材料科学与工程基础习题答案-(1).doc

完整word)材料科学与工程基础习题答案 (1)
第一章 原子排列与晶体结构
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 ，减少 ,降低 ，膨胀 ，收缩 。
4. 解答:见图1－1
5. 解答：设所决定的晶面为(hkl），晶面指数与面上的直线［uvw］之间有hu+kv+lw=0，故有：
h+k-l=0,2h—l=0。可以求得（hkl）＝（112）。
6 解答:Pb为fcc结构，原子半径R与点阵常数a的关系为，故可求得a＝0.4949×10-6mm.则（100）平面的面积S＝a2＝0。244926011×0-12mm2，每个（100）面上的原子个数为2。
所以1 mm2上的原子个数＝4.08×1012.
第二章 合金相结构
一、 填空
1） 提高，降低，变差，变大。
2） （1）晶体结构；(2）元素之间电负性差；（3）电子浓度 ;（4）元素之间尺寸差别
3） 存在溶质原子偏聚 和短程有序 .
4) 置换固溶体 和间隙固溶体 。
5） 提高 ,降低 ，降低 。
6） 溶质原子溶入点阵原子溶入溶剂点阵间隙中形成的固溶体，非金属原子与金属原子半径的比值大于0.59时形成的复杂结构的化合物。

二、 问答
1、 解答： a-Fe 为bcc结构，致密度虽然较小，但是它的间隙数目多且分散，间隙半径很小，四面体间隙半径为0.291Ra，即R＝0.0361nm，八面体间隙半径为0。154Ra,即R＝0.0191nm。氢,氮,碳，硼由于与a—Fe的尺寸差别较大，在a—Fe中形成间隙固溶体,固溶度很小。a-Fe的八面体间隙的［110］方向R=0。633 Ra，间隙元素溶入时只引起一个方向上的点阵畸变故多数处于a-Fe的八面体间隙中心.B原子较大，有时以置换方式溶入a—Fe。
由于g—Fe为fcc结构,间隙数目少，间隙半径大,四面体间隙半径为0.225 Ra，即R＝0。028nm，八面体间隙半径为0.414 Ra，即R＝0.0522nm。氢，氮，碳，硼在g—Fe 中也是形成间隙固溶体，其固溶度大于在a-Fe中的固溶度，氢，氮，碳,硼处于g-Fe的八面体间隙中心.

2、简答：异类原子之间的结合力大于同类原子之间结合力；合金成分符合一定化学式；低于临界温度（有序化温度）.
第三章 纯金属的凝固
1. 填空
1. 结构和能量.
2 表面，体积自由能 ,，.
3 晶核长大时固液界面的过冷度。
4 减少，越大，细小。
5. 快速冷却.

二、 问答
1 解答: 凝固的基本过程为形核和长大，形核需要能量和结构条件，形核和长大需要过冷度。细化晶粒的基本途径可以通过加大过冷度，加入形核剂,振动或搅拌。

2 解答： 根据金属结晶过程的形核和长大理论以及铸锭的散热过程，可以得出通常铸锭组织的特点为最外层为细小等轴晶，靠内为柱状晶,最内层为粗大等轴晶。
3 解答： 液态金属结晶时，均匀形核时临界晶核半径rK与过冷度vT关系为，临界形核功vGK等于。异质形核时固相质点可作为晶核长大，其临界形核功较小，，θ为液相与非均匀形核核心的润湿角。
形核率与过冷度的关系为： ，其中N为形核率，C为常数,ΔGA、ΔGk分别表示形核时原子扩散激活能和临界形核功。在通常工业凝固条件下形核率随过冷度增大而增大。

4 解答： 在金属凝固时，可以近似认为LM=vHm,根据均匀形核时临界晶核半径rK与过冷度vT关系为，可以计算得到r＝0。79×10－7cm＝0。79nm。

5： 解答： 过冷是指金属结晶时实际结晶温度Tn比理论结晶温度Tm低的现象。过冷度ΔT指Tm与Tn的差值。动态过冷度指晶核长大时的过冷度。金属形核和长大都需要过冷,过冷度增大通常使形核半径、形核功减少,形核过程容易，形核率增加，晶粒细化

6 解答： 冷却速度极大影响金属凝固后的组织.冷却快一般过冷度大，使形核半径、形核功减少，形核过程容易，形核率增加，晶粒细化，冷却非常快时可以得到非晶，在一般工业条件下快速冷却可以得到亚稳相。

