七章回复与再结晶习题答案(西北工业大学刘智恩)
七章回复与再结晶习题答案(西北工业大学刘智恩)
1．设计一种实验方法，确定在一定温度( T )下再结晶形核率N和长大线速度G （若N和G都随时间而变）。
2．金属铸件能否通过再结晶退火来细化晶粒?3．固态下无相变的金属及合金，如不重熔，能否改变其晶粒大小?用什么方法可以改变?4．说明金属在冷变形、回复、再结晶及晶粒长大各阶段晶体缺陷的行为与表现，并说明各阶段促使这些晶体缺陷运动的驱动力是什么。
5．将一锲型铜片置于间距恒定的两轧辊间轧制，如图7—4所示。
(1) 画出此铜片经完全再结晶后晶粒大小沿片长方向变化的示意图；(2) 如果在较低温度退火，何处先发生再结晶?为什么?6．图7—5示出。
—黄铜在再结晶终了的晶粒尺寸和再结晶前的冷加工量之间的关系。
图中曲线表明，三种不同的退火温度对晶粒大小影响不大。
这一现象与通常所说的“退火温度越高，退火后晶粒越大”是否有矛盾?该如何解释?7．假定再结晶温度被定义为在1 h 内完成95％再结晶的温度，按阿累尼乌斯(Arrhenius)方程，N ＝N 0exp(RT Q n -)，G ＝G 0exp(RT Q g -)可以知道，再结晶温度将是G 和向的函数。
(1) 确定再结晶温度与G 0，N 0，Q g ，Q n 的函数关系；(2) 说明N 0，G 0，Q g ，Q 0的意义及其影响因素。
8．为细化某纯铝件晶粒，将其冷变形5％后于650℃退火1 h ，组织反而粗化；增大冷变形量至80％，再于650℃退火1 h ，仍然得到粗大晶粒。
试分析其原因，指出上述工艺不合理处，并制定一种合理的晶粒细化工艺。
9．冷拉铜导线在用作架空导线时(要求一定的强度)和电灯花导线(要求韧性好)时，应分别采用什么样的最终热处理工艺才合适?10．试比较去应力退火过程与动态回复过程位错运动有何不同。
从显微组织上如何区分动、静态回复和动、静态再结晶?11．某低碳钢零件要求各向同性，但在热加工后形成比较明显的带状组织。
请提出几种具体方法来减轻或消除在热加工中形成带状组织的因素。
西北工业大学《材料科学基础》课后题答案
1． 有关晶面及晶向附图2.1所示。
2． 见附图2.2所示。
3． {100}＝(100)十(010)+(001)，共3个等价面。
{110}＝(110)十(101)+(101)+(011)+(011)+(110)，共6个等价面。
{111}＝(111)+(111)+(111)+(111)，共4个等价面。
)121()112()112()211()112()121()211()121()211()211()121()112(}112{+++++++++++=共12个等价面。
4． 单位晶胞的体积为V Cu ＝0.14 nm 3(或1.4×10-28m 3) 5． (1)0.088 nm ；(2)0.100 nm 。
6． Cu 原子的线密度为2.77×106个原子/mm 。
Fe 原子的线密度为3.50×106个原子/mm 。
7． 1.6l ×l013个原子/mm 2；1.14X1013个原子/mm 2；1.86×1013个原子/mm 2。
8． (1) 5.29×1028个矽原子/m 3； (2) 0.33。
9． 9. 0.4×10-18/个原子。
10． 1.06×1014倍。
11． (1) 这种看法不正确。
在位错环运动移出晶体后，滑移面上、下两部分晶体相对移动的距离是由其柏氏矢量决定的。
位错环的柏氏矢量为b ，故其相对滑移了一个b 的距离。
(2) A'B'为右螺型位错，C'D'为左螺型位错；B'C'为正刃型位错，D'A'为负刃型位错。
位错运动移出晶体后滑移方向及滑移量如附图2.3所示。
12． (1)应沿滑移面上、下两部分晶体施加一切应力τ0，的方向应与de 位错线平行。
(2)在上述切应力作用下，位错线de 将向左(或右)移动，即沿着与位错线de 垂直的方向(且在滑移面上)移动。
八章固相反应(西北工业大学-刘智恩)
1．分析固态相变的阻力。
2．分析位错促进形核的主要原因。
—3．下式表示含n 个原子的晶胚形成时所引起系统自由能的变化。
))(/3/2βαλan Es Gv bn G +-∆-=∆式中：∆Gv —— 形成单位体积晶胚时的自由能变化；γα/β —— 界面能；,Es —— 应变能；a 、b —— 系数，其数值由晶胚的形状决定。
试求晶胚为球形时，a 和b 的值。
若∆Gv ，γα/β，Es 均为常数，试导出球状晶核的形核功∆G*。
4．A1-Cu合金的亚平衡相图如图8-5所示，试指出经过固溶处理的合金在T1，T2温度时效时的脱溶顺序；并解释为什么稳定相一般不会首先形成呢。
5．x Cu＝的Al-Cu合金(见图4-9)，在550℃固熔处理后。
α相中含x Cu ＝，然后重新加热到100℃，保温一段时间后，析出的θ相遍布整个合金体积。
设θ粒子的平均间距为5 nm，计算：(1) 每立方厘米合金中大约含有多少粒子(2) 假设析出θ后，α相中的x Cu＝0，则每个θ粒子中含有多少铜原子(θ相为fcc结构，原子半径为nm){6．连续脱熔和不连续脱熔有何区别试述不连续脱熔的主要特征7．试述Al-Cu合金的脱熔系列及可能出现的脱熔相的基本特征。
为什么脱溶过程会出现过渡相时效的实质是什么8．指出调幅分解的特征，它与形核、长大脱溶方式有何不同【9．试说明脱熔相聚集长大过程中，为什么总是以小球熔解、大球增大方式长大。
10．若固态相变中新相以球状颗粒从母相中析出，设单位体积自由能的变化为108J/m2，比表面能为1J/m2，应变能忽略不计，试求表面能为体积自由能的1％时的新相颗粒直径。
！11．试述无扩散型相变有何特点。
12．若金属B熔入面心立方金属A中，试问合金有序化的成分更可能是A3B还是A2B试用20个A原子和B原子作出原子在面心立方金属(111)面上的排列图形。
13．含碳质量分数w c＝及w c＝的甲5 mm碳钢试样，都经过860℃加热淬火，试说明淬火后所得到的组织形态、精细结构及成分。
西北工业大学《材料科学基础》课后题答案
1．有关晶面及晶向附图2.1所示。
2．见附图2.2所示。
3．{100}＝(100)十(010)+(001)，共3个等价面。
{110}＝(110)十(101)+(101)+(011)+(011)+(110)，共6个等价面。
{111}＝(111)+(111)+(111)+(111)，共4个等价面。
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4． 单位晶胞的体积为V Cu ＝0.14 nm 3(或1.4×10-28m 3)5． (1)0.088 nm ；(2)0.100 nm 。
6． Cu 原子的线密度为2.77×106个原子/mm 。
Fe 原子的线密度为3.50×106个原子/mm 。
7． 1.6l ×l013个原子/mm 2；1.14X1013个原子/mm 2；1.86×1013个原子/mm 2。
8． (1) 5.29×1028个矽原子/m 3； (2) 0.33。
9． 9. 0.4×10-18/个原子。
10． 1.06×1014倍。
11． (1) 这种看法不正确。
在位错环运动移出晶体后，滑移面上、下两部分晶体相对移动的距离是由其柏氏矢量决定的。
位错环的柏氏矢量为b ，故其相对滑移了一个b 的距离。
(2) A'B'为右螺型位错，C'D'为左螺型位错；B'C'为正刃型位错，D'A'为负刃型位错。
位错运动移出晶体后滑移方向及滑移量如附图2.3所示。
12．(1)应沿滑移面上、下两部分晶体施加一切应力τ，的方向应与de位错线平行。
(2)在上述切应力作用下，位错线de将向左(或右)移动，即沿着与位错线de垂直的方向(且在滑移面上)移动。
在位错线沿滑移面旋转360°后，在晶体表面沿柏氏矢量方向产生宽度为一个b的台阶。
西北工业大学材料科学基础04-12年真题答案剖析
2004年西北工业大学硕士研究生入学试题 参考答案一、简答题：（共40分，每小题8分）1、请简述间隙固溶体、间隙相、间隙化合物的异同点？答：相同点：小原子溶入。
不同点：间隙固溶体保持溶剂（大原子）点阵；间隙相、间隙化合物改变了大原子点阵，形成新点阵。
间隙相结构简单；间隙化合物结构复杂。
2、请简述影响扩散的主要因素有哪些。
答：影响扩散的主要因素：（1）温度；（2）晶体结构与类型；（3）晶体缺陷；（4）化学成分。
3、临界晶核的物理意义是什么？形成临界晶核的充分条件是什么？答：临界晶核的物理意义：可以自发长大的最小晶胚（或，半径等于rk 的晶核） 形成临界晶核的充分条件：（1）形成r ≥rk 的晶胚；（2）获得A ≥A*（临界形核功）的形核功。
4、有哪些因素影响形成非晶态金属？为什么？答：液态金属的粘度：粘度越大原子扩散越困难，易于保留液态金属结构。
冷却速度；冷却速度越快，原子重新排列时间越断，越容易保留液态金属结构。
5、合金强化途径有哪些？各有什么特点？答：细晶强化、固溶强化、复相强化、弥散强化（时效强化）加工硬化。
二、计算、作图题：（共60分，每小题12分）1、求]111[和]120[两晶向所决定的晶面，并绘图表示出来。
