畸變度大的區域產生新的無畸變晶粒的核心，然后逐漸消耗周圍的變形基體而長大，直到形變組織完全改組為新的、無畸變的細等軸

38、晶粒為止。13. 為什么鋼鐵零件滲碳溫度一般要選擇在-Fe相區中進行？若不在相區中進行會有什么結果?答：因-Fe中的最大碳溶解度（質量分數）只有0.0218%，大于碳質量分數大于0.0218%的鋼鐵，在滲碳時零件中的碳濃度梯度為零，滲碳無法進行，即使是純鐵，在相區滲碳時鐵中的濃度梯度很小，在表面也不能獲得高含碳層；由于溫度低，擴散系數也很小，滲碳過程極慢，沒有實際意義。-Fe中的碳溶解度高，滲碳時在表層可獲得較高的碳濃度梯度時滲碳順利進行。此外，-Fe區溫度高，加速了擴散過程。14. 簡述 Fe-Fe3C 相圖中三個基本反應：包晶反應,共晶反應及共析反應，寫出反應式，標出含碳量及溫度。答：共析

39、反應：冷卻到727時具有S點成分的奧氏體中同時析出具有P點成分的鐵素體和滲碳體的兩相混合物。0.8F0.02+Fe3C6.69包晶反應：冷卻到1495時具有B點成分的液相與具有H點成分的固相反應生成具有J點成分的固相A。 L0.5+0.10.16共晶反應：1148時具有C點成分的液體中同時結晶出具有E點成分的奧氏體和滲碳體的兩相混合物。 L4.32.14+ Fe3C6.69七、鐵碳合金相關分析題3繪制Fe-Fe3C相圖，描述wc =3.5%的鐵碳合金從液態冷卻至室溫的平衡結晶過程，并計算其室溫組織中的初晶奧氏體、萊氏體以及從初晶奧氏體中析出的二次滲碳體的重量百分數。（18分）答：Fe-Fe3C

40、相圖見下圖。圖1 Fe-Fe3C相圖圖2 wc =3.5%的鐵碳合金的冷卻曲線及轉變過程wc =3.5%的鐵碳合金為亞共晶白口鐵。wc =3.5%的鐵碳合金的冷卻曲線及轉變過程見圖2。在結晶過程中，在1-2點之間按勻晶轉變結晶出初晶奧氏體，奧氏體的成分沿JE線變化，而液相的成分沿BC線變化，當溫度降至2點時，液相成分達到共晶點C，于恒溫（1148）下發生共晶轉變，即LcE+Fe3C，形成萊氏體。當溫度冷卻至2-3點溫度區間時，從初晶奧氏體和共晶奧氏體中都析出二次滲碳體。隨著二次滲碳體的析出，奧氏體的成分沿著ES線不斷降低，當溫度達到3點（727）時，奧氏體的成分也到達了S點，與恒溫下發生共析轉

41、變，所有的奧氏體均轉變為珠光體。組織物的含量如下：5.畫出 Fe-Fe3C 相圖，指出圖中 S 、C 、E 、P、N 、G 及 GS 、SE 、PQ 、PSK 各點、線的意義，并標出各相區的相組成物和組織組成物。答: C：共晶點1148 4.30%C，在這一點上發生共晶轉變，反應式：，當冷到1148時具有C點成分的液體中同時結晶出具有E點成分的奧氏體和滲碳體的兩相混合物萊氏體E：碳在中的最大溶解度點1148 2.11%CG：同素異構轉變點（A3）912 0%CH：碳在中的最大溶解度為1495 0.09%CJ：包晶轉變點1495 0.17%C 在這一點上發生包晶轉變，反應式：當冷卻到1495時具

42、有B點成分的液相與具有H點成分的固相反應生成具有J點成分的固相A。N：同素異構轉變點（A4）1394 0%CP：碳在中的最大溶解度點 0.0218%C 727S：共析點727 0.77%C 在這一點上發生共析轉變，反應式：，當冷卻到727時從具有S點成分的奧氏體中同時析出具有P點成分的鐵素體和滲碳體的兩相混合物珠光體P（）ES線：碳在奧氏體中的溶解度曲線，又稱Acm溫度線，隨溫度的降低，碳在奧化體中的溶解度減少，多余的碳以形式析出，所以具有0.77%2.11%C的鋼冷卻到Acm線與PSK線之間時的組織，從A中析出的稱為二次滲碳體。GS線：不同含碳量的奧氏體冷卻時析出鐵素體的開始線稱A3線，GP

