大學《金屬與熱處理》(第二版)課后習題及答案解析

大學《金屬與熱處理》(第二版)課后習題及答案解析第一章1.作圖表示出立方晶系（123）、（0-1-2）、（421）等晶面和[-102]、[-211]、[346]等晶向3.某晶體的原子位于正方晶格的節(jié)點上，其晶格常數(shù)a=b≠c，c=2/3a。今有一晶面在X、Y、Z坐標軸上的截距分別是5個原子間距，2個原子間距和3個原子間距，求該晶面的晶面參數(shù)。解：設X方向的截距為5a，Y方向的截距為2a，則Z方向截距為3c=3X2a/3=2a，取截距的倒數(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故該晶面的晶面指數(shù)為（255）4.體心立方晶格的晶格常數(shù)為a，試求出（100）、（110）、（111）晶面的晶面間距，并指出面間距最大的晶面解：（100）面間距為a/2，（110）面間距為√2a/2，（111）面間距為√3a/3三個晶面晶面中面間距最大的晶面為（110）7.證明理想密排六方晶胞中的軸比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的3個位于晶胞內的原子相切，成正四面體，如圖所示則OD=c/2，AB=BC=CA=CD=a因△ABC是等邊三角形，所以有OC=2/3CE由于(BC)2=(CE)2+(BE)2則有(CD)2=(OC)2+(1/2c)2，即因此c/a=√8/3=1.6338.試證明面心立方晶格的八面體間隙半徑為r=0.414R解：面心立方八面體間隙半徑r=a/2-√2a/4=0.146a面心立方原子半徑R=√2a/4，則a=4R/√2，代入上式有R=0.146X4R/√2=0.414R9.a）設有一剛球模型，球的直徑不變，當由面心立方晶格轉變?yōu)轶w心立方晶格時，試計算其體積膨脹。b）經X射線測定，在912℃時γ-Fe的晶格常數(shù)為0.3633nm，α-Fe的晶格常數(shù)為0.2892nm，當由γ-Fe轉化為α-Fe時，求其體積膨脹，并與a）比較，說明其差別的原因。解：a）令面心立方晶格與體心立方晶格的體積及晶格常數(shù)分別為V面、V踢與a面、a體，鋼球的半徑為r，由晶體結構可知，對于面心晶胞有4r=√2a面，a面=2√2/2r，V面=（a面）3=（2√2r）3對于體心晶胞有4r=√3a體，a體=4√3/3r，V體=（a體）3=（4√3/3r）3則由面心立方晶胞轉變?yōu)轶w心立方晶胞的體積膨脹△V為△V=2×V體-V面=2.01r3B）按照晶格常數(shù)計算實際轉變體積膨脹△V實，有△V實=2△V體-V面=2x(0.2892)3-(0.3633)3=0.000425nm3實際體積膨脹小于理論體積膨脹的原因在于由γ-Fe轉化為α-Fe時,Fe原子的半徑發(fā)生了變化，原子半徑減小了。10.已知鐵和銅在室溫下的晶格常數(shù)分別為0.286nm和0.3607nm，求1cm3中鐵和銅的原子數(shù)。解：室溫下Fe為體心立方晶體結構，一個晶胞中含2個Fe原子，Cu為面心立方晶體結構，一個晶胞中含有4個Cu原子1cm3=1021nm3令1cm3中含F(xiàn)e的原子數(shù)為NFe，含Cu的原子數(shù)為NCu，室溫下一個Fe的晶胞題解為VFe，一個Cu晶胞的體積為VCu，則NFe=1021/VFe=1021/(0.286)3=3.5x1018NCu=1021/VCu=1021/(0.3607)3=2.8X101811.一個位錯環(huán)能不能各個部分都是螺型位錯或者刃型位錯，試說明之。解：不能，看混合型位錯13.試計算{110}晶面的原子密度和[111]晶向原子密度。解：以體心立方{110}晶面為例{110}晶面的面積S=ax√2a{110}晶面上計算面積S內的原子數(shù)N=2則{110}晶面的原子密度為ρ=N/S=√2a-2[111]晶向的原子密度ρ=2/√3a15.有一正方形位錯線，其柏式矢量如圖所示，試指出圖中各段線的性能，并指出任性位錯額外串排原子面所在的位置。DCbABAD、BC段為刃型位錯；DC、AB段為螺型位錯AD段額外半原子面垂直直面向里BC段額外半原子面垂直直面向外第二章1.證明均勻形核時，形成臨界晶粒的ΔGk與其體積V之間的關系為ΔGk=V/2△Gv證明：由均勻形核體系自由能的變化（1）可知，形成半徑為rk的球狀臨界晶粒，自由度變化為（2）對（2）進行微分處理，有(3)將（3）帶入（1），有（4）由于，即3V=rkS（5）將（5）帶入（4）中，則有2.如果臨界晶核是邊長為a的正方形，試求其△Gk和a的關系。為什么形成立方晶核的△Gk比球形晶核要大？3.為什么金屬結晶時一定要有過冷度，影響過冷度的因素是什么，固態(tài)金屬融化時是否會出現(xiàn)過熱，為什么？答：由熱力學可知，在某種條件下，結晶能否發(fā)生，取決于固相的自由度是否低于液相的自由度，即?G=GS-GL<0；只有當溫度低于理論結晶溫度Tm時，固態(tài)金屬的自由能才低于液態(tài)金屬的自由能，液態(tài)金屬才能自發(fā)地轉變?yōu)楣虘B(tài)金屬，因此金屬結晶時一定要有過冷度。影響過冷度的因素：影響過冷度的因素：1）金屬的本性，金屬不同，過冷度大小不同；2）金屬的純度，金屬的純度越高，過冷度越大；3）冷卻速度，冷卻速度越大，過冷度越大。固態(tài)金屬熔化時會出現(xiàn)過熱度。原因：由熱力學可知，在某種條件下，熔化能否發(fā)生，取決于液相自固態(tài)金屬熔化時會出現(xiàn)過熱度。原因：由度是否低于固相的自由度，即?G=GL-GS<0；只有當溫度高于理論結晶溫度Tm時，液態(tài)金屬的自由能才低于固態(tài)金屬的自由能，固態(tài)金屬才能自發(fā)轉變?yōu)橐簯B(tài)金屬，因此金屬熔化時一定要有過熱度。4.試比較均勻形核和非均勻形核的異同點。相同點：均勻形核與非均勻形核具有相同的臨界晶核半徑，非均勻形核的臨界形核功也等于三分之一.不同點：非均勻形核要克服的位壘比均勻形核的小得多，在相變的形核過程通常都是非均勻形核優(yōu)先進行。核心總是傾向于以使其總的表面能和應變能最小的方式形成，因而析出物的形狀是總應變能和總表面能綜合影響的結果。5.說明晶體成長形狀與溫度梯度的關系（1）、在正的溫度梯度下生長的界面形態(tài)：光滑界面結晶的晶體，若無其它因素干擾，大多可以成長為以密排晶面為表面的晶體，具有規(guī)則的幾何外形。粗糙界面結構的晶體，在正的溫度梯度下成長時，其界面為平行于熔點等溫面的平直界面，與散熱方向垂直，從而使之具有平面狀的長大形態(tài)，可將這種長大方式叫做平面長大方式。（2）、在負的溫度梯度下生長的界面形態(tài)粗糙界面的晶體在負的溫度梯度下生長成樹枝晶體。主干叫一次晶軸或一次晶枝。其它的叫二次晶或三次晶。對于光滑界面的物質在負的溫度梯度下長大時，如果杰克遜因子α不太大時可能生長為樹枝晶，如果杰克遜因子α很大時，即使在負的溫度梯度下，仍有可能形成規(guī)則形狀的晶體。6.簡述三晶區(qū)形成的原因及每個晶區(qū)的性能特點形成原因：1）表層細晶區(qū)：低溫模壁強烈地吸熱和散熱，使靠近模壁的薄層液體產生極大地過冷，形成原因形成原模壁又可作為非均勻形核的基底，在此一薄層液體中立即產生大量的晶核，并同時向各個方向生長。晶核數(shù)目多，晶核很快彼此相遇，不能繼續(xù)生長，在靠近模壁處形成薄層很細的等軸晶粒區(qū)。2）柱狀晶區(qū)：模壁溫度升高導致溫度梯度變得平緩；過冷度小，不能生成新晶核，但利于細晶區(qū)靠近液相的某些小晶粒長大；遠離界面的液態(tài)金屬過熱，不能形核；垂直于模壁方向散熱最快，晶體擇優(yōu)生長。