7、 解答： 纯金属凝固时
润湿角θ＝0°，形核功为0,固相粒子促进形核效果最好；
润湿角θ＝180°,异质形核功等于均匀形核功，固相粒子对形核无促进作用；
润湿角0°<θ<180°,形核功比均匀形核的形核功小，θ越小，固相粒子促进形核效果越好。
杂质颗粒的晶体结构与晶核相同或相近时,促进形核效果好，当两者结构不相同时,一般对促进形核效果差或不促进形核。
杂质粒子的表面成凹形时，促进形核效果好，成平面状时次之,凸形时最差。
第四章 二元合金相图与合金凝固
一、填空
1. 成分
2。 光滑界面 ，粗糙界面
3. 垂直长大机制，二维平面长大 , 依靠晶体缺陷长大
4 枝晶 ，均匀化退火
5 平直状 ， 树枝 。
6。 _伪共晶_。
7 , 1 .
8. 共晶 ， 熔晶 ， 偏析 ，包析
9 0.0218% , 4。3% ; P 和 Fe3C ; FCC, 间隙 ， 间隙固溶体 ， BCC ， 2。11％ ； 0.77 ， 珠光体 和 渗碳体 ； 4.3% ; P+F， P+Fe3C ， Ld ， A+ Fe3C , P+Fe3C +Fe3CII , 液相 ， A ， F ， 6。69 ， 硬、脆 ， P .

2 问答
1 解答: 1）见图中标注。两相区由相邻的两个单相区所构成。水平线代表三相区，见3)中的恒温反应式。
2）稳定化合物为δ、ε，不稳定化合物为β、γ。
3)1455℃,L＋δ－ε,包晶反应；
1387℃，L－ε＋Ni,共晶反应；
1135℃,L＋δ－γ，包晶反应；
855℃，L＋γ－β，包晶反应；
640℃，L－Al＋β,共晶反应;
4）Ni 30%（重量）的合金在平衡冷却时的相变过程：L－γ；855℃，L＋γ－β，包晶反应；L－β；640℃L－Al＋β，共晶反应；
室温下相组成为Al＋β，，β=1-Al％=71.4%。
室温下组织组成为β+(Al＋β)共晶，，，(Al＋β)共晶=1—β%=28.6％.
5）含Ni89％(重量）的Ni—Al合金其平衡凝固时室温组织为Ni和Ni中析出的ε，非平衡凝固后会出现非平衡共晶组织，即为Ni和少量的1387℃反应生成的L－(ε＋Ni）共晶.
6）X合金平衡凝固完毕时的组织a初晶占80％，则(a+b)共晶＝20%，设此合金中Ni组元的含量是X，，可以求得X＝0.01％.
7）1500e 时Al-Ni合金系的自由能—成分曲线示意图如图。

2 解答： 1)a相晶体结构与Cu的结构保持一致，为fcc结构；
2)共晶反应前的平衡分配系数；
3） Cu—13。47％Sn合金在正常条件下凝固后，由于固相平均成分线相对于固相线下移，在合金凝固过程中剩余少量液相出现非平衡结晶，发生包晶反应而出现少量b相。这些少量b相可以通过均匀化退火消除。
4）Cu-70%Sn合金平衡凝固过程为L－ε，L92.4+ε38。2-η59.0，L—η，L99。3—η60.9+（Sn),η－
共晶反应刚完毕时相组成物为η+(Sn），组织组成物为η+（η+Sn）共晶。
相组成物的相对含量为：
和组织组成物的相对含量：（η+Sn）共晶%＝1－η%＝23。7％。
5)合金在450℃时各相自由能-——成分曲线示意图如图所示.

3 解答: 1）相区填写如图所示。相图中各等温反应如下：
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时的合金K在室温时的平衡组织为（Mg）固溶体。
2）Mg为hcp结构，因为r＝a/2，一个hcp晶胞中有6个原子，设，则致密度为
3）提高合金K强度的可能方法有细化晶粒，加工硬化.
4)Y=10%wt之合金可能的强化方法有细化晶粒,加工硬化和固溶时效。

4 解答： 相同点：均需要形核与长大，形核要满足一定热力学条件，形成一定临界晶核半径，即需要能量起伏和结构起伏。
不同点：固溶体合金形核除需要能量起伏和结构起伏外，还需要成分起伏，非平衡结晶时产生偏析,一般会产生成分过冷，凝固过程是在一个温度区间进行，而纯金属凝固在等温进行。