答：设所求的晶面指数为（h k l ） 则)112(0211:2111:1011::=----=l k h2、氧化镁（MgO ）具有NaCl 型结构，即具有O2-离子的面心立方结构。
问：（1）若其离子半径+2Mg r =0.066nm ，-2O r ＝0.140nm ，则其原子堆积密度为多少？ （2）如果+2Mg r /-2O r ＝0.41，则原子堆积密度是否改变？答：（1）点阵常数nm r r a O Mg 412.0)(222=+=-+堆积密度73.04)(43322=⨯+=-+a r r P O Mg f π（2）堆积密度会改变，因为Pf 与两异号离子半径的比值有关。
3、已知液态纯镍在 1.013×105 Pa （1大气压），过冷度为319 K 时发生均匀形核，设临界晶核半径为1nm ，纯镍熔点为1726 K ，熔化热ΔHm＝18075J/mol ，摩尔体积Vs ＝6.6cm3/mol ，试计算纯镍的液－固界面能和临界形核功。
西北工业大学《材料科学基础》课后题答案
1． 有关晶面及晶向附图2.1所示。
2． 见附图2.2所示。
3． {100}＝(100)十(010)+(001)，共3个等价面。
{110}＝(110)十(101)+(101)+(011)+(011)+(110)，共6个等价面。
{111}＝(111)+(111)+(111)+(111)，共4个等价面。
)121()112()112()211()112()121()211()121()211()211()121()112(}112{+++++++++++=共12个等价面。
4． 单位晶胞的体积为V Cu ＝0.14 nm 3(或1.4×10-28m 3) 5． (1)0.088 nm ；(2)0.100 nm 。
6． Cu 原子的线密度为2.77×106个原子/mm 。
Fe 原子的线密度为3.50×106个原子/mm 。
7． 1.6l ×l013个原子/mm 2；1.14X1013个原子/mm 2；1.86×1013个原子/mm 2。
8． (1) 5.29×1028个矽原子/m 3； (2) 0.33。
9． 9. 0.4×10-18/个原子。
10． 1.06×1014倍。
11． (1) 这种看法不正确。
在位错环运动移出晶体后，滑移面上、下两部分晶体相对移动的距离是由其柏氏矢量决定的。
位错环的柏氏矢量为b ，故其相对滑移了一个b 的距离。
(2) A'B'为右螺型位错，C'D'为左螺型位错；B'C'为正刃型位错，D'A'为负刃型位错。
位错运动移出晶体后滑移方向及滑移量如附图2.3所示。
12． (1)应沿滑移面上、下两部分晶体施加一切应力τ0，的方向应与de 位错线平行。
(2)在上述切应力作用下，位错线de 将向左(或右)移动，即沿着与位错线de 垂直的方向(且在滑移面上)移动。
西北工业大学材料科学基础课后题答案
1．有关晶面及晶向附图2.1所示。
2．见附图2.2所示。
3．{100}＝(100)十(010)+(001)，共3个等价面。
{110}＝(110)十(101)+(101)+(011)+(011)+(110)，共6个等价面。
{111}＝(111)+(111)+(111)+(111)，共4个等价面。
)121()112()112()211()112()121()211()121()211()211()121()112(}112{+++++++++++=共12个等价面。
4． 单位晶胞的体积为V Cu ＝0.14 nm 3(或1.4×10-28m 3)5． (1)0.088 nm ；(2)0.100 nm 。
6． Cu 原子的线密度为2.77×106个原子/mm 。
Fe 原子的线密度为3.50×106个原子/mm 。
7． 1.6l ×l013个原子/mm 2；1.14X1013个原子/mm 2；1.86×1013个原子/mm 2。
8． (1) 5.29×1028个矽原子/m 3； (2) 0.33。
9． 9. 0.4×10-18/个原子。
10． 1.06×1014倍。
11． (1) 这种看法不正确。
在位错环运动移出晶体后，滑移面上、下两部分晶体相对移动的距离是由其柏氏矢量决定的。
位错环的柏氏矢量为b ，故其相对滑移了一个b 的距离。
(2) A'B'为右螺型位错，C'D'为左螺型位错；B'C'为正刃型位错，D'A'为负刃型位错。
位错运动移出晶体后滑移方向及滑移量如附图2.3所示。
12．(1)应沿滑移面上、下两部分晶体施加一切应力τ，的方向应与de位错线平行。
(2)在上述切应力作用下，位错线de将向左(或右)移动，即沿着与位错线de垂直的方向(且在滑移面上)移动。
在位错线沿滑移面旋转360°后，在晶体表面沿柏氏矢量方向产生宽度为一个b的台阶。
西南工业大学材料科学与基础第三版(刘智恩)习题解析
第一章原子排列1. 作图表示立方晶系中的(123),(012),(421)晶面和[102],[211],[346]晶向.附图1-1 有关晶面及晶向2. 分别计算面心立方结构与体心立方结构的{100},{110}和{111}晶面族的面间距, 并指出面间距最大的晶面(设两种结构的点阵常数均为a).解由面心立方和体心立方结构中晶面间的几何关系, 可求得不同晶面族中的面间距如附表1-1所示.附表1-1 立方晶系中的晶面间距显然, FCC中{111}晶面的面间距最大, 而BCC中{110}晶面的面间距最大.注意: 对于晶面间距的计算, 不能简单地使用公式, 应考虑组成复合点阵时, 晶面层数会增加.3. 分别计算fcc和bcc中的{100},{110}和{111}晶面族的原子面密度和<100>,<110>和<111>晶向族的原子线密度, 并指出两种结构的差别. (设两种结构的点阵常数均为a)解原子的面密度是指单位晶面内的原子数; 原子的线密度是指晶面上单位长度所包含的原子数. 据此可求得原子的面密度和线密度如附表1-2所示.附表1-2 立方晶系中原子的面密度和线密度可见, 在BCC 中, 原子密度最大的晶面为{110}, 原子密度最大的晶向为<111>; 在FCC 中, 原子密度最大的晶面为{111}, 原子密度最大的晶向为<110>. 4. 在(0110)晶面上绘出[2113]晶向. 解 详见附图1-2.附图1-2 六方晶系中的晶向5. 在一个简单立方二维晶体中, 画出一个正刃型位错和一个负刃型位错. 试求: (1) 用柏氏回路求出正、负刃型位错的柏氏矢量.(2) 若将正、负刃型位错反向时, 说明其柏氏矢量是否也随之反向.(3) 具体写出该柏氏矢量的方向和大小.(4) 求出此两位错的柏氏矢量和.解 正负刃型位错示意图见附图1-3(a)和附图1-4(a).(1) 正负刃型位错的柏氏矢量见附图1-3(b)和附图1-4(b).(2) 显然, 若正、负刃型位错线反向, 则其柏氏矢量也随之反向.(3) 假设二维平面位于YOZ坐标面, 水平方向为Y轴, 则图示正、负刃型位错方向分别为[010]和[010], 大小均为一个原子间距(即点阵常数a).(4) 上述两位错的柏氏矢量大小相等, 方向相反, 故其矢量和等于0.6. 设图1-72所示立方晶体的滑移面ABCD平行于晶体的上下底面, 该滑移面上有一正方形位错环. 如果位错环的各段分别与滑移面各边平行, 其柏氏矢量b // AB, 试解答:(1) 有人认为“此位错环运动离开晶体后, 滑移面上产生的滑移台阶应为4个b”, 这种说法是否正确? 为什么?(2) 指出位错环上各段位错线的类型, 并画出位错移出晶体后, 晶体的外形、滑移方向和滑移量. (设位错环线的方向为顺时针方向)图1-72 滑移面上的正方形位错环附图1-5 位错环移出晶体引起的滑移解 (1) 这种看法不正确. 在位错环运动移出晶体后, 滑移面上下两部分晶体相对移动的距离是由其柏氏矢量决定的. 位错环的柏氏矢量为b, 故其相对滑移了一个b 的距离.(2) A ′B ′为右螺型位错, C ′D ′为左螺型位错, B ′C ′为正刃型位错, D ′A ′为负刃型位错. 位错运动移出晶体后滑移方向及滑移量见附图1-5.7. 设面心立方晶体中的(111)晶面为滑移面, 位错滑移后的滑移矢量为[110]2a.(1) 在晶胞中画出此柏氏矢量b 的方向并计算出其大小.(2) 在晶胞中画出引起该滑移的刃型位错和螺型位错的位错线方向, 并写出此二位错线的晶向指数.解 (1) 柏氏矢量等于滑移矢量, 因此柏氏矢量的方向为[110], /2. (2) 刃型位错与柏氏矢量垂直, 螺型位错与柏氏矢量平行, 晶向指数分别为[112]和[110], 详见附图1-6.附图1-6 位错线与其柏氏矢量、滑移矢量 8. 若面心立方晶体中有[101]2ab =的单位位错及[121]6ab =的不全位错, 此二位错相遇后产生位错反应.(1) 此反应能否进行? 为什么?(2) 写出合成位错的柏氏矢量, 并说明合成位错的性质. 解 (1) 能够进行. 因为既满足几何条件:[111]3abb==∑∑后前, 又满足能量条件: .22222133ba ba =>=∑∑后前.(2) [111]3ab =合, 该位错为弗兰克不全位错.9. 已知柏氏矢量的大小为b = 0.25nm, 如果对称倾侧晶界的取向差θ = 1° 和10°, 求晶界上位错之间的距离. 从计算结果可得到什么结论? 