3）中心等軸晶區(qū)：柱狀晶長到一定程度后，鑄錠中部開始形核長大---中部液體溫度大致是均勻的，每個晶粒的成長在各方向上接近一致，形成等軸晶。性能特點：1）表層細晶區(qū)：組織致密，力學性能好；2）柱狀晶區(qū)：組織較致密，存在弱面，力學性能有方向性；3）中心等軸晶區(qū)：各晶粒枝杈搭接牢固，無弱面，力學性能無方向性。7.為了得到發(fā)達的柱狀晶區(qū)應采用什么措施，為了得到發(fā)達的等軸晶區(qū)應采取什么措施？其基本原理如何？答：為了得到發(fā)達的柱狀晶區(qū)應采取的措施：1）控制鑄型的冷卻能力，采用導熱性好與熱容量大的鑄型為了得到發(fā)達的柱狀晶區(qū)應采取的措施：材料，增大鑄型的厚度，降低鑄型的溫度。2）提高澆注溫度或澆注速度。3）提高熔化溫度?；驹恚夯驹恚?）鑄型冷卻能力越大，越有利于柱狀晶的生長。2）提高澆注溫度或澆注速度，使溫度梯度增大，有利于柱狀晶的生長。3）熔化溫度越高，液態(tài)金屬的過熱度越大，非金屬夾雜物溶解得越多，非均勻形核數(shù)目越少，減少了柱狀晶前沿液體中的形核的可能，有利于柱狀晶的生長。為了得到發(fā)達的等軸晶區(qū)應采取的措施：為了得到發(fā)達的等軸晶區(qū)應采取的措施：1）控制鑄型的冷卻能力，采用導熱性差與熱容量小的鑄型材等軸晶區(qū)應采取的措施料，增大鑄型的厚度，提高鑄型的溫度。2）降低澆注溫度或澆注速度。3）降低熔化溫度?；驹恚夯驹恚?）鑄型冷卻能力越小，越有利于中心等軸晶的生長。2）降低澆注溫度或澆注速度，使溫度梯度減小，有利于等軸晶的生長。3）熔化溫度越低，液態(tài)金屬的過熱度越小，非金屬夾雜物溶解得越少，非均勻形核數(shù)目越多，增加了柱狀晶前沿液體中的形核的可能，有利于等軸晶的生長。第三章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？純金屬凝固時，要獲得樹枝狀晶體，必需在負的溫度梯度下；在正的溫度梯度下，只能以平面狀長大。而固溶體實際凝固時，往往會產生成分過冷，當成分過冷區(qū)足夠大時，固溶體就會以樹枝狀長大。2.何謂合金平衡相圖，相圖能給出任一條件下的合金顯微組織嗎？合金平衡相圖是研究合金的工具，是研究合金中成分、溫度、組織和性能之間關系的理論基礎，也是制定各種熱加工工藝的依據(jù)。其中二元合金相圖表示二元合金相圖表示在平衡狀態(tài)下，合金的組成相或組織狀態(tài)與溫度、成分、壓力之間關系的簡明圖解。平衡狀態(tài)：合金的成分、質量份數(shù)不再隨時間而變化的一種狀態(tài)。合金的極緩慢冷卻可近似認為是平衡狀態(tài)。三元合金相圖是指獨立組分數(shù)為3的體系，該體系最多可能有四個自由度，即溫度、壓力和兩個濃度項，用三維空間的立體模型已不足以表示這種相圖。若維持壓力不變，則自由度最多等于3，其相圖可用立體模型表示。若壓力、溫度同時固定，則自由度最多為2，可用平面圖來表示。通常在平面圖上用等邊三角形(有時也有用直角坐標表示的)來表示各組分的濃度。不能，相圖只能給出合金在平衡條件下存在的合金顯微組織4.何謂成分過冷？成分過冷對固溶體結晶時晶體長大方式和鑄錠組織有何影響？在固溶體合金凝固時，在正的溫度梯度下，由于固液界面前沿液相中的成分有所差別，導致固液界面前沿的熔體的溫度低于實際液相線溫度，從而產生的過冷稱為成分過冷。這種過冷完全是由于界面前沿液相中的成分差別所引起的。溫度梯度增大，成分過冷減小。成分過冷必須具備兩個條件：第一是固~液界面前沿溶質的富集而引起成分再分配；第二是固~液界面前方液相的實際溫度分布，或溫度分布梯度必須達到一定的值。對合金而言，其凝固過程同時伴隨著溶質再分配，液體的成分始終處于變化當中，液體中的溶質成分的重新分配改變了相應的固液平衡溫度，這種關系有合金的平衡相圖所規(guī)定。利用“成分過冷”判斷合金微觀的生長過程。第四章1.分析分析ωc=0.2%,wc=0.6%,wc=1.2%的鐵碳合金從液態(tài)平衡冷卻到室溫的轉變過程。ωc=0.2%:L---L+δ---δ→γ(1495度)---γ+L---γ----α+γ----γ→α(727度)---α+Fe3C;(γ=A,α=F;下同)ωc=0.6%:L---γ+L---γ----α+γ----γ→α(727度)---α+Fe3C;ωc=1.2%:L---γ+L---γ----Fe3C+γ----γ→α(727度)---α+Fe3C;室溫下相組成物的相對含量:ωc=0.2%，滲碳體相對含量=(0.2-0.02)/6.67%,余量鐵素體ωc=0.6%，滲碳體相對含量=(0.6-0.02)/6.67%,余量鐵素體ωc=1.2%滲碳體相對含量=(1.2-0.02)/6.67%,余量鐵素體室溫下組織組成物的相對含量:ωc=0.2%，珠光體相對含量=(0.2-0.02)/0.77%,余量鐵素體ωc=0.6%，珠光體相對含量=(0.6-0.02)/0.77%,余量鐵素體ωc=1.2%,滲碳體相對含量=(1.2-0.77)/6.67%,余量珠光體2.分析ωc=3.5%、ωc=4.7%的鐵碳合金從液態(tài)到室溫的平衡結晶過程，畫出冷卻曲線和組織轉變示意圖，并計算室溫下的組織組成物和相組成物。解：下圖表示ωc=3.5%%的鐵碳合金從液態(tài)到室溫的平衡結晶過程：下圖表示ωc=4.7%的鐵碳合金從液態(tài)到室溫的平衡結晶過程：3.計算鐵碳合金中二次滲碳體和三次滲碳體最大可能含量。答：鐵碳合金中二次滲碳體即Fe3CⅡ的最大可能含量產生在2.11%C的鐵碳合金中，因此（Fe3CⅡ）max=（2.11-0.77）/（6.69-0.77）x100%=22.64%三次滲碳體即Fe3CⅢ的可能最大含量在0.0218%C的鐵碳合金中，因此（Fe3CⅢ）max（0.0218-0.006）/（6.69-0.006）x100%=0.24%4.分別計算萊氏體中共晶滲碳體、二次滲碳體、共析滲碳體的含量。解：在萊氏體中，F(xiàn)e3C共晶%=（4.3-2.11）/（6.69-2.11）*100%=47.8%Fe3CⅡ%=[（6.69-4.3）/（6.69-2.11）]*[（2.11-0.77）/（6.69-0.77）]*100%=11.8%Fe3C共析%=[（6.69-4.3）/（6.69-2.11）-11.8%]*[（0.77-0.0218）/（6.69-0.0218）]*100%=4.53%5.為了區(qū)分兩種弄混的鋼，工人分別將A、B兩塊碳素鋼試樣加熱至850℃保溫后緩冷，金相組織分別為：A試樣的先共析鐵素體面積為41.6%，珠光體面積為58.4%；B試樣的二次滲碳體面積為7.3%，珠光體面積為92.7%；設鐵素體和滲碳體的密度相同,鐵素體的含碳量為零，求A、B兩種碳素鋼的含碳量。解：這兩個試樣處理后都是得到的平衡態(tài)組織，首先判斷A試樣為亞共析鋼，根據(jù)相圖杠桿原理列出方程如下：(0.77-X)/(0.77-0.0218)=41.6%