5 解答: 1）Fe3CII含量最多的合金、珠光体含量最多的合金、莱氏体含量最多的合金的合金成分分别为含碳量2.11%,0.77％，4。3%。
2）二元系中比较适合做变形合金和合金为单相固溶体,适合作为铸造合金的成分范围为含有较多共晶体的合金.故在含碳量小于2。11％的合金可以经过加热得到单相合金适合作为变形合金，含碳量大于4。3％的合金有共晶反应适合作为铸造合金。
3）提高压力加工合金的强度的方法主要有加工硬化，合金元素固溶产生的固溶强化,细化晶粒强化，热处理强化，第二相强化,弥散质点的弥散强化。
4)平衡反应的成分及温度，反应式为
1495℃,L0。53＋δ0。09－A0.17，包晶反应;
1148℃，L4。3－A2。11＋Fe3C，共晶反应;
727℃，A0。77－F0.0218+Fe3C，共析反应；
5）凝固过程：935℃：L-γ，γ—Fe3CⅡ，γ—F＋Fe3CⅡ（P）
室温下相组成为F＋Fe3CⅡ，其中；室温下组织组成为P＋Fe3CⅡ，其中，Fe3CⅡ％＝1－P％＝1。9％。
6）亚稳转变后组织为P＋Fe3CⅡ，淬火冷却后C在Fe中形成过饱和固溶体（马氏体相变）。
7) 三种钢在给定温度下的显微组织如表.
8）1200℃时各相的自由能-—-成分曲线示意图如图。

6: 解答： 1）Ⅱ合金的平衡冷却曲线和组织如图；室温下相组成物为α＋β，其中，β＝1－α%＝88.2%，组织组成为β＋(α＋β）共晶,
，(α＋β)共晶％＝1－β％＝25％；
2） Ⅰ合金在平衡凝固时室温组织为α＋βⅡ，工业条件冷却时出现少量非平衡共晶组织，室温组织为α＋βⅡ＋少量（α＋β)共晶.
3） 可以根据相图估计，在共晶温度下尽可能高的温度进行退火.

7： 解答： 1）金属固液界面的微观结构为粗糙界面，长大机制为垂直长大方式，在正温度梯度下固液界面保持平直，在负温度梯度下成长时固/液界面不稳定,结晶后容易长成树枝状晶。

8： 解答： 1）相区填充如图；
2）设X合金中Bi组元的含量是x，依题意有，可以解得x＝53。44，即Bi组元的含量是53。44％。
3）设Y合金中Bi组元的含量是y，依题意有共晶含量，可以解得y＝78。15，即Pb组元的含量是21.85%。
4）Pb—30%Bi合金平衡凝固过程为L—α，L＋α—β，L-β，β—Bi，室温下平衡组织为β＋Bi，非平衡凝固下由于L＋α-β包晶反应很难进行完全，故在β晶粒内部会保留部分α，室温下组织为β＋残留α＋Bi。
第五章 三元合金相图
图8
1 解答: 0。8％C的Fe—C-Si三元合金在平衡冷却时的相变过程为L—α，L＋α-γ,L—γ，1100℃时的平衡组织为γ.

2 解答： 1）Cu—30％Zn—10％Al合金的成分点见图中X点。
2）Cu—20％Zn—8％Al合金，位于α+γ两相区边界线上，由α＋γ两相组成。Cu—25Zn—6Al合金位于α＋＋γ的三相区中，由α＋＋γ的三相区组成,可以从图中读出各相成分点：
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合金凝固过程: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合金凝固过程：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.不锈钢的淬火加热在γ相区，从图上估计为1050℃－1300℃；
2）2%C，13％Cr刚的平衡凝固过程为:L－γ,L－γ+C；
γ→α＋C（P)；α→C; 室温下组织为C+P。
3） 1区的三相反应是:L+δ－γ
795℃的四相平衡的反应式：γ＋C－α+ C

6 解答：Ⅳ区合金凝固过程为：L－α,L－α＋β，α－β互析;
Ⅵ区合金凝固过程为：L－α，L－α＋β,L－α＋β+γ,随后α，β，γ同析；
四相反应式为：L－α＋β＋γ

7 解答：四相反应式为137.4℃时P点:Lp+α－β＋δ
99.5℃时E点 L－β2＋δ＋γ
三元系初晶面有δ、α、β、γ的四个初晶面；
2）三元合金中合金1的结晶过程为:L－γ，L－γ+δ+β；
合金2的结晶过程为:L－δ，L－δ+β，L－γ+δ+β；
合金3的结晶过程为：L－α,L－δ+α,L＋α－β+δ；
合金4的结晶过程为::L－α, L＋α－β+δ。
3）由题意分析可知改合金成分位于γ（Bi)与E点的连线上，设其Bi含量为x，
故有50%=×100％，故Bi含量为77.5％,
即Pb%+Sn％=22。5％。由于成分线过Bi的顶点，故所求合金中
可求得Pb%=9%，Sn=13。5％.
第六章 空位与位错
一、 名词解释
空位平衡浓度：金属晶体中，空位是热力学稳定的晶体缺陷，在一定的空位下对应一定的空位浓度，通常用金属晶体中空位总数与结点总数的比值来表示.