解 根据bD θ≈, 得到θ = 1°,10° 时, D ≈14.3nm, 1.43nm. 由此可知, θ = 10° 时位错之间仅隔5~6个原子间距, 位错密度太大, 表明位错模型已经不适用了. 第二章 固体中的相结构1. 已知Cd, In, Sn, Sb 等元素在Ag 中的固熔度极限(摩尔分数)分别为0.435, 0.210, 0.130, 0.078; 它们的原子直径分别为0.3042 nm, 0.314 nm, 0.316 nm, 0.3228 nm; Ag 的原子直径为0.2883 nm. 试分析其固熔度极限差异的原因, 并计算它们在固熔度极限时的电子浓度.答: 在原子尺寸因素相近的情况下, 熔质元素在一价贵金属中的固熔度(摩尔分数)受原子价因素的影响较大, 即电子浓度e/a 是决定固熔度(摩尔分数)的一个重要因素, 而且电子浓度存在一个极限值(约为1.4). 电子浓度可用公式A B B B (1)c Z x Z x =-+ 计算. 式中, ZA, ZB 分别为A, B 组元的价电子数; xB 为B 组元的摩尔分数. 因此, 随着熔质元素价电子数的增加, 极限固熔度会越来越小.Cd, In, Sn, Sb 等元素与Ag 的原子直径相差不超过15%(最小的Cd 为5.5%, 最大的Sb 为11.96%), 满足尺寸相近原则, 这些元素的原子价分别为2, 3, 4, 5价, Ag 为1价, 据此推断它们的固熔度极限越来越小, 实际情况正好反映了这一规律; 根据上面的公式可以计算出它们在固熔度(摩尔分数)极限时的电子浓度分别为1.435, 1.420, 1.390, 1.312.2. 碳可以熔入铁中而形成间隙固熔体, 试分析是α-Fe 还是γ-Fe 能熔入较多的碳. 答: α-Fe 为体心立方结构, 致密度为0.68; γ-Fe 为面心立方结构, 致密度为0.74. 显然, α-Fe中的间隙总体积高于γ-Fe, 但由于α-Fe的间隙数量多, 单个间隙半径却较小, 熔入碳原子将会产生较大的畸变, 因此, 碳在γ-Fe中的固熔度较α-Fe的大. 3. 为什么只有置换固熔体的两个组元之间才能无限互熔, 而间隙固熔体则不能? 答: 这是因为形成固熔体时, 熔质原子的熔入会使熔剂结构产生点阵畸变, 从而使体系能量升高. 熔质原子与熔剂原子尺寸相差越大, 点阵畸变的程度也越大, 则畸变能越高, 结构的稳定性越低, 熔解度越小. 一般来说, 间隙固熔体中熔质原子引起的点阵畸变较大, 故不能无限互熔, 只能有限熔解.第三章凝固1. 分析纯金属生长形态与温度梯度的关系.答: 纯金属生长形态是指晶体宏观长大时固-液界面的形貌. 界面形貌取决于界面前沿液相中的温度梯度.(1) 平面状长大: 当液相具有正温度梯度时, 晶体以平直界面方式推移长大. 此时, 界面上任何偶然的、小的凸起深入液相时, 都会使其过冷度减小, 长大速率降低或停止长大, 而被周围部分赶上, 因而能保持平直界面的推移. 长大过程中晶体沿平行温度梯度的方向生长, 或沿散热的反方向生长, 而其它方向的生长则受到限制.(2) 树枝状长大: 当液相具有负温度梯度时, 晶体将以树枝状方式生长. 此时, 界面上偶然的凸起深入液相时, 由于过冷度的增大, 长大速率越来越大; 而它本身生长时又要释放结晶潜热, 不利于近旁的晶体生长, 只能在较远处形成另一凸起. 这就形成了枝晶的一次轴, 在一次轴成长变粗的同时, 由于释放潜热使晶枝侧旁液体中也呈现负温度梯度, 于是在一次轴上又会长出小枝来, 称为二次轴, 在二次轴上又长出三次轴……由此而形成树枝状骨架, 故称为树枝晶(简称枝晶).2. 简述纯金属晶体长大机制及其与固-液界面微观结构的关系.答: 晶体长大机制是指晶体微观长大方式, 即液相原子添加到固相的方式, 它与固-液界面的微观结构有关.(1) 垂直长大方式: 具有粗糙界面的物质, 因界面上约有50%的原子位置空着, 这些空位都可以接受原子, 故液相原子可以进入空位, 与晶体连接, 界面沿其法线方向垂直推移, 呈连续式长大.(2) 横向(台阶)长大方式: 包括二维晶核台阶长大机制和晶体缺陷台阶长大机制, 具有光滑界面的晶体长大往往采取该方式. 二维晶核模式, 认为其生长主要是利用系统的能量起伏, 使液相原子在界面上通过均匀形核形成一个原子厚度的二维薄层状稳定的原子集团, 然后依靠其周围台阶填充原子, 使二维晶核横向长大, 在该层填满后, 则在新的界面上形成新的二维晶核, 继续填满, 如此反复进行.晶体缺陷方式, 认为晶体生长是利用晶体缺陷存在的永不消失的台阶(如螺型位错的台阶或挛晶的沟槽)长大的. 第四章 相图1. 在Al-Mg 合金中, xMg 为0.15, 计算该合金中镁的wMg 为多少.解 设Al 的相对原子量为MAl, 镁的相对原子量为MMg, 按1mol Al-Mg 合金计算, 则镁的质量分数可表示为Mg MgMg Al Al Mg Mg100%x M w x M x M =⨯+.将xMg = 0.15, xAl = 0.85, MMg = 24, MAl = 27代入上式中, 得到wMg = 13.56%.2. 根据图4-117所示二元共晶相图, 试完成:(1) 分析合金I, II 的结晶过程, 并画出冷却曲线.(2) 说明室温下合金I, II 的相和组织是什么, 并计算出相和组织组成物的相对量.(3) 如果希望得到共晶组织加上相对量为5%的β初 的合金, 求该合金的成分.图4-117 二元共晶相图 附图4-1 合金I 的冷却曲线 附图4-2 合金II 的冷却曲线解 (1) 合金I 的冷却曲线参见附图4-1, 其结晶过程如下:1以上, 合金处于液相;1~2时, 发生匀晶转变L →α, 即从液相L 中析出固熔体α, L 和α的成分沿液相线和固相线变化, 达到2时, 凝固过程结束;2时, 为α相;2~3时, 发生脱熔转变, α→βII.合金II 的冷却曲线参见附图4-2, 其结晶过程如下:1以上, 处于均匀液相;1~2时, 进行匀晶转变L →β;2时, 两相平衡共存, 0.50.9L β;2~2时,剩余液相发生共晶转变0.50.20.9L βα+;2~3时, 发生脱熔转变α→βII.(2) 室温下, 合金I 的相组成物为α + β, 组织组成物为α + βII.相组成物相对量计算如下:αβ0.900.20100%82%0.900.050.200.05100%18%0.900.05w w -=⨯=--=⨯=-组织组成物的相对量与相的一致.室温下, 合金II 的相组成物为α + β, 组织组成物为β初 + (α+β).相组成物相对量计算如下:αβ0.900.80100%12%0.900.050.800.05100%88%0.900.05w w -=⨯=--=⨯=-组织组成物相对量计算如下:β(α+β)0.800.50100%75%0.900.500.900.80100%25%0.900.50w w -=⨯=--=⨯=-初(3) 设合金的成分为wB = x, 由题意知该合金为过共晶成分, 于是有β0.50100%5%0.900.50x w -=⨯=-初所以, x = 0.52, 即该合金的成分为wB = 0.52.3. 计算wC 为0.04的铁碳合金按亚稳态冷却到室温后组织中的珠光体、二次渗碳体和莱氏体的相对量, 并计算组成物珠光体中渗碳体和铁素体及莱氏体中二次渗碳体、共晶渗碳体与共析渗碳体的相对量.解 根据Fe-Fe3C 相图, wC = 4%的铁碳合金为亚共晶铸铁, 室温下平衡组织为 P + Fe3CII + Ld ′, 其中P 和Fe3CII 系由初生奥氏体转变而来, 莱氏体则由共晶成分的液相转变而成, 因此莱氏体可由杠杆定律直接计算, 而珠光体和二次渗碳体则可通过两次使用杠杆定律间接计算出来. Ld ′ 相对量: dL 4 2.11100%86.3%4.3 2.11w '-=⨯=-.Fe3CII相对量:3II Fe C 4.34 2.110.77100% 3.1%4.3 2.11 6.690.77w --=⨯⨯=--.P相对量:P 4.34 6.69 2.11100%10.6%4.3 2.11 6.690.77w --=⨯⨯=--.珠光体中渗碳体和铁素体的相对量的计算则以共析成分点作为支点, 以wC = 0.001%和wC = 6.69%为端点使用杠杆定律计算并与上面计算得到的珠光体相对量级联得到. P 中F 相对量:F P 6.690.77100%9.38%6.690.001w w -=⨯⨯=-.P 中Fe3C 相对量:3Fe C 10.6%9.38% 1.22%w =-=.至于莱氏体中共晶渗碳体、二次渗碳体及共析渗碳体的相对量的计算, 也需采取杠杆定律的级联方式, 但必须注意一点, 共晶渗碳体在共晶转变线处计算, 而二次渗碳体及共析渗碳体则在共析转变线处计算. Ld ′ 中共晶渗碳体相对量: dCm L 4.3 2.11100%41.27%6.69 2.11w w '-=⨯⨯=-共晶Ld ′ 中二次渗碳体相对量: dCm L 6.69 4.3 2.110.77100%10.2%6.69 2.11 6.690.77w w '--=⨯⨯⨯=--IILd ′ 中共析渗碳体相对量:dCm L 6.69 4.3 6.69 2.110.770.0218100% 3.9%6.69 2.11 6.690.77 6.690.0218w w '---=⨯⨯⨯⨯=---共析4. 