這樣得到X=45.0%，大概是45鋼的成分范圍。同理B試樣為過共析鋼(6.69-X)/(6.69-0.77)=92.7%；X=1.2%，大概是T12鋼的范圍，當然相應地還可以利用杠桿的另外一端來求了。6.利用Fe-FeC3相圖說明鐵碳合金的成分、組織和性能的關系。從相組成物的情況來看，鐵碳合金在室溫下的平衡組織均由鐵素體和滲碳體組成，當碳質量分數(shù)為零時，合金全部由鐵素體所組成，隨著碳質量分數(shù)的增加，鐵素體的量呈直線下降，到wc為6.69%時降為零，相反滲碳體則由零增至100%。碳質量分數(shù)的變化不僅引起鐵素體和滲碳體相對量的變化，而且兩相相互組合的形態(tài)即合金的組織也將發(fā)生變化，這是由于成分的變化引起不同性質的結晶過程，從而使相發(fā)生變化的結果，由圖3-35可見，隨碳質量分數(shù)的增加，鐵碳合金的組織變化順序為：F→F+Fe3CⅢ→F+P→P→P+Fe3CⅡ→P+Fe3CⅡ+Le→Le→Le+Fe3CⅠwc<0.0218%時的合金組織全部為鐵素體，wc=0.77%時全部為珠光體，wc=4.3%時全部為萊氏體，wc=6.69%時全部為滲碳體，在上述碳質量分數(shù)之間則為組織組成物的混合物；而且，同一種組成相，由于生成條件不同，雖然相的本質未變，但其形態(tài)會有很大的差異。如滲碳體，當wc<0.0218%時，三次滲碳體從鐵素體中析出，沿晶界呈小片狀分布；經共析反應生成的共析滲碳體與鐵素體呈交替層片狀分布；從奧氏體中析出的二次滲體則以網(wǎng)狀分布于奧氏體的晶界；共晶滲碳體與奧氏體相關形成，在萊氏體中為連續(xù)的基體，比較粗大，有時呈魚骨狀；從液相中直接析出的一次滲碳體呈規(guī)則的長條狀?？梢?，成分的變化，不僅引起相的相對量的變化，而且引起組織的變化，從而對鐵碳合金的性能產生很大的影響。1)切削加工性能鋼中碳質量分數(shù)對切削加工性能有一定的影響。低碳鋼的平衡結晶組織中鐵素體較多，塑性、韌性很好，切削加工時產生的切削熱較大，容易黏刀，而且切屑不易折斷，影響表面粗糙度，因此，切削加工性能不好；高碳鋼中滲碳體較多，硬度較高，嚴重磨損刀具，切削性能也不好；中碳鋼中鐵素體與滲碳體的比例適當，硬度與塑性也比較適中，切削加工性能較好。一般說來，鋼的硬度在170～250HBW時切削加工性能較好。2)壓力加工性能金屬壓力加工性能的好壞主要與金屬的鍛造性有關。金屬的鍛造性是指金屬在壓力加工時能改變形狀而不產生裂紋的性能。鋼的鍛造性主要與碳質量分數(shù)及組織有關，低碳鋼的鍛造性較好，隨著碳質量分數(shù)的增加，鍛造性逐漸變差。由于奧氏體具有良好的塑性，易于塑性變形，鋼加熱到高溫獲得單相奧氏體組織時可具有良好的鍛造性。白口鑄鐵無論在低溫或高溫，其組織都是以硬而脆的滲碳體為基體，鍛造性很差，不允許進行壓力加工。3)鑄造性能隨著碳質量分數(shù)的增加，鋼的結晶溫度間隔增大，先結晶形成的樹枝晶阻礙未結晶液體的流動，流動性變差。鑄鐵的流動性要好于鋼，隨碳質量分數(shù)的增加，亞共晶白口鐵的結晶溫度間隔縮小，流動性隨之提高；過共晶白口鐵的流動性則隨之降低；共晶白口鐵的結晶溫度最低，又是在恒溫下結晶，流動性最好。碳質量分數(shù)對鋼的收縮性也有影響，一般說來，當澆注溫度一定時，隨著碳質量分數(shù)的增加，鋼液溫度與液相線溫度差增加，液態(tài)收縮增大；同時，碳質量分數(shù)增加，鋼的凝固溫度范圍變寬，凝固收縮增大，出現(xiàn)縮孔等鑄造缺陷的傾向增大。此外，鋼在結晶時的成分偏析也隨碳質量分數(shù)的增加而增大。

7.Fe-FeC3相圖有哪些應用，又有哪些局限性答：鐵—滲碳體相圖的應用：1）在鋼鐵選材方法的應用；2）在鑄造工藝方法的應用；3）在熱鍛、熱軋、熱鍛工藝方法的應用；4）在熱處理工藝方法的應用。滲碳體相圖的局限性：1）只反映平衡相,而非組織；2）只反映鐵二元合金中相的平衡；3）不能用來分析非平衡條件下的問題第五章1.試在A、B、C成分三角形中，標出注下列合金的位置：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和B組元的質量比為1:4；6）ωA=30%，A和B組元的質量比為2:3；解：6）設合金含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%）合金的位置，然后將5kgP合金、5kgQ合金和10kgN合金熔合在一起，試問新合金的成分如何？解：設新合金的成分為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，新合金的成分為：ω新A=40.0%、ω新B=22.5%、ω新C=37.5%。第六章1.屈服載荷/N620252184148174273525φ角/（°）8372.56248.530.51765λ角/（°）25.5263466374.882.5τk8.688×1052.132×1062.922×1063.633×1063.088×106cosλcosφ0.1100.2700.3700.4600.391-0.2620.130計算方法τk=σs·cosλcosφ=F/Acosλcosφ4.試用多晶體的塑性變形過程說明金屬晶粒越細強度越高、塑性越好的原因是什么？答：由Hall-Petch公式可知，屈服強度σs與晶粒直徑平方根的倒數(shù)dv2呈線性關系。在多晶體中，滑移能否從先塑性變形的晶粒轉移到相鄰晶粒主要取決于在已滑移晶粒晶界附近的位錯塞積群所產生的應力集中能否激發(fā)相鄰晶?；葡抵械奈诲e源，使其開動起來，從而進行協(xié)調性的多滑移。由τ=nτ0知，塞積位錯數(shù)目n越大，應力集中τ越大。位錯數(shù)目n與引起塞積的晶界到位錯源的距離成正比。晶粒越大，應力集中越大，晶粒小，應力集中小，在同樣外加應力下，小晶粒需要在較大的外加應力下才能使相鄰晶粒發(fā)生塑性變形。在同樣變形量下，晶粒細小，變形能分散在更多晶粒內進行，晶粒內部和晶界附近應變度相差較小，引起的應力集中減小，材料在斷裂前能承受較大變形量，故具有較大的延伸率和斷面收縮率。另外，晶粒細小，晶界就曲折，不利于裂紋傳播，在斷裂過程中可吸收更多能量，表現(xiàn)出較高的韌性。6.滑移和孿生有何區(qū)別，試比較它們在塑性變形過程的作用。答：區(qū)別：1）滑移：一部分晶體沿滑移面相對于另一部分晶體作切變，切變時原子移動的距離是滑移方向原區(qū)別：區(qū)別子間距的整數(shù)倍；孿生：一部分晶體沿孿生面相對于另一部分晶體作切變，切變時原子移動的距離不是孿生方向原子間距的整數(shù)倍；2）滑移：滑移面兩邊晶體的位向不變；孿生：孿生面兩邊的晶體的位向不同，成鏡面對稱；3）滑移：滑移所造成的臺階經拋光后，即使再浸蝕也不會重現(xiàn)；孿生：由于孿生改變了晶體取向，因此孿生經拋光和浸蝕后仍能重現(xiàn)；4）滑移：滑移是一種不均勻的切變，它只集中在某些晶面上大量的進行，而各滑移帶之間的晶體并未發(fā)生滑移；孿生：孿生是一種均勻的切變，即在切變區(qū)內與孿生面平行的每一層原子面均相對于其毗鄰晶面沿孿生方向位移了一定的距離。作用：晶體塑性變形過程主要依靠滑移機制來完成的；孿生對塑性變形的貢獻比滑移小得多，但孿生改變了部分晶體的空間取向，使原來處于不利取向的滑移系轉變?yōu)樾碌挠欣∠?，激發(fā)晶體滑移。7.試述金屬塑性變形后組織結構與性能之間的關系，闡明加工硬化在機械零構件生產和服役過程中的重要試述金屬塑性變形后組織結構與性能之間的關系，意義。答：關系：隨著塑性變形程度的增加，位錯密度不斷增大，位錯運動阻力增加，金屬的強度、硬度增加，而關系：關系塑性、韌性下降。重要意義：1）提高金屬材料的強度；2）是某些工件或半成品能夠加工成形的重要因素；3）提高零件或構件在使用過程中的安全性。8.金屬材料經塑性變形后為什么會保留殘留內應力？研究這部分殘留內應力有什么實際意義？金屬材料經塑性變形后為什么會保留殘留內應力？研究這部分殘留內應力有什么實際意義？答：殘余內應力存在的原因1）塑性變形使金屬工件或材料各部分的變形不均勻，導致宏觀變形不均勻；2）塑性變形使晶?；騺喚ЯＷ冃尾痪鶆?，導致微觀內應力；3）塑性變形使金屬內部產生大量的位錯或空位，使點陣中的一部分原子偏離其平衡位置，導致點陣畸變內應力。實際意義：可以控制材料或工件的變形、開裂、應力腐蝕；可以利用殘留應力提高工件的使用壽命。9.