位错:晶体中的一种原子排列不规则的缺陷,它在某一个方向上的尺寸很大，另两个方向上尺寸很小。

柏氏回路：确定柏氏族矢量的过程中围绕位错线作的一个闭合回路，回路的每一步均移动一个原子间距，使起点与终点重合。

P-N力：周期点阵中移动单个位错时，克服位错移动阻力所需的临界切应力

扩展位错：两个不全位错之间夹有层错的位错组态

堆垛层错：密排晶体结构中整层密排面上原子发生滑移错排而形成的一种晶体缺陷。

弗兰克-瑞德位错源：两个结点被钉扎的位错线段在外力的作用下不断弯曲弓出后，互相邻近的位错线抵消后产生新位错，原被钉扎错位线段恢复到原状，不断重复产生新位错的,这个不断产生新位错、被钉扎的位错线即为弗兰克-瑞德位错源。

Orowan机制：合金相中与基体非共格的较硬第二相粒子与位错线作用时不变形，位错绕过粒子,在粒子周围留下一个位错环使材料得到强化的机制.

科垂尔气团：围绕刃型位错形成的溶质原子聚集物，通常阻碍位错运动,产生固溶强化效果。

铃木气团：溶质原子在层错区偏聚,由于形成化学交互作用使金属强度升高。

面角位错：在fcc晶体中形成于两个{111}面的夹角上,由三个不全位错和两个层错构成的不能运动的位错组态。

多边形化：连续弯曲的单晶体中由于在加热中通过位错的滑移和攀移运动，形成规律的位错壁，成为小角度倾斜晶界,单晶体因而变成多边形的过程。

二、 问答
1 解答：层错能高，难于形成层错和扩展位错，形成的扩展位错宽度窄,易于发生束集，容易发生交滑移，冷变形中线性硬化阶段短，甚至被掩盖，而抛物线硬化阶段开始早，热变形中主要发生动态恢复软化；层错能低则反之，易于形成层错和扩展位错，形成的扩展位错宽度较宽，难于发生束集和交滑移,冷变形中线性硬化阶段明显,热变形中主要发生动态再结晶软化。

2. 解答： 1）对于位错反应，需要同时满足能量条件和几何条件，反应才能进行.
在®]+中，，
，，满足能量条件；同时，满足几何条件，故反应能进行。
扩展位错宽度，G为切弹性模量，b1、b2为不全位错柏氏矢量,γ为层错能。若反应前的是刃位错，则反应后的扩展位错只能在原滑移面上进行滑移；若反应前的是螺型位错，反应后形成的扩展位错可以进行束集，与其相交面如面相交处束集，而后过渡到面上进行运动，并有可能再次分解为扩展位错.
2)若(1，1，1）面上位错与面上的位错相遇,它们之间能满足能量条件和几何条件，可以发生位错反应，反应式为：。新位错位于（001)面上,是纯刃型位错，由于不在其滑移面｛111｝面上,为不可动位错。
3）(111）与（111)两个滑移面上全位错分解为肖克莱不全位错的两个反应式为：
（111）晶面上：,面上的位错
4）如果两扩展位错运动分解后的两个领先不全位错为和，两领先位错之间依据能量条件和几何条件要求,可以判断位错反应可以进行。新位错柏氏矢量为；新形成位错为在（001)面上刃型位错，牵制到其它两个不全位错和两个层错均不能运动，会引起冷加工中的加工硬化.

3 解答：1）将各参数带入公式中可以计算得到Es＝0。73~0。92Gb2；
2）Cu中长度为1个柏氏矢量的螺型位错割阶的能量约为（1.725~2.3）×10－11J/cm2。

4 解答：平衡空位浓度，A为材料常数,k＝1。38×10－23 J/K,Ev为空位形成能。，即温度越高，空位浓度越大。高温淬火后由于高浓度空位被保留至低温，对低温加热扩散有促进作用。

5 解答:平衡空位浓度，Al的空位形成能为0。76eV＝0。76×(1。602×10－19 J)，k＝1。38×10－23 J/K，系数A=1。计算可得27e （300K)时空位浓度C1＝1。7×10－13,627e 时空位浓度为C2＝5.54×10－5，故从27e 升温到627e 时空位浓度增加倍。

6 解答：两平行同号刃型位错之间滑移面上的受力：
，G为切弹性模量,b，为两刃型位错的柏氏矢量，ν为泊松比。
故位置1位错受斥力，位置2位错处于亚稳平衡,偏离该位置则远离或运动到与原点处位错垂直的地方。位置3处第二个位错处于与原点处位错垂直的上方，处于稳定态。