根据下列数据绘制Au-V 二元相图. 已知金和钒的熔点分别为1064℃和1920℃.金与钒可形成中间相β(AuV3); 钒在金中的固熔体为α, 其室温下的熔解度为wV = 0.19; 金在钒中的固熔体为γ, 其室温下的熔解度为wAu = 0.25. 合金系中有两个包晶转变, 即1400V V V 1522V V V (1) β(0.4)L(0.25)α(0.27)(2) γ(0.52)L(0.345)α(0.45)w w w w w w =+===+==℃℃解 根据已知数据绘制的Au-V 二元相图参见附图4-3.附图4-3 Au-V 二元相图 第五章 材料中的扩散1. 设有一条直径为3cm 的厚壁管道, 被厚度为0.001cm 的铁膜隔开, 通过输入氮气以保持在膜片一边氮气浓度为1000 mol/m3; 膜片另一边氮气浓度为100 mol/m3. 若氮在铁中700℃时的扩散系数为4×10-7 cm2 /s, 试计算通过铁膜片的氮原子总数. 解设铁膜片左右两边的氮气浓度分别为c1, c2, 则铁膜片处浓度梯度为7421510010009.010 mol /m 110c c c c x x x --∂∆-≈===-⨯∂∆∆⨯根据扩散第一定律计算出氮气扩散通量为722732410(10)(9.010) 3.610 mol/(m s)cJ Dx---∂=-=-⨯⨯⨯-⨯=⨯∂于是, 单位时间通过铁膜片的氮气量为3-22-63.610(310) 2.5410 mol/s4J A π-=⨯⨯⨯⨯=⨯最终得到单位时间通过铁膜片的氮原子总数为-62318-1A () 2.5410 6.02102 3.0610 s N J A N =⨯=⨯⨯⨯⨯=⨯第六章 塑性变形1. 铜单晶体拉伸时, 若力轴为 [001] 方向, 临界分切应力为0.64 MPa, 问需要多大的拉伸应力才能使晶体开始塑性变形?解 铜为面心立方金属, 其滑移系为 {111}<110>, 4个 {111} 面构成一个八面体, 详见教材P219中的图6-12.当拉力轴为 [001] 方向时, 所有滑移面与力轴间的夹角相同, 且每个滑移面上的三个滑移方向中有两个与力轴的夹角相同, 另一个为硬取向(λ = 90°). 于是, 取滑移系(111)[101]进行计算.ks cos cos cos cos 0.64 1.57 MPa.m mϕλϕλτσ=========即至少需要1.57 MPa 的拉伸应力才能使晶体产生塑性变形.2. 什么是滑移、滑移线、滑移带和滑移系? 作图表示α-Fe, Al, Mg 中的最重要滑移系. 那种晶体的塑性最好, 为什么?答: 滑移是晶体在切应力作用下一部分相对于另一部分沿一定的晶面和晶向所作的平行移动; 晶体的滑移是不均匀的, 滑移部分与未滑移部分晶体结构相同. 滑移后在晶体表面留下台阶, 这就是滑移线的本质. 相互平行的一系列滑移线构成所谓滑移带. 晶体发生滑移时, 某一滑移面及其上的一个滑移方向就构成了一个滑移系.附图6-1 三种晶体点阵的主要滑移系α-Fe具有立方体心结构, 主要滑移系可表示为{110}<111>, 共有6×2 = 12个; Al 具有面心立方结构, 其滑移系可表示为{111}<110>, 共有4×3 = 12个; Mg具有密<>, 共有1×3 = 3个. 晶体的塑性与其滑排六方结构, 主要滑移系可表示为{0001}1120移系的数量有直接关系, 滑移系越多, 塑性越好; 滑移系数量相同时, 又受滑移方向影响, 滑移方向多者塑性较好, 因此, 对于α-Fe, Al, Mg三种金属, Al的塑性最好, Mg 的最差, α-Fe居中. 三种典型结构晶体的重要滑移系如附图6-1所示.3. 什么是临界分切应力? 影响临界分切应力的主要因素是什么? 单晶体的屈服强度与外力轴方向有关吗? 为什么?答: 滑移系开动所需的作用于滑移面上、沿滑移方向的最小分切应力称为临界分切应力.临界分切应力τk的大小主要取决于金属的本性, 与外力无关. 当条件一定时, 各种晶体的临界分切应力各有其定值. 但它是一个组织敏感参数, 金属的纯度、变形速度和温度、金属的加工和热处理状态都对它有很大影响.如前所述, 在一定条件下, 单晶体的临界分切应力保持为定值, 则根据分切应力与外加轴向应力的关系: σs = τk / m, m为取向因子, 反映了外力轴与滑移系之间的位向关系, 因此, 单晶体的屈服强度与外力轴方向关系密切. m越大, 则屈服强度越小, 越有利于滑移.4. 孪生与滑移主要异同点是什么? 为什么在一般条件下进行塑性变形时锌中容易出现挛晶, 而纯铁中容易出现滑移带?答: 孪生与滑移的异同点如附表6-1所示.附表6-1 晶体滑移与孪生的比较锌为密排六方结构金属, 主要滑移系仅3个, 因此塑性较差, 滑移困难, 往往发生孪生变形, 容易出现挛晶; 纯铁为体心立方结构金属, 滑移系较多, 共有48个, 其中主要滑移系有12个, 因此塑性较好, 往往发生滑移变形, 容易出现滑移带. 第七章 回复与再结晶1. 已知锌单晶体的回复激活能为8.37×104 J/mol, 将冷变形的锌单晶体在-50 ℃进行回复处理, 如去除加工硬化效应的25% 需要17 d, 问若在5 min 内达到同样效果, 需将温度提高多少摄氏度?解 根据回复动力学, 采用两个不同温度将同一冷变形金属的加工硬化效应回复到同样程度, 回复时间、温度满足下述关系:122111exp t Q t R T T ⎛⎫⎛⎫=-- ⎪ ⎪ ⎪⎝⎭⎝⎭整理后得到221111ln T t RT Q t =+.将41211223 K,/5/(172460),8.3710 J/mol, 8.314 J/(mol K)4896T t t Q R ==⨯⨯==⨯=⋅代入上式得到2274.7 K T =.因此, 需将温度提高21274.722351.7 T T T ∆=-=-=℃.2. 纯铝在553 ℃ 和627 ℃ 等温退火至完成再结晶分别需要40 h 和1 h, 试求此材料的再结晶激活能.解 再结晶速率v 再与温度T 的关系符合阿累尼乌斯(Arrhenius)公式, 即exp()Q v A RT=-再其中, Q 为再结晶激活能, R 为气体常数.如果在两个不同温度T1, T2进行等温退火, 欲产生同样程度的再结晶所需时间分别为t1, t2, 则122112122111exp[()]ln(/)t Q t R T T RT T t t Q T T =--⇒=- 依题意, 有T1= 553 + 273 = 826 K, T2 = 627 + 273 = 900 K, t1 = 40 h, t2 = 1 h, 则58.314826900ln(40/1)3.0810J/mol900826Q ⨯⨯⨯=⨯-3. 说明金属在冷变形、回复、再结晶及晶粒长大各阶段的显微组织、机械性能特点与主要区别.答: 金属在冷变形、回复、再结晶及晶粒长大各阶段的显微组织、机械性能特点与主要区别详见附表7-1.附表7-1 金属在冷变形、回复、再结晶及晶粒长大各阶段的显微组织、机械性能。
【基础】材料科学基础作业题及答案西北工业大学
【关键字】基础第4章——三元合金相图习题及答案12.图4-120为Pb-Sn-Zn三元相图液面投影图。
（1）在图上标出合金X(wPb=0.75，wSn=0.15，wZn=0.10)的位置，合金Y(wPb=0.50，wSn=0.30，wZn=0.20)的位置及合金Z(wPb=0.10，wSn=0.10，wZn=0.80)的位置。
（2）若将2kgX，4kgY及6kgZ混熔成合金W，指出W成分点位置。
（3）若有合金X，问需要配何种成分的合金才能混合成合金Y。
解：（1）（2）W合金的成分：wPb=(0.75×2+0.50×4+0.10×6)/(2+4+6)=0.342wSn=(0.15×2+0.30×4+0.10×6)/(2+4+6)=0.175wZn=(0.10×2+0.20×4+0.80×6)/(2+4+6)=0.483(3)需要合金6-3=合金A，其成分为：wPb=（0.50×6-0.75×3）/3=0.25wSn=（0.30×6-0.15×3）/3=0.45wZn=（0.20×6-0.10×3）/3=0.314.试分析图4-96中所示①，②，③，④和⑤区内合金的结晶过程，冷却曲线及组织变化示意图，并在图上标出各相成分变化的路线。
解：15.试分析图4-102所示中Ⅰ，Ⅱ，Ⅲ，Ⅳ和Ⅴ区内合金的结晶过程，冷却曲线及组织组成物。
解：16.请在图4-113所示中指出合金X(wCu=0.15,wMg=0.05)及合金Y(wCu=wMg=0.20)的成分点、初生相及开始凝固温度；并根据液相单变量线的走向判断所有四相平衡转变的类型。
解：成分点见图。
合金X的初生相为α，合金Y的初生相为S。
合金X的开始凝固温度稍低于。
合金Y的开始凝固温度稍高于。
在所示的成分范围内,公有4个液相单变量线的交叉点,它们代表4个四相平衡反应。
西北工业大学《材料科学基础》课后题答案
1． 有关晶面及晶向附图2。
1所示。
2． 见附图2.2所示。