何謂脆性斷裂和塑性斷裂，若在材料中存在裂紋時，試述裂紋對脆性材料和塑性材料斷裂過程中的影響。答：塑性斷裂又稱為延性斷裂，斷裂前發(fā)生大量的宏觀塑性變形，斷裂時承受的工程應力大于材料的屈服強度。在塑性和韌性好的金屬中，通常以穿晶方式發(fā)生塑性斷裂，在斷口附近會觀察到大齡的塑性變形痕跡，如縮頸。金屬脆性斷裂過程中，極少或沒有宏觀塑性變形，但在局部區(qū)域任然存在著一定的微觀塑性變形。斷裂時承受的工程應力通常不超過材料的屈服強度，甚至低于按宏觀強度理論確定的許用應力，因此又稱為低應力斷裂。在塑性材料中，斷裂是胃口形成、擴大和連接的過程，在打的應力作用下，基體金屬產生塑性變形后，在基體和非金屬夾雜物、析出相粒子周圍產生應力集中，使界面拉開，或使異相顆粒折斷形成微孔。微孔擴大和鏈接也是基體金屬塑性變形的結果。當微孔擴大到一定的程度，相鄰微孔見的金屬產生較大的塑性變形后就發(fā)生微觀塑性失穩(wěn)，就像宏觀實驗產生縮頸一樣，此時微孔將迅速擴大，直至細縮成一線，最后由于金屬與金屬件的連線太少，不足以承載而發(fā)生斷裂。脆性材料中，由于斷裂前既無宏觀塑性變形，又無其他預兆，并且一旦開裂后，裂紋擴展迅速，造成整體斷裂或河大的裂口，有時還產生很多碎片，容易導致嚴重事故。10.何謂斷裂韌度，它在機械設計中有何作用？答：在彈塑性條件下，當應力場強度因子增大到某一臨界值，裂紋便失穩(wěn)擴展而導致材料斷裂，這個臨界或失穩(wěn)擴展的應力場強度因子即斷裂韌度。它反映了材料抵抗裂紋失穩(wěn)擴展即抵抗脆斷的能力，是材料的力學性能指標。第七章1.用冷拔銅絲制成導線，冷拔之后應如何處理，為什么？答：冷拔之后應該進行退火處理。因為冷拔是在再結晶溫度以下進行加工，因此會引起加工硬化，所以要通過回復再結晶，使金屬的強度和硬度下降，提高其塑性。2.一塊厚純金屬板經冷彎并再結晶退火后，試畫出界面上的顯微組織示意圖。3.已知W、Fe、Cu的熔點分別為3399℃、1538℃和1083℃，試估算其再結晶溫度。解：T再=σTm，其中σ=0.35~0.4，取σ=0.4，則W、Fe、Cu的再結晶溫度分別為3399℃×0.4=1359.6℃、1538℃×0.4=615.2℃和1083℃×0.4=433.2℃4.說明以下概念的本質區(qū)別：1）一次再結晶和二次再結晶；2）再結晶時晶核長大和再結晶后晶粒長大。解：1）再結晶：當退火溫度足夠高、時間足夠長時，在變形金屬或合金的顯微組織中，產生無應變的新晶粒──再結晶核心。新晶粒不斷長大，直至原來的變形組織完全消失,金屬或合金的性能也發(fā)生顯著變化,這一過程稱為再結晶。過程的驅動力也是來自殘存的形變貯能。與金屬中的固態(tài)相變類似，再結晶也有轉變孕育期，但再結晶前后，金屬的點陣類型無變化。再結晶完成后，正常的晶粒應是均勻的、連續(xù)的。但在某些情況下，晶粒的長大只是少數(shù)晶粒突發(fā)性地、迅速地粗化，使晶粒之間的尺寸差別越來越大。這種不正常的晶粒長大稱為晶粒的反常長大。這種晶粒的不均勻長大就好像在再結晶后均勻細小的等軸晶粒中又重新發(fā)生了再結晶，所以稱為二次再結晶。其發(fā)生的基本條件是正常晶粒長大過程被分散相粒子、織構或表面熱蝕等所強烈阻礙，當一次再結晶組織被繼續(xù)加熱時，上述阻礙因素一旦被消除，少數(shù)特殊晶界將迅速遷移，導致少數(shù)晶粒變大，而大晶粒界面通常是凹向外側的，因此在晶界能的驅動下，大晶粒將繼續(xù)長大，直至相互接觸形成二次再結晶組織。二次再結晶為非形核過程，不產生新晶核，而是以一次再結晶后的某些特殊晶粒作為基礎而長大的。5.分析回復和再結晶階段空位與位錯的變化及其對性能的影響。答：回復可分為低溫回復，中溫回復以及高溫回復。低溫回復階段主要是空位濃度明顯降低。原因：低溫回復階段主要是空位濃度明顯降低。中溫回復階段由于位錯運動會導致異號位錯合并而相互抵消，此階段由于位錯運動會導致異號位錯合并而相互抵消，位錯密度有所降低，但降幅不大。所以力學性能只有很少恢復。密度有所降低，但降幅不大。所以力學性能只有很少恢復。高溫回復的主要機制為多邊化。多邊化由于同號刃型位錯的塞積而導致晶體點陣彎曲，由于同號刃型位錯塞積而導致晶體點陣彎曲，在退火過程中通過刃型位錯的攀移和滑移，通過刃型位錯的攀移和滑移，使同號刃型位錯沿垂直于滑移面的方向排列成小角度的亞晶界。此過程稱為多邊（形）化。多晶體金屬塑性變形時，多晶體金屬塑性變形時，金屬塑性變形時滑移通常是在許多互相交截的滑移面上進行，截的滑移面上進行，產生由纏結位錯構成的胞狀組織。因此，多邊化后不僅所形成的亞晶粒小得多，而且許多亞晶界是由位錯網(wǎng)組成的。對性能影響：去除殘余應力，使冷變形的金屬件在基本保持應變硬化狀態(tài)的條件下，降低其內應力，以免變形或開裂，保持應變硬化狀態(tài)的條件下，降低其內應力，以免變形或開裂，并改善工件的耐蝕性。并改善工件的耐蝕性。再結晶是一種形核和長大的過程，靠原子的擴散進行。冷變形金屬加熱時組織與性能最顯著的變化就是在再結晶階段發(fā)生的。特點：1）、組織發(fā)生變化，由冷變形的伸長晶粒變?yōu)樾碌牡容S晶粒；2）、力學性能發(fā)生急劇變化，強度、硬度急劇下降，應變硬化全部消除，恢復到變形前的狀態(tài)3）、變形儲能在再結晶過程中全部釋放。三類應力（點陣畸變）、變形儲能在再結晶過程中全部釋放。對性能影響：強度迅速下降，強度迅速下降，塑性迅速升高。冷變形金屬在加熱過程中性能隨溫度升高而變化，冷變形金屬在加熱過程中性能隨溫度升高而變化，在再結晶階段發(fā)生突變。6.何謂臨界變形度，在工業(yè)生產中有何意義。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粗大的經歷對金屬的力學性能十分不利，故在壓力加工時，應當避免在臨界變形程度范圍內進行加工，一面再結晶后產生粗晶。此外，在鍛造零件時，如鍛造工藝或鍛模設計不當，局部區(qū)域的變形量可能在臨界變形度范圍內，則退貨后造成局部粗晶區(qū)，時零件在這些部位遭到破壞。7.一塊純錫板被槍彈擊穿，經再結晶退火后，大孔周圍的晶粒大小有何特征，并說明原因。答：晶粒異常長大，因為受子彈擊穿后，大孔周圍產生了較大的變形度，由于變形度對再結晶晶粒大小有著重大影響，而且在受擊穿空洞的周圍其變形度呈現(xiàn)梯度變化，因此當變形度達到某一數(shù)值的時候，就會得到特別粗大的晶粒了。10.金屬材料在熱加工時為了獲得較小的晶粒組織，應該注意什么問題？答：應該注意其變形度避開金屬材料的臨界變形度；提高再結晶退火溫度；盡量使原始晶粒尺寸較細；一般采用含有較多合金元素或雜志的金屬材料，這樣不僅增加變形金屬的儲存能，還能阻礙晶界的運動，從而起到細化晶粒的作用。11.為了獲得較小的晶粒組織，應該根據(jù)什么原則制定塑性變形以及退火工藝？答：在熱軋或鍛造過程中：在熱軋或鍛造過程中：1)控制變形度；控制變形度；控制變形度2)控制熱軋或鍛造溫度。控制熱軋或鍛造溫度。控制熱軋或鍛造溫度細化晶粒方法在熱處理過程中：控制加熱和冷卻工藝參數(shù),控制加熱和冷卻工藝參數(shù)利用相變重結晶來細化晶粒。重結晶來細化晶粒。對冷變形后退火態(tài)使用的合金：1)控制變形度；控制變形度；控制變形度2)控制再結晶退火溫度和時間。控制再結晶退火溫度和時間。控制再結晶退火溫度和時間第八章1.何謂擴散，固態(tài)擴散有哪些種類？答：擴散是物質中原子（或分子）的遷移現(xiàn)象，是物質傳輸?shù)囊环N方式。固態(tài)擴散根據(jù)擴散過程是否發(fā)生濃度變化可以分為自擴散和異擴散；根據(jù)擴散是否與濃度梯度的方向相同可分為上坡擴散和下坡擴散；根據(jù)擴散過程是否出現(xiàn)新相可分為原子擴散和反應擴散。