7、解答：位错是晶体中的缺陷，对材料有许多重要影响.
1） 对变形影响。通过位错运动完成塑性变形；
2） 对性能影响，与第二相粒子，通过切过或绕过机制强化材料，冷加工中位错密度增加也能强化材料，或通过形成科垂尔气团强化材料，以及位错运动中相互交截，或形成割阶、面角位错等使材料强化；
3） 对再结晶中的晶核形成机制有影响；
是优先扩散通道。
8。解:两个同号螺位错（单位长度）间的作用力 F与它们之间的距离 d 的关系为
F=Gb2/2πd
位错的柏氏矢量，两螺位错从 100nm推近到 8nm作功为
9。解：设每个晶胞中包含的原子数为x,则：

所以每个BCC铁晶胞中包含的空位数应为
2—1.9971=0.0029
每cm3中包含的空位数为
10.解：已知，FCC铜的点阵常数为0.3615nm.。因此，
1cm3包含的铜原子数（或结点数）为：

室温时,T=25+273=298K

如需要空位浓度为室温时的1000倍，既1.815×1011=nexp(—Qv/(RT)）

第七章 金属塑性变形
一 名词
固溶强化：固溶体中的溶质原子溶入基体金属后使合金变形抗力提高，应力－应变曲线升高，塑性下降的现象；

应变时效：具有屈服现象的金属材料在受到拉伸等变形发生屈服后，在室温停留或低温加热后重新拉伸又出现屈服效应的情况；

孪生：金属塑性变形的重要方式。晶体在切应力作用下一部分晶体沿着一定的晶面（孪晶面)和一定的晶向(孪生方向）相对于另外一部分晶体作均匀的切变，使相邻两部分的晶体取向不同,以孪晶面为对称面形成镜像对称，孪晶面的两边的晶体部分称为孪晶.形成孪晶的过程称为孪生;

临界分切应力:金属晶体在变形中受到外力使某个滑移系启动发生滑移的最小分切应力；

变形织构：多晶体中位向不同的晶粒经过塑性变形后晶粒取向变成大体一致，形成晶粒的择优取向，择优取向后的晶体结构称为变形织构，织构在变形中产生，称为变形织构。

二 问答
1 简答：纯金属变形主要借助位错运动，通过滑移和孪生完成塑性变形，开动滑移系需要临界切应力，晶体中还会发生扭转；单相合金的基本变形过程与纯金属的基本过程是一样的，但会出现固溶强化，开动滑移系需要临界切应力较大，还有屈服和应变时效现象。

2 简答：滑移时原子移动的距离是滑移方向原子间距的整数倍，孪生时原子移动的距离不是孪生方向原子间距的整数倍；滑移时滑移面两边晶体的位向不变，而孪生时孪生面两边的晶体位向不同,以孪晶面形成镜像对称；滑移时需要的临界分切应力小，孪生开始需要的临界分切应力很大，孪生开始后继续切变时需要的切应力小,故孪生一般在滑移难于进行时发生。

3 简答:1）α的滑移系为｛110｝〈111〉,b相的常见滑移系为｛111}〈110〉，h相的常见滑移系为(0001）〈110>。
2)它们单晶变形时应力-应变曲线示意图如图。
典型的面心立方单晶体的加工硬化曲线可以分为三个阶段。当切应力达到晶体的临界分切应力时，其应力—应变曲线近似为直线，称为易滑移阶段，此时加工硬化率很小,滑移线细长,分布均匀;随后加工硬化率显著增加，称为线性硬化阶段，滑移系在几组相交的滑移系上发生，位错彼此交截，滑移线较短；第三阶段称为抛物线硬化阶段，加工硬化随应变增加而减少,出现许多碎断滑移带，滑移带端部出现交滑移痕迹。
多晶体加工硬化曲线一般不出现易滑移的第一阶段，而加工硬化率明显高于单晶体。

4 简答:冷加工纤维组织是纯金属和单相合金在冷塑性变形时和变形度很大的条件下，各晶粒伸长成纤维状；带状组织是复相合金在冷塑性变形和变形度大的条件下第二相被破碎或伸长，沿变形方向成带状分布而形成的;变形织构是金属和合金在在冷塑性变形时晶粒发生择优取向而形成的。
上述冷加工纤维组织、带状组织和变形织构都使材料的性能具有方向性，即在各个方向上的性能不均，对使用性能有不良影响，但少数金属材料，如用作变压器的硅钢片，各向异性能更好满足使用要求。