3． ｛100｝＝(100)十（010)+(001)，共3个等价面.{110｝＝（110)十(101)+（101）+(011)+（011)+(110)，共6个等价面.｛111}＝(111)+(111)+(111)+（111），共4个等价面。
)121()112()112()211()112()121()211()121()211()211()121()112(}112{+++++++++++=共12个等价面。
4． 单位晶胞的体积为V Cu ＝0.14 nm 3(或1。
4×10—28m 3) 5． （1）0.088 nm;(2)0。
100 nm.6． Cu 原子的线密度为2.77×106个原子/mm 。
Fe 原子的线密度为3。
50×106个原子/mm 。
7． 1。
6l ×l013个原子/mm 2；1。
14X1013个原子/mm 2;1。
86×1013个原子/mm 2。
8． (1） 5.29×1028个矽原子/m 3； (2） 0.33。
9． 9. 0。
4×10-18/个原子。
10． 1.06×1014倍.11． （1) 这种看法不正确。
在位错环运动移出晶体后，滑移面上、下两部分晶体相对移动的距离是由其柏氏矢量决定的。
位错环的柏氏矢量为b ，故其相对滑移了一个b 的距离.(2) A'B'为右螺型位错，C'D'为左螺型位错;B’C'为正刃型位错,D'A'为负刃型位错。
位错运动移出晶体后滑移方向及滑移量如附图2。
3所示。
12． （1)应沿滑移面上、下两部分晶体施加一切应力τ0，的方向应与de 位错线平行。
（2)在上述切应力作用下，位错线de 将向左（或右）移动,即沿着与位错线de 垂直的方向（且在滑移面上）移动。
第七章习题答案
结晶化学〃第七章习题与思考题1.某单色光的能量为2.75eV，计算该单色光的波长，指出该单色光的颜色。
★答：451nm，紫光。
2.说明晶体场呈色和离子电荷跃迁机理的区别。
★答：晶体场呈色是位于晶体结构中的单个过渡离子外电子层内的电子跃迁致色，而离子电荷跃迁的呈色位于晶体结构中相邻两离子之间电子的转移和跃迁致色。
或：晶体场呈色的核心是d电子离子的d电子轨道被晶体场分裂后，分裂后d轨道间的电子跃迁导致晶体呈色—电子的跃迁限制在该d电子离子内。
离子电荷跃迁的呈色是晶体结构中相邻的两个离子之间电荷的跃迁或转移导致晶体呈色。
3.说明色心呈色和离子电荷跃迁机理的区别。
★答：色心呈色机理是晶体结构缺陷捕获的电子、同时电子为摆脱束缚而导致的晶体呈色，而离子电荷跃迁的呈色位于晶体结构中相邻两离子之间电子的转移和跃迁致色。
4.根据激发源，写出6种常见的晶体发光形式。
★答：光致发光（可见光、激光），场致发光（电场），热发光（热能），辐射发光（高能离子），摩擦发光（机械能）、化学发光（化学反应）。
5.简述晶体中解理产生的原因。
★★答：与晶体结构有关的四个解理成因：①平行晶体结构中面网间距(d)最大的面网方向；②平行晶体结构中电性中和的面网方向；③平行晶体结构中同号离子相邻的面网方向；④平行晶体结构中化学键力强的的面网方向。
6.方铅矿PbS为什么具有平行｛100｝的解理？★★答：方铅矿PbS具有NaCl型结构。
该结构中平行（100）方向的面网既是面网间距(d)最大的面网，同时又是电性中和之面网。
已知NaCl型结构结构的空间群Fm3m，所以方铅矿具有平行｛100｝的三组解理，解理夹角90°。
7.为什么金刚石比石墨的硬度大？★★答：金刚石中CN C=4，C-C以均匀的共价键相联结成配位四面体，结构为配位基型结构。
石墨的CN C=3，C-C在垂直C轴方向以共价键相联结形成配位平面三角形，配位平面三角形在二维方向共角顶联结成层，层与层之间以分子键相连，使结构为层状基型。
《材科基础》第八章：回复与再结晶课后答案
一、室温下枪弹击穿一铜板和铅板，试分析长期保持后二板弹孔周围组织的变化及原因。
解答：枪弹击穿为快速变形，可以视为冷加工，铜板和铅板再结晶温度分别为远高于室温和室温以下。
故铜板可以视为冷加工，弹孔周围保持变形组织铅板弹孔周围为再结晶组织。
四、试比较去应力退火过程与动态回复过程位错运动有何不同？从显微组织上如何区分动、静态回复和动、静态再结晶？解答：去应力退火过程中，位错攀移与滑移后重新排列，高能态转变为低能态，动态回复过程是通过螺型位错的交滑移和刃型位错的攀移使得异号位错相互抵消，保持位错增殖率与消失率之间动态平衡。
从显微组织上，静态回复可以看到清晰亚晶界，静态再结晶时形成等轴晶粒，动态回复形成胞状亚结构，动态再结晶时形成等轴晶，又形成位错缠结，比静态再结晶的晶粒细小。
五、讨论在回复和再结晶阶段空位和位错的变化对金属的组织和性能所带来的影响。
回复可分为低温回复、中温回复、高温回复。
低温回复阶段主要是空位浓度明显降低。
中温回复阶段由于位错运动会导致异号位错合并而相互抵消，位错密度有所降低，但降幅不大。
所以力学性能只有很少恢复。
高温回复的主要机制为多边化。
多边化由于同号刃型位错的塞积而导致晶体点阵弯曲，通过刃型位错的攀移和滑移，使同号刃型位错沿垂直于滑移面的方向排列成小角度的亚晶界。
此过程称为多边化。
多晶体金属塑性变形时滑移通常是在许多互相交截的滑移面上进行，产生由缠结位错构成的胞状组织。
因此，多边化后不仅所形成的亚晶粒小得多，而且许多亚晶界是由位错网组成的。
对性能影响：去除残余应力，使冷变形的金属件在基本保持应变硬化状态的条件下，降低其内应力，以免变形或开裂，并改善工件的耐蚀性。
再结晶是一种形核和长大的过程，靠原子的扩散进行。
冷变形金属加热时组织与性能最显著的变化就是在再结晶阶段发生的。
特点：a组织发生变化，由冷变形的伸长晶粒变为新的等轴晶粒；b力学性能发生急剧变化，强度、硬度急剧下降，应变硬化全部消除，恢复到变形前的状态c变形储能在再结晶过程中全部释放。
西南工业大学材料科学与基础第三版（刘智恩）习题解析
西南⼯业⼤学材料科学与基础第三版（刘智恩）习题解析第⼀章原⼦排列1. 作图表⽰⽴⽅晶系中的(123),(012),(421)晶⾯和[102],[211],[346]晶向.附图1-1 有关晶⾯及晶向2. 分别计算⾯⼼⽴⽅结构与体⼼⽴⽅结构的{100},{110}和{111}晶⾯族的⾯间距, 并指出⾯间距最⼤的晶⾯(设两种结构的点阵常数均为a).解由⾯⼼⽴⽅和体⼼⽴⽅结构中晶⾯间的⼏何关系, 可求得不同晶⾯族中的⾯间距如附表1-1所⽰.附表1-1 ⽴⽅晶系中的晶⾯间距显然, FCC中{111}晶⾯的⾯间距最⼤, ⽽BCC中{110}晶⾯的⾯间距最⼤.注意: 对于晶⾯间距的计算, 不能简单地使⽤公式, 应考虑组成复合点阵时, 晶⾯层数会增加.3. 分别计算fcc和bcc中的{100},{110}和{111}晶⾯族的原⼦⾯密度和<100>,<110>和<111>晶向族的原⼦线密度, 并指出两种结构的差别. (设两种结构的点阵常数均为a)解原⼦的⾯密度是指单位晶⾯内的原⼦数; 原⼦的线密度是指晶⾯上单位长度所包含的原⼦数. 据此可求得原⼦的⾯密度和线密度如附表1-2所⽰.附表1-2 ⽴⽅晶系中原⼦的⾯密度和线密度可见, 在BCC 中, 原⼦密度最⼤的晶⾯为{110}, 原⼦密度最⼤的晶向为<111>; 在FCC 中, 原⼦密度最⼤的晶⾯为{111}, 原⼦密度最⼤的晶向为<110>. 4. 在(0110)晶⾯上绘出[2113]晶向. 解详见附图1-2.附图1-2 六⽅晶系中的晶向5. 在⼀个简单⽴⽅⼆维晶体中, 画出⼀个正刃型位错和⼀个负刃型位错. 试求: (1) ⽤柏⽒回路求出正、负刃型位错的柏⽒⽮量.(2) 若将正、负刃型位错反向时, 说明其柏⽒⽮量是否也随之反向.(3) 具体写出该柏⽒⽮量的⽅向和⼤⼩.(4) 求出此两位错的柏⽒⽮量和.解正负刃型位错⽰意图见附图1-3(a)和附图1-4(a).(1) 正负刃型位错的柏⽒⽮量见附图1-3(b)和附图1-4(b).(2) 显然, 若正、负刃型位错线反向, 则其柏⽒⽮量也随之反向.(3) 假设⼆维平⾯位于YOZ坐标⾯, ⽔平⽅向为Y轴, 则图⽰正、负刃型位错⽅向分别为[010]和[010], ⼤⼩均为⼀个原⼦间距(即点阵常数a).(4) 上述两位错的柏⽒⽮量⼤⼩相等, ⽅向相反, 故其⽮量和等于0.6. 设图1-72所⽰⽴⽅晶体的滑移⾯ABCD平⾏于晶体的上下底⾯, 该滑移⾯上有⼀正⽅形位错环. 如果位错环的各段分别与滑移⾯各边平⾏, 其柏⽒⽮量b // AB, 试解答:(1) 有⼈认为“此位错环运动离开晶体后, 滑移⾯上产⽣的滑移台阶应为4个b”, 这种说法是否正确? 为什么?(2) 指出位错环上各段位错线的类型, 并画出位错移出晶体后, 晶体的外形、滑移⽅向和滑移量. (设位错环线的⽅向为顺时针⽅向)图1-72 滑移⾯上的正⽅形位错环附图1-5 位错环移出晶体引起的滑移解 (1) 这种看法不正确. 在位错环运动移出晶体后, 滑移⾯上下两部分晶体相对移动的距离是由其柏⽒⽮量决定的. 位错环的柏⽒⽮量为b, 故其相对滑移了⼀个b 的距离.(2) A ′B ′为右螺型位错, C ′D ′为左螺型位错, B ′C ′为正刃型位错, D ′A ′为负刃型位错. 位错运动移出晶体后滑移⽅向及滑移量见附图1-5.7. 设⾯⼼⽴⽅晶体中的(111)晶⾯为滑移⾯, 位错滑移后的滑移⽮量为[110]2a .(1) 在晶胞中画出此柏⽒⽮量b 的⽅向并计算出其⼤⼩.