2.何謂上坡擴散和下坡擴散?試舉幾個實例說明之。上坡擴散是沿著濃度升高的方向進行擴散，即由低濃度向高濃度方向擴散，使?jié)舛劝l(fā)生兩級分化。例如奧氏體向珠光體轉變的過程中，碳原子由濃度較低的奧氏體向濃度較高的滲碳體擴散，就是上坡擴散。下坡擴散就是沿著濃度降低的方向進行的擴散，使?jié)舛融呌诰鶆蚧玷T件的均勻化退火、滲碳等過程都是下坡擴散。3.擴散系數(shù)的物理意義是什么?影響因素有哪些？擴散系數(shù)D=D0e(-Q/RT)，其物理意義相當于濃度梯度為1時的擴散通量，D的值越大，則擴散越快。影響因素：4.固態(tài)金屬中要發(fā)生擴散必須滿足哪些條件。固態(tài)金屬要發(fā)生擴散，必須滿足：1）擴散要有驅動力2）擴散原子要固溶3）溫度要足夠高4）時間要足夠長5.鑄造合金均勻化退火前的冷塑性變形對均勻化過程有何影響?是加速還是減緩?為什么。塑性變形有細化晶粒的作用，使均勻擴散原子遷移的距離縮短，所以應該是加速，因為1）內能提高；2）粗大的枝晶被打碎，擴散距離縮短，擴散過程加快。.6.已知銅在鋁中的擴散常數(shù)D0＝0.84×10-5m2／s，Q＝136×103J／mol，試計算在477℃和497℃時銅在鋁中的擴散系數(shù)。解：由擴散系數(shù)D=D0e(-Q/RT)及已知條件D0＝0.84×10-5m2／s，Q＝136×103J／mol帶入到擴散系數(shù)公式中，可得D1=D0e(-Q/RT)=0.84×10-5×e-136×10^3/[8.31×(477+273)]=2.8022×

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-15m2／sD2=D0e(-Q/RT)=0.84×10-5×e-136×10^3/[8.31×(497+273)]=4.9391

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-15m2／s故在477℃和497℃時銅在鋁中的擴散系數(shù)分別為2.8022×

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-15m2／s和4.9391

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-15m2／s。8.可否用鉛代替鉛錫合金作對鐵進行釬焊的材料，試分析說明之。答：不能，因為錫在鐵中的擴散速度要比鉛快得多，因此用鉛錫合金作為釬焊材料，有助于保證焊接接頭的強度，若用鉛代替，則鉛在鐵中的擴散速率較低，異擴散速度較慢，因此將使焊接接頭性能大大降低。10.滲碳是將零件置于滲碳介質中使碳原子進入工件表面，然后以下坡擴散的方式使碳原子從表層向內部擴散的熱處理方法。試問：(1)溫度高低對滲碳速度有何影響?(2)滲碳應當在r-Fe中進行還是應當在α-Fe中進行?(3)空位密度、位錯密度和晶粒大小對滲碳速度有何影響？答：1）溫度高時滲碳速度加快。溫度是影響擴散系數(shù)的最主要因素。隨著溫度的升高，擴散系數(shù)急劇增大。這是由于溫度越高，則原子的振動能越大，因此借助于能量起伏而越過勢壘進行遷移的原子幾率越大。此外，溫度升高，金屬內部的空位濃度提高，這也有利于擴散。2）應當在γ-Fe中進行。盡管碳原子在α-Fe中的擴散系數(shù)比在γ-Fe中的大，可是滲碳溫度仍選在奧氏體區(qū)域。其原因一方面是由于奧氏體的溶碳能力遠比鐵素體大，可以獲得較大的滲層深度；另一方面是考慮到溫度的影響，溫度提高，擴散系數(shù)也將大大增加。3）在位錯、空位等缺陷處的原子比完整晶格處的原子擴散容易得多。原子沿晶界擴散比晶內快。因此，空位密度、位錯密度越大，晶粒越小，則滲碳速度越快。只靠信念雖然可以做出奇跡，但這只是表面。意志，不錯，意志越堅強，工作越能完成。有志者，事竟成，破釜沉舟，百二秦關終屬楚；苦心人，天不負，臥薪嘗膽，三千越甲可吞吳。 蒲松齡朝為田舍郎，暮登天子堂。將相本無種，男兒當自強。 《神童詩》自小多才學，平生志氣高。別人懷寶劍，我有筆和刀。 《神童詩》身如逆流船，心比鐵石堅。望父全兒志，至死不怕難。 （明）李時珍天下無難事，有志者成之；天下無易事，有恒者得之。 書摘金屬學與熱處理總結一、金屬的晶體結構重點內容：面心立方、體心立方金屬晶體結構的配位數(shù)、致密度、原子半徑，八面體、四面體間隙個數(shù)；晶向指數(shù)、晶面指數(shù)的標定；柏氏矢量具的特性、晶界具的特性?；緝热荩好芘帕浇饘倬w結構的配位數(shù)、致密度、原子半徑，密排面上原子的堆垛順序、晶胞、晶格、金屬鍵的概念。晶體的特征、晶體中的空間點陣。晶格類型 晶胞中的原子數(shù) 原子半徑 配位數(shù) 致密度體心立方 2 8 68%面心立方 4 12 74%密排六方 6 12 74%晶格類型 fcc(A1) bcc(A2) hcp(A3)間隙類型 正四面體 正八面體 四面體 扁八面體 四面體 正八面體間隙個數(shù) 8 4 12 6 12 6原子半徑rA 間隙半徑rB 晶胞：在晶格中選取一個能夠完全反映晶格特征的最小的幾何單元，用來分析原子排列的規(guī)律性，這個最小的幾何單元稱為晶胞。金屬鍵：失去外層價電子的正離子與彌漫其間的自由電子的靜電作用而結合起來，這種結合方式稱為金屬鍵。位錯：晶體中原子的排列在一定范圍內發(fā)生有規(guī)律錯動的一種特殊結構組態(tài)。位錯的柏氏矢量具有的一些特性：①用位錯的柏氏矢量可以判斷位錯的類型；②柏氏矢量的守恒性，即柏氏矢量與回路起點及回路途徑無關；③位錯的柏氏矢量個部分均相同。刃型位錯的柏氏矢量與位錯線垂直；螺型平行；混合型呈任意角度。晶界具有的一些特性：①晶界的能量較高，具有自發(fā)長大和使界面平直化，以減少晶界總面積的趨勢；②原子在晶界上的擴散速度高于晶內，熔點較低；③相變時新相優(yōu)先在晶界出形核；④晶界處易于發(fā)生雜質或溶質原子的富集或偏聚；⑤晶界易于腐蝕和氧化；⑥常溫下晶界可以阻止位錯的運動，提高材料的強度。二、純金屬的結晶重點內容：均勻形核時過冷度與臨界晶核半徑、臨界形核功之間的關系；細化晶粒的方法，鑄錠三晶區(qū)的形成機制?；緝热荩航Y晶過程、阻力、動力，過冷度、變質處理的概念。鑄錠的缺陷；結晶的熱力學條件和結構條件，非均勻形核的臨界晶核半徑、臨界形核功。相起伏：液態(tài)金屬中，時聚時散，起伏不定，不斷變化著的近程規(guī)則排列的原子集團。過冷度：理論結晶溫度與實際結晶溫度的差稱為過冷度。變質處理：在澆鑄前往液態(tài)金屬中加入形核劑，促使形成大量的非均勻晶核，以細化晶粒的方法。過冷度與液態(tài)金屬結晶的關系：液態(tài)金屬結晶的過程是形核與晶核的長大過程。從熱力學的角度上看，沒有過冷度結晶就沒有趨動力。根據(jù)可知當過冷度為零時臨界晶核半徑Rk為無窮大，臨界形核功（）也為無窮大。臨界晶核半徑Rk與臨界形核功為無窮大時，無法形核，所以液態(tài)金屬不能結晶。晶體的長大也需要過冷度，所以液態(tài)金屬結晶需要過冷度。細化晶粒的方法：增加過冷度、變質處理、振動與攪拌。鑄錠三個晶區(qū)的形成機理：表面細晶區(qū)：當高溫液體倒入鑄模后，結晶先從模壁開始，靠近模壁一層的液體產生極大的過冷，加上模壁可以作為非均質形核的基底，因此在此薄層中立即形成大量的晶核，并同時向各個方向生長，形成表面細晶區(qū)。柱狀晶區(qū)：在表面細晶區(qū)形成的同時，鑄模溫度迅速升高，液態(tài)金屬冷卻速度減慢，結晶前沿過冷都很小，不能生成新的晶核。垂直模壁方向散熱最快，因而晶體沿相反方向生長成柱狀晶。