43、線則是鐵素體析出的終了線，所以GSP區的顯微組織是。PQ線：碳在鐵素體中的溶解度曲線，隨溫度的降低，碳在鐵素體中的溶解度減少，多余的碳以形式析出，從中析出的稱為三次滲碳體，由于鐵素體含碳很少，析出的很少，一般忽略，認為從727冷卻到室溫的顯微組織不變。PSK線：共析轉變線，在這條線上發生共析轉變，產物（P）珠光體，含碳量在0.026.69%的鐵碳合金冷卻到727時都有共析轉變發生。6.分析含碳量分別為 0.20% 、 0.60% 、 0.80% 、 1.0% 的鐵碳合金從液態緩冷至室溫時的結晶過程和室溫組織.答：0.80%C:在12點間合金按勻晶轉變結晶出A，在2點結晶結束，全部轉變為奧氏體。

44、冷到3點時（727），在恒溫下發生共析轉變，轉變結束時全部為珠光體P，珠光體中的滲碳體稱為共析滲碳體，當溫度繼續下降時，珠光體中鐵素體溶碳量減少，其成分沿固溶度線PQ變化，析出三次滲碳體，它常與共析滲碳體長在一起，彼此分不出，且數量少，可忽略。室溫時組織P。0.60% C：合金在12點間按勻晶轉變結晶出A，在2點結晶結束，全部轉變為奧氏體。冷到3點時開始析出F，3-4點A成分沿GS線變化，鐵素體成分沿GP線變化，當溫度到4點時，奧氏體的成分達到S點成分（含碳0.8%），便發生共析轉變，形成珠光體，此時，原先析出的鐵素體保持不變，稱為先共析鐵素體，其成分為0.02%C，所以共析轉變結束后，合金的

45、組織為先共析鐵素體和珠光體，當溫度繼續下降時，鐵素體的溶碳量沿PQ線變化，析出三次滲碳體，同樣量很少，可忽略。所以含碳0.40%的亞共析鋼的室溫組織為：F+P1.0% C：合金在12點間按勻晶轉變結晶出奧氏體，2點結晶結束，合金為單相奧氏體，冷卻到3點，開始從奧氏體中析出二次滲碳體，沿奧氏體的晶界析出，呈網狀分布，3-4間不斷析出，奧氏體成分沿ES線變化，當溫度到達4點（727）時，其含碳量降為0.77%，在恒溫下發生共析轉變，形成珠光體，此時先析出的保持不變，稱為先共析滲碳體，所以共析轉變結束時的組織為先共析二次滲碳體和珠光體，忽略。室溫組織為二次滲碳體和珠光體。材料科學基礎一. 填空題（2

46、2分）1. 對于小角度晶界結構而言，對稱側晶界由_一列平行的刃形位錯_構成，非對稱側晶界由_兩組柏氏矢量相互垂直的刃形位錯_構成，扭轉晶界由_螺型位錯_構成。2. 按原子排列情況和吻合程度分類，界面可分為_共個界面_、_非共格界面_、_半共格界面_和復雜半共格界面。3. 界面遷移與原子運動方向_相反_（相同/相反），速度方向_相同_（相同/相反）。4. 晶界能的來源有_彈性能_、_核心能_、_化學鍵能_。5. 熱力學穩定的液固界面微觀結構主要有_粗糙界面_和_光滑界面_。6. 純金屬及金屬凝固后得到的典型鑄錠組織由_表面細晶區_、_柱晶取_、_中心等軸晶區_三個區域構成。7. 晶體材料中質點擴散的微觀機制主要有_空位機制_、_間隙機制_及其他（亞間隙機制、環易位機制等），擴散系數D阿累尼烏斯公式可寫成_D=D0*e-Q/RT_，對于空位擴散機制，擴散活化能有_空位形成能_、_空位遷移能_對于間隙擴散機制，擴散活化能只包括_間隙原子的遷移能_。8. 從熱力學角度看，燒結的基本驅動力是_系統表面能、界面能的減少_，動力學上的表現為_各種復雜的船只過程_，燒結后宏觀上的表現為_坯體收縮、致密化與強度增大_，微觀上