(2) 在晶胞中画出引起该滑移的刃型位错和螺型位错的位错线⽅向, 并写出此⼆位错线的晶向指数.解 (1) 柏⽒⽮量等于滑移⽮量, 因此柏⽒⽮量的⽅向为[110], /2.(2) 刃型位错与柏⽒⽮量垂直, 螺型位错与柏⽒⽮量平⾏, 晶向指数分别为[112]和[110], 详见附图1-6.附图1-6 位错线与其柏⽒⽮量、滑移⽮量 8. 若⾯⼼⽴⽅晶体中有[101]2a b =的单位位错及[121]6a b =的不全位错, 此⼆位错相遇后产⽣位错反应.(1) 此反应能否进⾏? 为什么?(2) 写出合成位错的柏⽒⽮量, 并说明合成位错的性质. 解 (1) 能够进⾏. 因为既满⾜⼏何条件:[111]3a b b ==∑∑后前, ⼜满⾜能量条件: .22222133b ab a=>=∑∑后前.(2)[111]3a b =合, 该位错为弗兰克不全位错.9. 已知柏⽒⽮量的⼤⼩为b = 0.25nm, 如果对称倾侧晶界的取向差θ = 1° 和10°, 求晶界上位错之间的距离. 从计算结果可得到什么结论? 解根据bD θ≈, 得到θ = 1°,10° 时, D ≈14.3nm, 1.43nm. 由此可知, θ = 10° 时位错之间仅隔5~6个原⼦间距, 位错密度太⼤, 表明位错模型已经不适⽤了. 第⼆章固体中的相结构1. 已知Cd, In, Sn, Sb 等元素在Ag 中的固熔度极限(摩尔分数)分别为0.435, 0.210, 0.130, 0.078; 它们的原⼦直径分别为0.3042 nm, 0.314 nm, 0.316 nm, 0.3228 nm; Ag 的原⼦直径为0.2883 nm. 试分析其固熔度极限差异的原因, 并计算它们在固熔度极限时的电⼦浓度.答: 在原⼦尺⼨因素相近的情况下, 熔质元素在⼀价贵⾦属中的固熔度(摩尔分数)受原⼦价因素的影响较⼤, 即电⼦浓度e/a 是决定固熔度(摩尔分数)的⼀个重要因素, ⽽且电⼦浓度存在⼀个极限值(约为1.4). 电⼦浓度可⽤公式A B B B (1)c Z x Z x =-+ 计算. 式中, ZA, ZB 分别为A, B 组元的价电⼦数; xB 为B 组元的摩尔分数. 因此, 随着熔质元素价电⼦数的增加, 极限固熔度会越来越⼩.Cd, In, Sn, Sb 等元素与Ag 的原⼦直径相差不超过15%(最⼩的Cd 为5.5%, 最⼤的Sb 为11.96%), 满⾜尺⼨相近原则, 这些元素的原⼦价分别为2, 3, 4, 5价, Ag 为1价, 据此推断它们的固熔度极限越来越⼩, 实际情况正好反映了这⼀规律; 根据上⾯的公式可以计算出它们在固熔度(摩尔分数)极限时的电⼦浓度分别为1.435, 1.420, 1.390, 1.312.2. 碳可以熔⼊铁中⽽形成间隙固熔体, 试分析是α-Fe 还是γ-Fe 能熔⼊较多的碳. 答: α-Fe 为体⼼⽴⽅结构, 致密度为0.68; γ-Fe 为⾯⼼⽴⽅结构, 致密度为0.74. 显然, α-Fe中的间隙总体积⾼于γ-Fe, 但由于α-Fe的间隙数量多, 单个间隙半径却较⼩, 熔⼊碳原⼦将会产⽣较⼤的畸变, 因此, 碳在γ-Fe中的固熔度较α-Fe的⼤. 3. 为什么只有置换固熔体的两个组元之间才能⽆限互熔, ⽽间隙固熔体则不能? 答: 这是因为形成固熔体时, 熔质原⼦的熔⼊会使熔剂结构产⽣点阵畸变, 从⽽使体系能量升⾼. 熔质原⼦与熔剂原⼦尺⼨相差越⼤, 点阵畸变的程度也越⼤, 则畸变能越⾼, 结构的稳定性越低, 熔解度越⼩. ⼀般来说, 间隙固熔体中熔质原⼦引起的点阵畸变较⼤, 故不能⽆限互熔, 只能有限熔解.第三章凝固1. 分析纯⾦属⽣长形态与温度梯度的关系.答: 纯⾦属⽣长形态是指晶体宏观长⼤时固-液界⾯的形貌. 界⾯形貌取决于界⾯前沿液相中的温度梯度.(1) 平⾯状长⼤: 当液相具有正温度梯度时, 晶体以平直界⾯⽅式推移长⼤. 此时, 界⾯上任何偶然的、⼩的凸起深⼊液相时, 都会使其过冷度减⼩, 长⼤速率降低或停⽌长⼤, ⽽被周围部分赶上, 因⽽能保持平直界⾯的推移. 长⼤过程中晶体沿平⾏温度梯度的⽅向⽣长, 或沿散热的反⽅向⽣长, ⽽其它⽅向的⽣长则受到限制.(2) 树枝状长⼤: 当液相具有负温度梯度时, 晶体将以树枝状⽅式⽣长. 此时, 界⾯上偶然的凸起深⼊液相时, 由于过冷度的增⼤, 长⼤速率越来越⼤; ⽽它本⾝⽣长时⼜要释放结晶潜热, 不利于近旁的晶体⽣长, 只能在较远处形成另⼀凸起. 这就形成了枝晶的⼀次轴, 在⼀次轴成长变粗的同时, 由于释放潜热使晶枝侧旁液体中也呈现负温度梯度, 于是在⼀次轴上⼜会长出⼩枝来, 称为⼆次轴, 在⼆次轴上⼜长出三次轴……由此⽽形成树枝状⾻架, 故称为树枝晶(简称枝晶).2. 简述纯⾦属晶体长⼤机制及其与固-液界⾯微观结构的关系.答: 晶体长⼤机制是指晶体微观长⼤⽅式, 即液相原⼦添加到固相的⽅式, 它与固-液界⾯的微观结构有关.(1) 垂直长⼤⽅式: 具有粗糙界⾯的物质, 因界⾯上约有50%的原⼦位置空着, 这些空位都可以接受原⼦, 故液相原⼦可以进⼊空位, 与晶体连接, 界⾯沿其法线⽅向垂直推移, 呈连续式长⼤.(2) 横向(台阶)长⼤⽅式: 包括⼆维晶核台阶长⼤机制和晶体缺陷台阶长⼤机制, 具有光滑界⾯的晶体长⼤往往采取该⽅式. ⼆维晶核模式, 认为其⽣长主要是利⽤系统的能量起伏, 使液相原⼦在界⾯上通过均匀形核形成⼀个原⼦厚度的⼆维薄层状稳定的原⼦集团, 然后依靠其周围台阶填充原⼦, 使⼆维晶核横向长⼤, 在该层填满后, 则在新的界⾯上形成新的⼆维晶核, 继续填满, 如此反复进⾏.晶体缺陷⽅式, 认为晶体⽣长是利⽤晶体缺陷存在的永不消失的台阶(如螺型位错的台阶或挛晶的沟槽)长⼤的. 第四章相图1. 在Al-Mg 合⾦中, xMg 为0.15, 计算该合⾦中镁的wMg 为多少.解设Al 的相对原⼦量为MAl, 镁的相对原⼦量为MMg, 按1mol Al-Mg 合⾦计算, 则镁的质量分数可表⽰为M g M gM g A l A lM g M g100%x Mw x Mx M=+.将xMg = 0.15, xAl = 0.85, MMg = 24, MAl = 27代⼊上式中, 得到wMg = 13.56%.2. 根据图4-117所⽰⼆元共晶相图, 试完成:(1) 分析合⾦I, II 的结晶过程, 并画出冷却曲线.(2) 说明室温下合⾦I, II 的相和组织是什么, 并计算出相和组织组成物的相对量.(3) 如果希望得到共晶组织加上相对量为5%的β初的合⾦, 求该合⾦的成分.图4-117 ⼆元共晶相图附图4-1 合⾦I 的冷却曲线附图4-2 合⾦II 的冷却曲线解 (1) 合⾦I 的冷却曲线参见附图4-1, 其结晶过程如下:1以上, 合⾦处于液相;1~2时, 发⽣匀晶转变L →α, 即从液相L 中析出固熔体α, L 和α的成分沿液相线和固相线变化, 达到2时, 凝固过程结束;2时, 为α相;2~3时, 发⽣脱熔转变, α→βII.合⾦II 的冷却曲线参见附图4-2, 其结晶过程如下:1以上, 处于均匀液相;1~2时, 进⾏匀晶转变L →β;2时, 两相平衡共存, 0.50.9L β;2~2时,剩余液相发⽣共晶转变0.50.20.9L βα+;2~3时, 发⽣脱熔转变α→βII.(2) 室温下, 合⾦I 的相组成物为α + β, 组织组成物为α + βII.相组成物相对量计算如下:αβ0.900.20100%82%0.900.050.200.05100%18%0.900.05w w -=?=--==-组织组成物的相对量与相的⼀致.室温下, 合⾦II 的相组成物为α + β, 组织组成物为β初 + (α+β).相组成物相对量计算如下:αβ0.900.80100%12%0.900.050.800.05100%88%0.900.05w w -=?=--==-组织组成物相对量计算如下:β(α+β)0.800.50100%75%0.900.500.900.80100%25%0.900.50w w -==--==-初(3) 设合⾦的成分为wB = x, 由题意知该合⾦为过共晶成分, 于是有β0.50100%5%0.900.50x w -==-初所以, x = 0.52, 即该合⾦的成分为wB = 0.52.3. 计算wC 为0.04的铁碳合⾦按亚稳态冷却到室温后组织中的珠光体、⼆次渗碳体和莱⽒体的相对量, 并计算组成物珠光体中渗碳体和铁素体及莱⽒体中⼆次渗碳体、共晶渗碳体与共析渗碳体的相对量.解根据Fe-Fe3C相图, wC = 4%的铁碳合⾦为亚共晶铸铁, 室温下平衡组织为P + Fe3CII + Ld′, 其中P和Fe3CII 系由初⽣奥⽒体转变⽽来, 莱⽒体则由共晶成分的液相转变⽽成, 因此莱⽒体可由杠杆定律直接计算, ⽽珠光体和⼆次渗碳体则可通过两次使⽤杠杆定律间接计算出来.Ld′相对量: d L4 2.11100%86.3% 4.3 2.11w'-=?=-.Fe3CII 相对量: 3IIFe C4.34 2.110.77100% 3.1% 4.3 2.11 6.690.77w--=??=--.P相对量:P4.34 6.69 2.11100%10.6% 4.3 2.11 6.690.77w--=??=--.