中心等軸晶區(qū)：隨著柱狀晶的生長，中心部位的液體實際溫度分布區(qū)域平緩，由于溶質原子的重新分配，在固液界面前沿出現(xiàn)成分過冷，成分過冷區(qū)的擴大，促使新的晶核形成長大形成等軸晶。由于液體的流動使表面層細晶一部分卷入液體之中或柱狀晶的枝晶被沖刷脫落而進入前沿的液體中作為非自發(fā)生核的籽晶。三、二元合金的相結構與結晶重點內容：杠桿定律、相律及應用。基本內容：相、勻晶、共晶、包晶相圖的結晶過程及不同成分合金在室溫下的顯微組織。合金、成分過冷；非平衡結晶及枝晶偏析的基本概念。相律：f=c–p+1其中，f為自由度數(shù)，c為組元數(shù)，p為相數(shù)。偽共晶：在不平衡結晶條件下，成分在共晶點附近的亞共晶或過共晶合金也可能得到全部共晶組織，這種共晶組織稱為偽共晶。合金：兩種或兩種以上的金屬，或金屬與非金屬，經熔煉或燒結、或用其它方法組合而成的具有金屬特性的物質。合金相：在合金中，通過組成元素（組元）原子間的相互作用，形成具有相同晶體結構與性質，并以明確界面分開的成分均一組成部分稱為合金相。四、鐵碳合金重點內容：鐵碳合金的結晶過程及室溫下的平衡組織，組織組成物及相組成物的計算?；緝热荩鸿F素體與奧氏體、二次滲碳體與共析滲碳體的異同點、三個恒溫轉變。鋼的含碳量對平衡組織及性能的影響；二次滲碳體、三次滲碳體、共晶滲碳體相對量的計算；五種滲碳體的來源及形態(tài)。奧氏體與鐵素體的異同點：相同點：都是鐵與碳形成的間隙固溶體；強度硬度低，塑性韌性高。不同點：鐵素體為體心結構，奧氏體面心結構；鐵素體最高含碳量為0.0218%，奧氏體最高含碳量為2.11%，鐵素體是由奧氏體直接轉變或由奧氏體發(fā)生共析轉變得到，奧氏體是由包晶或由液相直接析出的；存在的溫度區(qū)間不同。二次滲碳體與共析滲碳體的異同點。相同點：都是滲碳體，成份、結構、性能都相同。不同點：來源不同，二次滲碳體由奧氏體中析出，共析滲碳體是共析轉變得到的；形態(tài)不同二次滲碳體成網(wǎng)狀，共析滲碳體成片狀；對性能的影響不同，片狀的強化基體，提高強度，網(wǎng)狀降低強度。成分、組織與機械性能之間的關系：如亞共析鋼。亞共析鋼室溫下的平衡組織為F＋P，F(xiàn)的強度低，塑性、韌性好，與F相比P強度硬度高，而塑性、韌性差。隨含碳量的增加，F(xiàn)量減少，P量增加（組織組成物的相對量可用杠桿定律計算）。所以對于亞共析鋼，隨含碳量的增加，強度硬度升高，而塑性、韌性下降五、三元合金相圖重點內容：固態(tài)下無溶解度三元共晶相圖投影圖中不同區(qū)、線的結晶過程、室溫組織?；緝热荩汗虘B(tài)下無溶解度三元共晶相圖投影圖中任意點的組織并計算其相對量。三元合金相圖的成分表示法；直線法則、杠桿定律、重心法則。六、金屬及合金的塑性變形與斷裂重點內容：體心與面心結構的滑移系；金屬塑性變形后的組織與性能?；緝热荩汗倘荏w強化機理與強化規(guī)律、第二相的強化機理?；魻枴淦骊P系式；單晶體塑性變形的方式、滑移的本質。塑性變形的方式：以滑移和孿晶為主?；疲壕w的一部分沿著一定的晶面和晶向相對另一部分作相對的滑動。滑移的本質是位錯的移動。體心結構的滑移系個數(shù)為12，滑移面：{110}，方向<111>。面心結構的滑移系個數(shù)為12，滑移面：{111}，方向<110>。金屬塑性變形后的組織與性能：顯微組織出現(xiàn)纖維組織，雜質沿變形方向拉長為細帶狀或粉碎成鏈狀，光學顯微鏡分辨不清晶粒和雜質。亞結構細化，出現(xiàn)形變織構。性能：材料的強度、硬度升高，塑性、韌性下降；比電阻增加，導電系數(shù)和電阻溫度系數(shù)下降，抗腐蝕能力降低等。七、金屬及合金的回復與再結晶重點內容：金屬的熱加工的作用；變形金屬加熱時顯微組織的變化、性能的變化，儲存能的變化?；緝热荩夯貜?、再結的概念、變形金屬加熱時儲存能的變化。再結晶后的晶粒尺寸；影響再結晶的主要因素性能的變化規(guī)律。變形金屬加熱時顯微組織的變化、性能的變化：隨溫度的升高，金屬的硬度和強度下降，塑性和韌性提高。電阻率不斷下降，密度升高。金屬的抗腐蝕能力提高，內應力下降。再結晶：冷變形后的金屬加熱到一定溫度之后，在原來的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，并恢復到完全軟化狀態(tài)，這個過程稱之為再結晶。熱加工的主要作用（或目的）是：①把鋼材加工成所需要的各種形狀，如棒材、板材、線材等；②能明顯的改善鑄錠中的組織缺陷，如氣泡焊合，縮松壓實，使金屬材料的致密度增加；③使粗大的柱狀晶變細，合金鋼中大塊狀碳化物初晶打碎并使其均勻分布；④減輕或消除成分偏析，均勻化學成分等。使材料的性能得到明顯的改善。影響再結晶的主要因素：①再結晶退火溫度：退火溫度越高（保溫時間一定時），再結晶后的晶粒越粗大；②冷變形量：一般冷變形量越大，完成再結晶的溫度越低，變形量達到一定程度后，完成再結晶的溫度趨于恒定；③原始晶粒尺寸：原始晶粒越細，再結晶晶粒也越細；④微量溶質與雜質原子，一般均起細化晶粒的作用；⑤第二相粒子，粗大的第二相粒子有利于再結晶，彌散分布的細小的第二相粒子不利于再結晶；⑥形變溫度，形變溫度越高，再結晶溫度越高，晶粒粗化；⑦加熱速度，加熱速度過快或過慢，都可能使再結晶溫度升高。塑性變形后的金屬隨加熱溫度的升高會發(fā)生的一些變化：顯微組織經過回復、再結晶、晶粒長大三個階段由破碎的或纖維組織轉變成等軸晶粒，亞晶尺寸增大；儲存能降低，內應力松弛或被消除；各種結構缺陷減少；強度、硬度降低，塑性、韌度提高；電阻下降，應力腐蝕傾向顯著減小。八、擴散重點內容：影響擴散的因素；擴散第一定律表達式?；緝热荩簲U散激活能、擴散的驅動力?？驴线_爾效應，擴散第二定律表達式?？驴线_爾效應：由置換互溶原子因相對擴散速度不同而引起標記移動的不均衡擴散現(xiàn)象稱為柯肯達爾效應。影響擴散的因素：①溫度：溫度越高，擴散速度越大；②晶體結構：體心結構的擴散系數(shù)大于面心結構的擴散系數(shù)；③固溶體類型：間隙原子的擴散速度大于置換原子的擴散速度；④晶體缺陷：晶體缺陷越多，原子的擴散速度越快；⑤化學成分：有些元素可以加快原子的擴散速度，有些可以減慢擴散速度。擴散第一定律表達式：擴散第一定律表達式：其中，J為擴散流量；D為擴散系數(shù)；為濃度梯度。擴散的驅動力為化學位梯度，阻力為擴散激活能九、鋼的熱處理原理重點內容：冷卻時轉變產物（P、B、M）的特征、性能特點、熱處理的概念。基本內容：等溫、連續(xù)C-曲線。奧氏體化的四個過程；碳鋼回火轉變產物的性能特點。熱處理：將鋼在固態(tài)下加熱到預定的溫度，并在該溫度下保持一段時間，然后以一定的速度冷卻下來，讓其獲得所需要的組織結構和性能的一種熱加工工藝。轉變產物（P、B、M）的特征、性能特點：片狀P體，片層間距越小，強度越高，塑性、韌性也越好；粒狀P體，F(xiàn)e3C顆粒越細小，分布越均勻，合金的強度越高。第二相的數(shù)量越多，對塑性的危害越大；片狀與粒狀相比，片狀強度高，塑性、韌性差；上貝氏體為羽毛狀，亞結構為位錯，韌性差；下貝氏體為黑針狀或竹葉狀，亞結構為位錯，位錯密度高于上貝氏體，綜合機械性能好；低碳馬氏體為板條狀，亞結構為位錯，具有良好的綜合機械性能；高碳馬氏體為片狀，亞結構為孿晶，強度硬度高，塑性和韌性差。等溫、連續(xù)C-曲線。十、鋼的熱處理工藝重點內容：退火、正火的目的和工藝方法；淬火和回火的目的和工藝方法?；緝热荩捍阃感浴⒋阌残?、熱應力、組織應力、回火脆性、回火穩(wěn)定性、過冷奧氏體的概念。淬火加熱缺陷及其防止措施。熱應力：工件在加熱(或冷卻)時，由于不同部位的溫度差異，導致熱脹(或冷縮)的不一致所引起的應力稱為熱應力。組織應力：由于工件不同部位組織轉變不同時性而引起的內應力。淬透性：是表征鋼材淬火時獲得馬氏體的能力的特性。