5 简答：金属材料经热加工后机械性能较铸造态好的主要原因是热加工时的高温、大变形量使气泡、疏松和微裂纹得到机械焊合，提高了材料的致密性，消除了铸造缺陷，同时改善夹杂物和脆性相的形态、大小和分布，使枝晶偏析 程度减弱,合金成分均匀性提高，热加工中形成合理的加工流线,热加工还可使金属显微组织细化，这些都可以提高金属材料的性能。

6 简答：金属材料经冷加工后,强度增加,硬度增加，塑性降低的现象称为加工硬化.产生加工硬化的各种可能机制有滑移面上平行位错间的交互作用的平行位错硬化理论,以及滑移面上位错与别的滑移面上位错林切割产生割阶的林位错强化理论。
加工硬化在实际生产中用来控制和改变金属材料的性能，特别是对不能热处理强化的合金和纯金属尤为重要，可以进行热处理强化的合金,加工硬化可以进一步提高材料的强度；加工硬化是实现某些工件和半成品加工成型的主要因素;加工硬化也会带来塑性降低，使变形困难的影响,还会使材料在使用过程中尺寸不稳定，易变形，降低材料耐蚀性。

7 简答:可有8个滑移系同时产生滑移（可以通过计算fcc的滑移系与[001]方向的夹角得到此结果）。开动其中一个滑移系至少要施加的拉应力为

9 简答：第二相在冷塑性变形过程中的作用一般是提高合金强度,但还取决于第二相的种类数量颗粒大小形状分布特点及与基体结合界面结构等,对塑性变形影响复杂。第二相强度高于基体但有一定塑性，其尺寸、含量与基体基本接近，则合金塑性是两相的变形能力平均值.第二相硬、脆，合金变形只在基体中进行，第二相基本不变形;第二相均匀、弥散分布在固溶体基体上,可以对合金产生显著强化作用。

10 简答:织构由晶粒择优取向形成，变形织构对再结晶织构形成有主要影响,织构造成材料性能各向异性。各向异性在不同情况需要避免或利用.织构控制可以通过控制合金元素的种类和含量、杂质含量、变形工艺（如变向轧制)和退火工艺等多种因素的配合。

11 简答：金属和合金在冷塑性变形过程中发生的组织性能的变化主要有晶粒被拉长，形成纤维组织,冷变形程度很高时，位错密度增高，形成位错缠结和胞状组织,发生加工硬化，，变形金属中出现残余应力，金属在单向塑性变形时出现变形织构.

12 简答: 1）屈服现象是由溶质原子与位错交互作用产生气团产生的，在外力作用下使位错挣脱溶质原子的钉扎,材料出现屈服现象，曲线2在位错脱离钉扎后溶质原子来不及重新聚集形成气团，故无屈服现象；曲线3在出现屈服后时效再加载,溶质原子可以重新聚集形成气团，故又出现屈服现象；
2)屈服现象使金属材料在拉伸和深冲过程中变形不均匀，造成工件表面不平整。可以通过加入与溶质原子形成稳定化合物的其它元素,减少间隙溶质原子含量,减少气团，消除或减轻屈服现象，或在深冲之前进行比屈服伸长范围稍大的预变形,使位错挣脱气团的钉扎，然后尽快深冲。

13 简答：根据霍尔-配奇公式:，则按照题意有：
和，可以解得s0＝50，k＝25，故可求得当d=1/16mm时,根据霍尔—配奇公式求得ss＝50＋25×＝150 MNm—2。
第八章 回复与再结晶
1 名词
变形织构：多晶体中位向不同的晶粒经过塑性变形后晶粒取向变成大体一致，形成晶粒的择优取向，择优取向后的晶体结构称为变形织构，织构在变形中产生，称为变形织构；

再结晶织构是具有变形织构的金属经过再结晶退火后出现的织构，位向于原变形织构可能相同或不同,但常与原织构有一定位向关系。

再结晶全图：表示冷变形程度、退火温度与再结晶后晶粒大小的关系(保温时间一定）的图。

冷加工与热加工：再结晶温度以上的加工称为热加工,低于再结晶温度又是室温下的加工称为冷加工。

带状组织：多相合金中的各个相在热加工中可能沿着变形方向形成的交替排列称为带状组织；

加工流线：金属内部的少量夹杂物在热加工中顺着金属流动的方向伸长和分布，形成一道一道的细线；

动态再结晶:低层错能金属由于开展位错宽，位错难于运动而通过动态回复软化，金属在热加工中由温度和外力联合作用发生的再结晶称为动态再结晶。

临界变形度：再结晶后的晶粒大小与冷变形时的变形程度有一定关系,在某个变形程度时再结晶后得到的晶粒特别粗大，对应的冷变形程度称为临界变形度。

二次再结晶：某些金属材料经过严重变形后在较高温度下退火时少数几个晶粒优先长大成为特别粗大的晶粒，周围较细的晶粒逐渐被吞掉的反常长大情况。

退火孪晶:某些面心立方金属和合金经过加工和再结晶退火后出现的孪晶组织。
2 问答
1 简答：再结晶是一种组织转变,从变形组织转变为无畸变新晶粒的过程，再结晶前后组织形态改变,晶体结构不变；固态相变时，组织形态和晶体结构都改变；晶体结构是否改变是二者的主要区别.