珠光体中渗碳体和铁素体的相对量的计算则以共析成分点作为⽀点, 以wC = 0.001%和wC = 6.69%为端点使⽤杠杆定律计算并与上⾯计算得到的珠光体相对量级联得到.P中F相对量: F P6.690.77100%9.38% 6.690.001w w -=??=-.P中Fe3C相对量: 3Fe C10.6%9.38% 1.22%w=-=.⾄于莱⽒体中共晶渗碳体、⼆次渗碳体及共析渗碳体的相对量的计算, 也需采取杠杆定律的级联⽅式, 但必须注意⼀点, 共晶渗碳体在共晶转变线处计算, ⽽⼆次渗碳体及共析渗碳体则在共析转变线处计算.Ld′中共晶渗碳体相对量: dC m L4.3 2.11100%41.27% 6.69 2.11w w'-=??=-共晶Ld′中⼆次渗碳体相对量: dC m L6.69 4.3 2.110.77100%10.2% 6.69 2.11 6.690.77w w'--==--I ILd′中共析渗碳体相对量:dC m L6.69 4.3 6.69 2.110.770.0218100% 3.9% 6.69 2.11 6.690.77 6.690.0218w w'---==---共析4. 根据下列数据绘制Au-V⼆元相图. 已知⾦和钒的熔点分别为1064℃和1920℃.⾦与钒可形成中间相β(AuV3); 钒在⾦中的固熔体为α, 其室温下的熔解度为wV = 0.19; ⾦在钒中的固熔体为γ, 其室温下的熔解度为wAu = 0.25. 合⾦系中有两个包晶转变,即1400V V V 1522V V V (1) β(0.4)L(0.25)α(0.27)(2) γ(0.52)L(0.345)α(0.45)w w w w w w =+===+== ℃℃解根据已知数据绘制的Au-V ⼆元相图参见附图4-3.附图4-3 Au-V ⼆元相图第五章材料中的扩散1. 设有⼀条直径为3cm 的厚壁管道, 被厚度为0.001cm 的铁膜隔开, 通过输⼊氮⽓以保持在膜⽚⼀边氮⽓浓度为1000 mol/m3; 膜⽚另⼀边氮⽓浓度为100 mol/m3. 若氮在铁中700℃时的扩散系数为4×10-7 cm2 /s, 试计算通过铁膜⽚的氮原⼦总数. 解设铁膜⽚左右两边的氮⽓浓度分别为c1, c2, 则铁膜⽚处浓度梯度为7421510010009.010 m ol /m110c c c c xxx--??-≈===- 根据扩散第⼀定律计算出氮⽓扩散通量为722732410(10)(9.01)3.61mc J D x---=-=--?=于是, 单位时间通过铁膜⽚的氮⽓量为3-22-63.610(310)2.5410m o l/s4J A π-=??=?最终得到单位时间通过铁膜⽚的氮原⼦总数为-623A()2.54106.021023.0610 sN JA N =?==第六章塑性变形1. 铜单晶体拉伸时, 若⼒轴为 [001] ⽅向, 临界分切应⼒为0.64 MPa, 问需要多⼤的拉伸应⼒才能使晶体开始塑性变形?解铜为⾯⼼⽴⽅⾦属, 其滑移系为 {111}<110>, 4个 {111} ⾯构成⼀个⼋⾯体, 详见教材P219中的图6-12.当拉⼒轴为 [001] ⽅向时, 所有滑移⾯与⼒轴间的夹⾓相同, 且每个滑移⾯上的三个滑移⽅向中有两个与⼒轴的夹⾓相同, 另⼀个为硬取向(λ = 90°). 于是, 取滑移系(111)[101]进⾏计算.ksc o s c o s c o s c o s 0.64 1.57 M P a.m mλ?λτσ========?=即⾄少需要1.57 MPa 的拉伸应⼒才能使晶体产⽣塑性变形.2. 什么是滑移、滑移线、滑移带和滑移系? 作图表⽰α-Fe, Al, Mg 中的最重要滑移系. 那种晶体的塑性最好, 为什么?答: 滑移是晶体在切应⼒作⽤下⼀部分相对于另⼀部分沿⼀定的晶⾯和晶向所作的平⾏移动; 晶体的滑移是不均匀的, 滑移部分与未滑移部分晶体结构相同. 滑移后在晶体表⾯留下台阶, 这就是滑移线的本质. 相互平⾏的⼀系列滑移线构成所谓滑移带. 晶体发⽣滑移时, 某⼀滑移⾯及其上的⼀个滑移⽅向就构成了⼀个滑移系.附图6-1 三种晶体点阵的主要滑移系α-Fe具有⽴⽅体⼼结构, 主要滑移系可表⽰为{110}<111>, 共有6×2 = 12个; Al 具有⾯⼼⽴⽅结构, 其滑移系可表⽰为{111}<110>, 共有4×3 = 12个; Mg具有密排六⽅结构,主要滑移系可表⽰为{0001}1120<>, 共有1×3 = 3个. 晶体的塑性与其滑移系的数量有直接关系, 滑移系越多, 塑性越好; 滑移系数量相同时, ⼜受滑移⽅向影响, 滑移⽅向多者塑性较好, 因此, 对于α-Fe, Al, Mg三种⾦属, Al的塑性最好, Mg 的最差, α-Fe居中. 三种典型结构晶体的重要滑移系如附图6-1所⽰.3. 什么是临界分切应⼒? 影响临界分切应⼒的主要因素是什么? 单晶体的屈服强度与外⼒轴⽅向有关吗? 为什么?答: 滑移系开动所需的作⽤于滑移⾯上、沿滑移⽅向的最⼩分切应⼒称为临界分切应⼒.临界分切应⼒τk的⼤⼩主要取决于⾦属的本性, 与外⼒⽆关. 当条件⼀定时, 各种晶体的临界分切应⼒各有其定值. 但它是⼀个组织敏感参数,⾦属的纯度、变形速度和温度、⾦属的加⼯和热处理状态都对它有很⼤影响.如前所述, 在⼀定条件下, 单晶体的临界分切应⼒保持为定值, 则根据分切应⼒与外加轴向应⼒的关系: σs = τk / m, m为取向因⼦, 反映了外⼒轴与滑移系之间的位向关系, 因此, 单晶体的屈服强度与外⼒轴⽅向关系密切. m越⼤, 则屈服强度越⼩, 越有利于滑移.4. 孪⽣与滑移主要异同点是什么? 为什么在⼀般条件下进⾏塑性变形时锌中容易出现挛晶, ⽽纯铁中容易出现滑移带?答: 孪⽣与滑移的异同点如附表6-1所⽰.附表6-1 晶体滑移与孪⽣的⽐较锌为密排六⽅结构⾦属, 主要滑移系仅3个, 因此塑性较差, 滑移困难, 往往发⽣孪⽣变形, 容易出现挛晶; 纯铁为体⼼⽴⽅结构⾦属, 滑移系较多, 共有48个, 其中主要滑移系有12个, 因此塑性较好, 往往发⽣滑移变形, 容易出现滑移带. 第七章回复与再结晶1. 已知锌单晶体的回复激活能为8.37×104 J/mol, 将冷变形的锌单晶体在-50 ℃进⾏回复处理, 如去除加⼯硬化效应的25% 需要17 d, 问若在5 min 内达到同样效果, 需将温度提⾼多少摄⽒度?解根据回复动⼒学, 采⽤两个不同温度将同⼀冷变形⾦属的加⼯硬化效应回复到同样程度, 回复时间、温度满⾜下述关系:122111e x p t Q t R T T ??=-- ? ?整理后得到221111lnT t R T Qt =+.将41211223 K ,/5/(172460),8.3710 J/m o l, 8.314 J/(m o l K )4896T t t Q R ==??==?=?代⼊上式得到2274.7 KT=.因此, 需将温度提⾼21274.722351.7 TT T ?=-=-=℃.2. 纯铝在553 ℃和627 ℃等温退⽕⾄完成再结晶分别需要40 h 和1 h, 试求此材料的再结晶激活能.解再结晶速率v 再与温度T 的关系符合阿累尼乌斯(Arrhenius)公式, 即exp()Q v A R T=-再其中, Q 为再结晶激活能, R 为⽓体常数.如果在两个不同温度T1, T2进⾏等温退⽕,欲产⽣同样程度的再结晶所需时间分别为t1, t2, 则122112122111ex p [()]ln (/)t Q t RT T R T T t t Q T T =--=- 依题意, 有T1 = 553 + 273 = 826 K, T2 = 627 + 273 = 900 K, t1 = 40 h, t2 = 1 h, 则58.314826900ln(40/1)3.0810J/m ol900826Q =-3. 说明⾦属在冷变形、回复、再结晶及晶粒长⼤各阶段的显微组织、机械性能特点与主要区别.答: ⾦属在冷变形、回复、再结晶及晶粒长⼤各阶段的显微组织、机械性能特点与主要区别详见附表7-1.附表7-1 ⾦属在冷变形、回复、再结晶及晶粒长⼤各阶段的显微组织、机械性能。
北工大材料科学基础07,08年考研真题及答案
北京工业大学试卷七2007年攻读硕士学位研究生入学考试试题考试科目：材料科学基础适用专业：材料科学与工程一、名词解释1．脱溶(二次结晶)2．空间群3．位错交割4．成分过冷5．奥氏体6．临界变形量7．形变织构8．动态再结晶9．调幅分解10．惯习面二、填空1．晶体宏观对称要素有 (1) 、 (2) 、 (3) 、 (4) 和 (5) 。
2．NaCl型晶体中Na+离子填充了全部的 (6) 空隙，CsCl晶体中Cs+离子占据的是 (7) 空隙，萤石中F-离子占据了全部的 (8) 空隙。
3．非均匀形核模型中晶核与基底平面的接触角θ=π/2，表明形核功为均匀形核功的 (9) ，θ= (10) 表明不能促进形核。
4．晶态固体中扩散的微观机制有 (11) 、 (12) 、 (13) 和 (14) 。
5．小角度晶界由位错构成，其中对称倾转晶界由 (15) 位错构成，扭转晶界由 (16) 位错构成。
6．发生在固体表面的吸附可分为 (17) 和 (18) 两种类型。
7．固态相变的主要阻力是 (19) 和 (20) 。
三、判断正误1．对于螺型位错，其柏氏矢量平行于位错线，因此纯螺位错只能是一条直线。