可硬性：指淬成馬氏體可能得到的硬度。回火穩(wěn)定性：淬火鋼對回火時發(fā)生軟化過程的抵抗能力。回火脆性：鋼在一定的溫度范圍內回火時，其沖擊韌性顯著下降，這種脆化現(xiàn)象叫做鋼的回火脆性。過冷奧氏體：在臨界溫度以下處于不穩(wěn)定狀態(tài)的奧氏體稱為過冷奧氏體。退火的目的：均勻鋼的化學成分及組織；細化晶粒；調整硬度，改善鋼的成形及切削加工性能；消除內應力和加工硬化；為淬火做好組織準備。正火的目的：改善鋼的切削加工性能；細化晶粒，消除熱加工缺陷；消除過共析鋼的網(wǎng)狀碳化物，便于球化退火；提高普通結構零件的機械性能。十一、工業(yè)用鋼重點內容：材料強化方法；鋼的分類和編號?；緝热荩撼Ｓ煤辖鹪卦阡撝械闹饕饔?。材料韌化的方法、鋼的化學成分、金相組織熱處理工藝和機械性能之間的關系。合金鋼：在碳鋼的基礎上有意地加入一種或幾種合金元素，使其使用性能和工藝性能得以提高的以鐵為基的合金即為合金鋼。金屬學與熱處理習題及參考解一、論述四種強化的強化機理、強化規(guī)律及強化方法。1、形變強化形變強化：隨變形程度的增加，材料的強度、硬度升高，塑性、韌性下降的現(xiàn)象叫形變強化或加工硬化。機理：隨塑性變形的進行，位錯密度不斷增加，因此位錯在運動時的相互交割加劇，結果即產生固定的割階、位錯纏結等障礙，使位錯運動的阻力增大，引起變形抗力增加，給繼續(xù)塑性變形造成困難，從而提高金屬的強度。規(guī)律：變形程度增加，材料的強度、硬度升高，塑性、韌性下降，位錯密度不斷增加，根據(jù)公式Δσ=αbGρ1/2，可知強度與位錯密度（ρ）的二分之一次方成正比，位錯的柏氏矢量（b）越大強化效果越顯著。方法：冷變形（擠壓、滾壓、噴丸等）。形變強化的實際意義（利與弊）：形變強化是強化金屬的有效方法，對一些不能用熱處理強化的材料可以用形變強化的方法提高材料的強度，可使強度成倍的增加；是某些工件或半成品加工成形的重要因素，使金屬均勻變形，使工件或半成品的成形成為可能，如冷拔鋼絲、零件的沖壓成形等；形變強化還可提高零件或構件在使用過程中的安全性，零件的某些部位出現(xiàn)應力集中或過載現(xiàn)象時，使該處產生塑性變形，因加工硬化使過載部位的變形停止從而提高了安全性。另一方面形變強化也給材料生產和使用帶來麻煩，變形使強度升高、塑性降低，給繼續(xù)變形帶來困難，中間需要進行再結晶退火，增加生產成本。2、固溶強化隨溶質原子含量的增加，固溶體的強度硬度升高，塑性韌性下降的現(xiàn)象稱為固溶強化。強化機理：一是溶質原子的溶入，使固溶體的晶格發(fā)生畸變，對滑移面上運動的位錯有阻礙作用；二是位錯線上偏聚的溶質原子形成的柯氏氣團對位錯起釘扎作用，增加了位錯運動的阻力；三是溶質原子在層錯區(qū)的偏聚阻礙擴展位錯的運動。所有阻止位錯運動，增加位錯移動阻力的因素都可使強度提高。固溶強化規(guī)律：①在固溶體溶解度范圍內，合金元素的質量分數(shù)越大，則強化作用越大；②溶質原子與溶劑原子的尺寸差越大，強化效果越顯著；③形成間隙固溶體的溶質元素的強化作用大于形成置換固溶體的元素；④溶質原子與溶劑原子的價電子數(shù)差越大，則強化作用越大。方法：合金化，即加入合金元素。3、第二相強化鋼中第二相的形態(tài)主要有三種，即網(wǎng)狀、片狀和粒狀。①網(wǎng)狀特別是沿晶界析出的連續(xù)網(wǎng)狀Fe3C，降低的鋼機械性能，塑性、韌性急劇下降，強度也隨之下降；②第二相為片狀分布時，片層間距越小，強度越高，塑性、韌性也越好。符合σs=σ0＋KS0-1/2的規(guī)律，S0片層間距。③第二相為粒狀分布時，顆粒越細小，分布越均勻，合金的強度越高，符合的規(guī)律，λ粒子之間的平均距離。第二相的數(shù)量越多，對塑性的危害越大；④片狀與粒狀相比，片狀強度高，塑性、韌性差；⑤沿晶界析出時，不論什么形態(tài)都降低晶界強度，使鋼的機械性能下降。第二相無論是片狀還是粒狀都阻止位錯的移動。方法：合金化，即加入合金元素，通過熱處理或變形改變第二相的形態(tài)及分布。4、細晶強化細晶強化：隨晶粒尺寸的減小，材料的強度硬度升高，塑性、韌性也得到改善的現(xiàn)象稱為細晶強化。細化晶粒不但可以提高強度又可改善鋼的塑性和韌性，是一種較好的強化材料的方法。機理：晶粒越細小，位錯塞集群中位錯個數(shù)（n）越小，根據(jù)，應力集中越小，所以材料的強度越高。細晶強化的強化規(guī)律：晶界越多，晶粒越細，根據(jù)霍爾-配奇關系式σs=σ0＋Kd-1/2晶粒的平均直（d）越小，材料的屈服強度（σs）越高。細化晶粒的方法：結晶過程中可以通過增加過冷度，變質處理，振動及攪拌的方法增加形核率細化晶粒。對于冷變形的金屬可以通過控制變形度、退火溫度來細化晶粒?？梢酝ㄟ^正火、退火的熱處理方法細化晶粒；在鋼中加入強碳化物物形成元素。二、改善塑性和韌性的機理晶粒越細小，晶粒內部和晶界附近的應變度差越小，變形越均勻，因應力集中引起的開裂的機會也越小。晶粒越細小，應力集中越小，不易產生裂紋；晶界越多，易使裂紋擴展方向發(fā)生變化，裂紋不易傳播，所以韌性就好。提高或改善金屬材料韌性的途徑：①盡量減少鋼中第二相的數(shù)量；②提高基體組織的塑性；③提高組織的均勻性；④加入Ni及細化晶粒的元素；⑤防止雜質在晶界偏聚及第二相沿晶界析出。三、Fe—Fe3C相圖，結晶過程分析及計算1.分析含碳0.53～0.77％的鐵碳合金的結晶過程，并畫出結晶示意圖。①點之上為液相L；①點開始L→γ；②點結晶完畢；②～③點之間為單相γ；③點開始γ→α轉變；④點開始γ→P共析轉變；室溫下顯微組織為α+P。結晶示意圖：2.計算室溫下亞共析鋼（含碳量為）的組織組成物的相對量。組織組成物為α、P，相對量為：或3.分析含碳0.77～2.11％的鐵碳合金的結晶過程。①點之上為液相L；①點開始L→γ；①～②之間為L+γ；②點結晶完畢；②～③點之間為單相γ；③點開始γ→Fe3C轉變；④點開始γ→P共析轉變；室溫下顯微組織為P+Fe3C。結晶過程示意圖。4.計算室溫下過共析鋼（含碳量為）的組織組成物的相對量。組織組成物為P、Fe3CⅡ，相對量為：或5.分析共析鋼的結晶過程，并畫出結晶示意圖。①點之上為液相L；①點開始L→γ；②點結晶完畢；②～③點之間為單相γ；③點γ→P共析轉變；室溫下顯微組織為P。結晶示意圖：6.計算含碳3.0%鐵碳合金室溫下組織組成物及相組成物的相對量。含碳3.0%的亞共晶白口鐵室溫下組織組成物為P、Fe3CⅡ，相對量為：相組成物為F、Fe3C，相對量為：7.相圖中共有幾種滲碳體？說出各自的來源及形態(tài)。相圖中共有五種滲碳體:Fe3CⅠ、Fe3CⅡ、Fe3CⅢ、Fe3C共析、Fe3C共晶；Fe3CⅠ：由液相析出，形態(tài)連續(xù)分布（基體）；Fe3CⅡ：由奧氏體中析出，形態(tài)網(wǎng)狀分布；Fe3CⅢ：由鐵素體中析出，形態(tài)網(wǎng)狀、短棒狀、粒狀分布在鐵素體的晶界上；Fe3C共析：奧氏體共析轉變得到，片狀；Fe3C共晶：液相共晶轉變得到，粗大的條狀。8.計算室溫下含碳量為合金相組成物的相對量。相組成物為α、Fe3C，相對量為：9.Fe3C?的相對量：當x=6.69時Fe3C?含量最高，最高百分量為：10.過共析鋼中Fe3CⅡ的相對量：當x=2.11時Fe3CⅡ含量最高，最高百分量為：11.Fe3CⅢ的相對量計算：當x=0.0218時Fe3CⅢ含量最高，最高百分量為：12.共析滲碳體的相對百分量為：13.共晶滲碳體的相對百分量為：14.說出奧氏體與鐵素體的異同點。相同點：都是鐵與碳形成的間隙固溶體；強度硬度低，塑性韌性高。