2 简答:变形度较小时以晶界弓出机制形核，变形度大的高层错能金属以亚晶合并机制形核,变形度大的低层错能金属以亚晶长大机制形核。
冷变形度很小时不发生再结晶,晶粒尺寸基本保持不变，在临界变形度附近方式再结晶晶粒特别粗大，超过临界变形度后随变形度增大，晶粒尺寸减少，在很大变形度下，加热温度偏高,少数晶粒发二次再结晶，使部分晶粒粗化。

3 简答：灯泡中W丝在高温下工作，晶粒长大后在热应力作用下破断,延长钨丝寿命的方法可以加入第二相质点阻止晶粒在加热时长大，如加入ThO2颗粒；或在烧结中使制品中形成微细的空隙也可以抑制晶粒长大，如加入少量K、Al、Si等杂质，在烧结时汽化形成极小的气泡。

4 简答： 户外用的架空铜导线要求一定的强度可以进行回复退火，只去应力，保留强度；户内电灯用花线可以进行再结晶退火，软化金属，降低电阻率。

5 简答:1）纯铝经90％冷变形后在70e ，150e ，300e 保温后空冷的组织示意图如图
2）纯铝试样强度、硬度以70e 退火后最高，150e 退火试样的强度、硬度次之，300e 保温后强度、硬度最低，而塑性则以70e 退火后最低，150e 退火试样的居中，300e 保温后塑性最好；
工业纯金属的再结晶温度一般可用T再＝（0。3~0.4）T熔估计，故纯铝的再结晶温度为100e左右，在70℃保温合金只是发生回复，显微组织仍保持加工状态，强度。硬度最高，塑性差,组织为纤维组织；150e 加热发生再结晶，强度、硬度下降，塑性好，300e 保温后发生晶粒长大，强度、硬度进一步下降，塑性很好.

7 简答：可计算得到三种纯金属的再结晶温度大约为纯钛：550℃，纯铝:100℃，纯铅低于0℃。金属的轧制开坯温度要在再结晶温度以上进行，故工业纯钛、纯铝和纯铅铸锭的轧制开坯温度可分别取200℃，800℃，室温即可。
开坯后在室温轧制，铅的塑性最好，铝的塑性也较好，钛的塑性最差。在室温下纯铝和纯铅可以连续轧制，并获得很薄的带材，但纯钛不能继续轧制,要获得很薄的带材需要在再结晶温度以上反复进行轧制。
8 简答：晶粒大小对金属材料的室温力学性能可用Hall－Petch公式描述，晶粒越细小,材料强度越高；高温下由于晶界产生粘滞性流动，发生晶粒沿晶界的相对滑动，并产生扩散蠕变，晶粒太细小金属材料的高温强度反而降低。
生产中可以通过选择合适的合金成分获得细小晶粒,利用变质处理，振动、搅拌，加大过冷度等措施细化铸锭晶粒，利用加工变形细化晶粒，合理制订再结晶工艺参数控制晶粒长大。

9 简答： 固溶强化，细晶强化，加工硬化，第二相强化，相变(热处理）强化等。

10 简答： 固溶强化的可能位错机制主要是溶质原子气团对位错的钉扎，增加了位错滑移阻力。如溶质原子与位错的弹性交互作用的科垂尔气团和斯诺克气团,溶质原子与扩展位错交互作用的铃木气团使层错宽度增加,位错难于束集，交滑移困难;溶质原子形成的偏聚和短程有序,位错运动通过时破坏了偏聚和短程有序使得能量升高，增加位错的阻力，以及溶质原子与位错的静电交互作用对位错滑移产生的阻力使材料强度升高。
弥散强化也是通过阻碍位错运动强化材料，如位错绕过较硬、与基体非共格第二相的Orowan机制和切割较软、与基体共格的第二相粒子的切割机制。
产生加工硬化的各种可能机制有滑移面上平行位错间的交互作用的平行位错硬化理论,以及滑移面上位错与别的滑移面上位错林切割产生割阶的林位错强化理论.
第九章 表面与界面
1 名词
正吸附：材料表面原子处于结合键不饱和状态，以吸附介质中原子或晶体内部溶质原子达到平衡状态，当溶质原子或杂质原子在表面浓度大于在其在晶体内部的浓度时称为正吸附;

晶界能：晶界上原子从晶格中正常结点位置脱离出来,引起晶界附近区域内晶格发生畸变,与晶内相比，界面的单位面积自由能升高，升高部分的能量为晶界能；

小角度晶界:多晶体材料中,每个晶粒之间的位向不同，晶粒与晶粒之间存在界面，若相邻晶粒之间的位向差在10°～2°之间，称为小角度晶界;

晶界偏聚：溶质原子或杂质原子在晶界或相界上的富集,也称内吸附，有因为尺寸因素造成的平衡偏聚和空位造成的非平衡偏聚。

2 问答
1 简答： 复合材料由颗粒或纤维与基体构成，存在大量界面。按照显微结构，其界面层可以区分为基体与复合物的机械固体啮合结合、形成化学反应的化合层结合、形成完全或部分固溶体的结合几种情况。结合层的结合面体积分数越大，结合层强度越高，基体与复合物之间的结合键力越大，结合强度越高。

2 简答 晶界具有晶界能，容易发生溶质原子和杂质原子的晶界偏聚,是原子易扩散通道,晶界在加热时会发生迁移,晶界是相变等优先形核的地方，晶界易受腐蚀,晶界增多在室温下强化材料，在高温下弱化材料强度，晶界处易于析出第二相，晶界容易使位错塞积，造成应力集中，晶界上原子排列混乱.

3 简答:一般金属的晶界能与晶粒位向差有关，并随位向差增大而增大，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数，约为（5～6)×10－5J/cm2。

4 简答： 影响晶界迁移的因素主要有界面能、溶质原子、第二相质点数量、尺寸和温度.界面能降低是晶界迁移的驱动力，与晶界曲率半径成反比，与界面的表面能成正比,因此大角度晶界迁移率总是大于小角度晶界的迁移率；溶质原子阻碍晶界迁移；第二相质点数量越多、尺寸越小对晶界的迁移阻碍作用越大，温度越高晶界迁移越快。
第十章 原子扩散
1 简答： 影响扩散的因素主要有温度，温度越高，扩散越快；晶体缺陷如界面、晶界位错容易扩散;不同致密度的晶体结构溶质原子扩散速度不一样,低致密度的晶体中溶质原子扩散快，各向异性也影响溶质原子扩散；在间隙固溶体中溶质原子扩散容易；扩散原子性质与基体金属性质差别越大,扩散越容易；一般溶质原子浓度越高，扩散越快;加入其它组元与溶质原子形成化合物阻碍其扩散。

2 解答：Ni为fcc结构，一个晶胞中的原子个数为4，依题意有:
在Ni/MgO界面镍板一侧的Ni的浓度CNi为100%，每cm3中Ni原子个数为：
NNi/MgO=(4原子/晶胞)/（3.6×10－8cm3)=8.57×1022原子/cm3，
在Ta/MgO界面Ta板一侧的Ni的浓度0%，这种扩散属于稳态扩散，可以利用菲克第一定律求解。
故浓度梯度为dc/dx＝（0－8.57×1022原子/cm3)/（0。05cm）＝－1。71×1024原子/（cm3.cm）,
则Ni原子通过MgO层的扩散通量:
J＝－D（dc/dx)=－9×10－12cm2/s×（－1.71×1024原子/（cm3。cm））
=1.54×1013Ni原子/(cm2.s）
每秒钟在2×2cm2的面积上通过MgO层扩散的Ni原子总数N为
N＝J×面积＝［1。54×1013Ni原子/（cm2。s)]×4cm2=6。16×1013Ni原子/s。
每秒钟从界面扩散走的Ni原子体积，故
V＝（6。16×1013Ni原子/s）/（8.57×1022原子/cm3)＝0。72×10－9cm3/s，
用厚度d表示在该面积中每秒扩散的Ni原子为
d＝V/面积＝（0.72×10－9cm3/s）/（2×2cm2）＝1。8×10－10cm/s，
也就是说要将1mm厚的Ni层扩散掉,所需时间t为：
t＝(1mm)/（1。8×10－10cm/s）＝556000秒＝154小时.

3 解答:1）渗碳情况符合菲克第二定律的特殊解的应用条件,可以利用菲克第二定律进行解决。
菲克第二定律特殊解公式：
其中依题意有Cs＝1.2，C0=0.1，Cx=0。45，x=0。2。
带入上式，则有，即:
从表10－1可以得出误差函数值,有,Dt＝(0。1/0.71）2=0。0198cm2。
任何满足Dt＝0。0198cm2关系的工艺均可，由于扩散与温度、时间有关,
D=D0exp(-Q/RT)，带入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）