不同點：鐵素體為體心結構，奧氏體面心結構；鐵素體最高含碳量為0.0218%，奧氏體最高含碳量為2.11%，鐵素體是由奧氏體直接轉變或由奧氏體發(fā)生共析轉變得到，奧氏體是由包晶或由液相直接析出的；存在的溫度區(qū)間不同。15.說出二次滲碳體與共析滲碳體的異同點。相同點：都是滲碳體，成份、結構、性能都相同。不同點：來源不同，二次滲碳體由奧氏體中析出，共析滲碳體是共析轉變得到的；形態(tài)不同二次滲碳體成網(wǎng)狀，共析滲碳體成片狀；對性能的影響不同，片狀的強化基體，提高強度，網(wǎng)狀降低強度。16.舉例說明成分、組織與機械性能之間的關系如亞共析鋼。亞共析鋼室溫下的平衡組織為F＋P，F(xiàn)的強度低，塑性、韌性好，與F相比P強度硬度高，而塑性、韌性差。隨含碳量的增加，F(xiàn)量減少，P量增加（組織組成物的相對量可用杠桿定律計算）。所以對于亞共析鋼，隨含碳量的增加，強度硬度升高，而塑性、韌性下降。17.說明三個恒溫轉變，畫出轉變特征圖包晶轉變(LB＋δHγJ)含碳量0.09％～0.53％范圍的鐵碳合金，于HJB水平線(1495℃)均將通過包晶轉變，形成單相奧氏體。共晶轉變(LCγE＋Fe3C)含碳放2.11％一6.69％范圍的鐵碳合金，于ECF平線上(1148℃)均將通過共晶轉變，形成奧氏體和滲碳體兩相混合的共晶體，稱為菜氏體(Ld)。共析轉變(γSαP＋Fe3C)；含碳雖超過0．02％的鐵碳合金，于PSK水平線上(727℃)均將通過共析轉變，形成鐵素體和滲碳體兩相混合的共析體，稱為珠光體（P）。轉變特征圖包晶轉變：共晶轉變：共析轉變：各點成分為（C%）：B：0.53；H：0.09；J：0.17；C：4.3；E：2.11S：0.77；P：0.0218。18.說出Fe-Fe3C相圖中室溫下的顯微組織工業(yè)純鐵(<0.0218％C)室溫組織：α亞共析鋼（0.0218％～0.77％C）室溫組織：P＋α；共析鋼：0.77％C；室溫組織：P過共析鋼：0.77％～2.11％C室溫組織：P＋Fe3CⅡ亞共晶白口鐵：2.11％～4.30％C；室溫組織：共晶白口鐵：4.30％C；室溫組織：過共晶白口鐵：4.30％～6.69％C。室溫組織：四、晶面指數(shù)與晶向指數(shù)1）、標出圖①、圖②中晶面的晶面指數(shù)及圖③中所示晶向(AB，OC)的晶向指數(shù)。ZZZCYYAOBYXXX①②③①：②：（012）AB：OC：[101]2）、標出圖①、圖②中晶面的晶面指數(shù)及圖③中所示晶向(AC，OB)的晶向指數(shù)。ZZCZYYAOYXXXB①②③①：②：（112）AC：OB：[120]3）、畫出下列指數(shù)的晶向或晶面（111）（021）[110]ZZZ（021）YYYX（111）（110）XX[110][001]五、固態(tài)下互不溶解的三元共晶相圖的投影圖如圖所示。1.說出圖中各點（M、N、P、E）室溫下的顯微組織。M：B＋（B＋C）＋（A＋B＋C）；N：（A＋B）＋（A＋B＋C）；P：C＋（A＋B＋C）；E：（A＋B＋C）。2.求出E點合金室溫下組織組成物的相對量和相組成物的相對量。E點合金室溫下組織組成物的相對量（A＋B＋C）為100%相組成物的相對量為：WA=Ea/Aa×100%WB=Eb/Bb×100%WC=Ec/Cc×100%AE1cB%B·NA%E··MC%bKE2E3·PaC3.分析M點合金的結晶過程。先從液相中結晶出B組元，當液相成分為K時，發(fā)生二元共晶轉變，轉變產物為（B＋C），當液相成分為E時，發(fā)生三元共晶轉變，轉變產物為（A＋B＋C）。室溫下的顯微組織為：B＋（B＋C）＋（A＋B＋C）。六、固態(tài)下互不溶解的三元共晶相圖的投影圖如圖所示。Ae1B%BA%E·e3e2C%C1.確定出E點合金A、B、C三個組元的化學成分。2.計算E點合金組織組成物的相對量3.計算E點合金相組成物的相對量4.E點合金的化學成分與相組成物相對量之間有什么關系？為什么？AbDe1B%BA%E·cFHe3ae2C%C1、A、B、C三個組元的化學成分為：A=Ca%，B=Ab%，C=Bc%2、E點合金組織組成物的相對量為：W(A＋B＋C)=100%3、E點合金相組成物的相對量為：，，4、E點合金的化學成分與相組成物相對量是相等的，即：Ca=EH/AH，Ab=EF/BF，Bc=ED/CD。因為三個組元在固態(tài)下互不溶解，都已純金屬的形成存在，所以三個相（A、B、C）的相對量就應該等于其各自的化學成分。七、鍛造或軋制的作用是什么？為什么鍛造或軋制的溫度選擇在高溫的奧氏體區(qū)？鍛造或軋制的作用是：把材料加工成形，通過鍛造或軋制使鑄錠中的組織缺陷得到明顯的改善，如氣泡焊合，縮松壓實，使金屬材料的致密度增加；粗大的柱狀晶變細；合金鋼中大塊狀碳化物初晶打碎并較均勻分布；使成分均勻，使材料的性能得到明顯的改善。奧氏體穩(wěn)定存在是在高溫區(qū)，溫度升高材料的強度、硬度下降，塑性韌性升高，有利于變形；奧氏體為面心結構，塑性比其它結構好，塑性好，有利于變形；奧氏體為單相組織，單相組織的強度低，塑性韌性好，有利于變形；變形為材料的硬化過程，變形金屬高溫下發(fā)生回復與再結晶，消除加工硬化，即為動態(tài)回復再結晶，適合大變形量的變形。八、什么是柯肯達爾效應？如何解釋柯肯達爾效應？由置換互溶原子因相對擴散速度不同而引起標記移動的不均衡擴散現(xiàn)象稱為柯肯達爾效應。CuNi分析表明Ni向左側擴散過來的原子數(shù)目大于Cu向右側擴散過來的原子數(shù)目，且Ni的原子半徑大于Cu的原子半徑。過剩的Ni的原子使左側的點陣膨脹，而右邊原子減少的地方將發(fā)生點陣收縮，其結果必然導致界面向右側漂移。九、影響擴散的因素有哪些？①溫度：溫度越高，擴散速度越大；②晶體結構：體心結構的擴散系數(shù)大于面心結構的擴散系數(shù)；③固溶體類型：間隙原子的擴散速度大于置換原子的擴散速度；④晶體缺陷：晶體缺陷越多，原子的擴散速度越快；⑤化學成分：有些元素可以加快原子的擴散速度，有些可以減慢擴散速度。十、寫出擴散第一定律的數(shù)學表達式，說出各符號的意義。擴散第一定律表達式：其中，J為擴散流量；D為擴散系數(shù)；為濃度梯度。擴散的驅動力為化學位梯度，阻力為擴散激活能十一、寫出擴散系數(shù)的數(shù)學表達式，說出各符號的意義及影響因素。擴散系數(shù)D可用下式表示：式中，D0為擴散常數(shù)，Q為擴散激活能，R為氣體常數(shù)，T為熱力學溫度。由式上式可以看出，擴散系數(shù)D與溫度呈指數(shù)關系，溫度升高，擴散系數(shù)急劇增大。十二、固態(tài)金屬擴散的條件是什么？①溫度要足夠高，溫度越高原子熱振動越激烈原子被激活而進行遷移的幾率越大；②時間要足夠長，只有經過相當長的時間才能造成物質的宏觀遷移；③擴散原子要固溶，擴散原子能夠溶入基體晶格形成固溶體才能進行固態(tài)擴散；④擴散要有驅動力，沒有動力擴散無法進行，擴散的驅動力為化學位梯度。十三、為什么晶體的滑移通常在密排晶面并沿密排晶向進行？晶體滑移的實質是位錯在滑移面上運動的結果，位錯運動的點陣阻力為：，位錯運動的點陣阻力越小，位錯運動越容易，從公式中可以看出，ｄ值越大、ｂ值越小，位錯運動的點陣阻力越小。ｄ為晶面間距，密排面的晶面間距最大；ｂ為柏氏矢量，密排方向的柏氏矢量最小。所以，晶體的滑移通常在密排晶面并沿密排晶向進行。十四、晶界具有哪些特性？①晶界的能量較高，具有自發(fā)長大和使界面平直化，以減少晶界總面積的趨勢；②原子在晶界上的擴散速度高于晶內，熔點較低；③相變時新相優(yōu)先在晶界出形核；④晶界處易于發(fā)生雜質或溶質原子的富集或偏聚；⑤晶界易于腐蝕和氧化；⑥常溫下晶界可以阻止位錯的運動，提高材料的強度。十五、簡述位錯與塑性、強度之間的關系。