2．由于Cr最外层s轨道只有一个电子，所以它属于碱金属。
3．改变晶向符号产生的晶向与原晶向相反。
4．非共晶成分的合金在非平衡冷却条件下得到100%共晶组织，此共晶组织称伪共晶。
5．单斜晶系α=γ=90°≠β。
6．扩散的决定因素是浓度梯度，原子总是由浓度高的地方向浓度低的地方扩散。
7．再结晶完成后，在不同条件下可能发生正常晶粒长大和异常晶粒长大。
8．根据施密特定律，晶体滑移面平行于拉力轴时最容易产生滑移。
9．晶粒越细小，晶体强度、硬度越高，塑性、韧性越差。
10．高聚物材料中，大分子链上极性部分越多，极性越强，材料强度越大。
四、影响晶态固体中原子扩散的因素有哪些?并加以简单说明。
五、1．什么是时效处理?2．说明通过时效处理产生强化的原因。
赵品《材料科学基础教程》(第3版)笔记和课后习题(含考研真题)详解 第7章 回复与再结晶【圣才出品
第7章回复与再结晶7.1复习笔记一、形变金属及合金在退火过程中的变化1．显微组织的变化冷变形金属加热过程中经历的基本过程：回复、再结晶与晶粒长大。
将冷塑性变形的金属材料加热到0.5T熔温度附近，进行保温，随时间的延长，组织将发生如下变化，如图7-1-1所示。
（1）第一阶段：回复阶段0～τ1显微组织无变化，晶粒仍是冷变形后的纤维状回复阶段。
（2）第二阶段：再结晶阶段τ1～τ2在形变基体中出现等轴、无畸变的小晶粒，随时间延长不断生核并长大，τ2时完全变成新的等轴晶粒。
（3）第三阶段：晶粒长大阶段τ2～τ3为再结晶完成后，继续保温，新晶粒逐步相互吞并长大。
图7-1-1回复，再结晶及晶粒长大过程示意图2．储存能释放与性能变化（1）储存能的定义冷塑变时，外力所作的功尚有一小部分储存在形变金属内部，这部分能量称为储存能。
（2）储存能的释放加热过程中，原子活动能力增强，偏离平衡位置大，能量高的原子将向低能的平衡位置迁移，将储存能逐步释放出来，使内应力得到松驰。
（3）性能的变化与储存能的关系（如图7-1-2所示）①硬度回复期硬度仅有少量变化，再结晶期间使硬度恢复到冷塑变之前的水平。
②电阻率回复阶段电阻率会显著下降。
③胞状亚结构尺寸回复为初期，亚结构尺寸变化不大，回复后期及再结晶阶段，亚晶尺寸明显增大，同时胞壁厚度减薄。
④密度回复阶段空位浓度减少，金属密度回升，但密度明显变化是在再结晶阶段。
图7-1-2几种性能变化与储存能释放谱关系二、回复1．约化温度（1）约化温度是指用绝对温标表示的加热温度与其熔点温度之比，即（2）用约化温度表示加热温度的高低：①低温回复：T H＝0.1～0.3；②中温回复：T H＝0.3～0.5；③高温回复：T H＞0.5。
2．回复机理（1）低温回复低温回复主要涉及点缺陷的运动。
空位或间隙原子移动到晶界或位错处消失，空位与间隙原子的相遇复合，空位集结形成空位对或空位片，使点缺陷密度大大下降。
机械工程材料_课后答案_西北工业大学
工程材料习题 <习题一>1、抗拉强度 是材料在破断前所能承受的最大应力。
屈服强度 是材料开始产生明显塑性变形时的最低应力。
塑性 是指材料在载荷作用下 产生永久变形而不破坏的能力韧性 材料变形时吸收变形力的能力硬度 硬度是衡量材料软硬程度的指标 材料表面抵抗更硬物体压入的能力。
刚度 材料抵抗弹性变形的能力。
疲劳强度 经无限次循环而不发生疲劳破坏的最大应力。
冲击韧性 材料在冲击载荷作用下抵抗破坏的能力。
断裂韧性 材料抵抗裂纹扩展的能力。
2 、材料的弹性模量与塑性无关。
3 、四种不同材料的应力应变曲线 试比较抗拉强度 屈服强度 刚度和塑性。
由大到小的顺序 抗拉强度 2 、 1 、 3 、 4 。
屈服强度 1 、 3 、 2 、 4 。
刚度 1 、 3 、 2 、 4 。
塑性 3 、 2 、 4 、 1 。
4、常用的硬度测试方法有几种 这些方法测出的硬度值能否进行比较布氏、洛氏、维氏和显微硬度。
由于各种硬度测试方法的原理不同 所以测出的硬度值不能直接进行比较。
5、以下工件应该采用何种硬度试验法测定其硬度1 锉刀 洛氏或维氏硬度2 黄铜轴套 布氏硬度3 供应状态的各种碳钢钢材布氏硬度 4 硬质合金刀片 洛氏或维氏硬度 5 耐磨工件的表面硬化层 显微硬度6、反映材料承受冲击载荷的性能指标是什么 不同条件下测得的这些指标能否进行比较怎样应用这些性能指标冲击功或冲击韧性。
由于冲击功或冲击韧性代表了在指定温度下 材料在缺口和冲击载荷共同作用下脆化的趋势及其程度 所以不同条件下测得的这种指标不能进行比较。
冲击韧性是一个对成分、组织、结构极敏感的参数 在冲击试验中很容易揭示出材料中的某些物理现象 如晶粒粗化、冷脆、热脆和回火脆性等 故目前常用冲击试验来检验冶炼、热处理以及各种加工工艺的质量。
此外 不同温度下的冲击试验可以测定材料的冷脆转变温度。
同时冲击韧性对某些零件 如装甲板等 抵抗少数几次大能量冲击的设计有一定的参考意义。
结晶学基础第七章习题答案
《结晶学基础》第七章习题答案7001单晶:一个晶体能基本上被一个空间点阵的单位矢量所贯穿。
多晶:包含许多颗晶粒,这些晶粒可能为同一品种,也可能不同品种,由于各晶粒在空间取向可能不同,不能被同一点阵的单位矢量贯穿。
7002(D)7004简单立方; Cs+和Cl-; 4C37005(1) 立方F(2) A 和B(3) 4 个(4) 4 组(5) 3a(6) a/270074n个A, 8n个B, n为自然数。
7010d111= 249 pmd211= 176 pmd100= 432 pm7011六方; D3h70127013依次为立方,四方,四方,正交,六方。
7014立方P,立方I,立方F; 四方P,四方I。
7015旋转轴,镜面,对称中心,反轴; 旋转轴,镜面,对称中心,反轴,点阵,螺旋轴,滑移面;n=1,2,3,4,6; 32个; 七个晶系; 14种空间点阵型式; 230个空间群。
7016(1) 四方晶系(2) 四方I(3) D4(4) a=b≠c, α=β=γ=90°7017(1) 单斜晶系,单斜P(2) C2h(3) C2, m, i7018(2a,3b,c):(326);(a,b,c):(111);(6a,3b,3c):(122);(2a,-3b,-3c):(322)。
7019C1,C2,C3,C4,C6; I1=i,I2=m,I4。
7020立方晶系:四个按立方体对角线安放的三重轴; 单斜晶系:一个二重轴或一个对称面。
7021正交晶系和四方晶系 C 和 P C 2(3), m (3), i 和 I 4, C 2(2), m (2)。
702232 个; 230 个 7023四方 I ; 四方 P 7025T , T h ,T d ,O , O h 群 7026(B) 7027D 2h ———mm m 222C 3v －——3mD 2d ———42m T d －——43m 7028 x ,y +21,z 。
《材料科学基础》课后习题(西工大版)
第一章1. 作图表示立方晶体的()()()421,210,123晶面及[][][]346,112,021晶向。
2. 在六方晶体中，绘出以下常见晶向[][][][][]0121,0211,0110,0112,0001等。
3. 写出立方晶体中晶面族{100}，{110}，{111}，{112}等所包括的等价晶面。
4. 镁的原子堆积密度和所有hcp 金属一样，为0.74。
试求镁单位晶胞的体积。
已知Mg 的密度3Mg/m 74.1=mg ρ，相对原子质量为24.31，原子半径r=0.161nm 。
5. 当CN=6时+Na 离子半径为0.097nm ，试问：1) 当CN=4时，其半径为多少？2) 当CN=8时，其半径为多少？6. 试问：在铜（fcc,a=0.361nm ）的<100>方向及铁(bcc,a=0.286nm)的<100>方向,原子的线密度为多少？7. 镍为面心立方结构，其原子半径为nm 1246.0=Ni r 。
试确定在镍的（100），（110）及（111）平面上12mm 中各有多少个原子。
8. 石英()2SiO 的密度为2.653Mg/m 。
试问：1) 13m 中有多少个硅原子（与氧原子）？2) 当硅与氧的半径分别为0.038nm 与0.114nm 时，其堆积密度为多少（假设原子是球形的）？9. 在800℃时1010个原子中有一个原子具有足够能量可在固体内移动，而在900℃时910个原子中则只有一个原子，试求其激活能（J/原子）。
10. 若将一块铁加热至850℃，然后快速冷却到20℃。
试计算处理前后空位数应增加多少倍（设铁中形成一摩尔空位所需要的能量为104600J ）。
11. 设图1-18所示的立方晶体的滑移面ABCD 平行于晶体的上、下底面。
若该滑移面上有一正方形位错环，如果位错环的各段分别与滑移面各边平行，其柏氏矢量b ∥AB 。
1) 有人认为“此位错环运动移出晶体后，滑移面上产生的滑移台阶应为4个b ,试问这种看法是否正确？为什么？2) 指出位错环上各段位错线的类型，并画出位错运动出晶体后，滑移方向及滑移量。
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1．设计一种实验方法，确定在一定温度( T )下再结晶形核率N和长大线速度G （若N和G都随时间而变）。
2．金属铸件能否通过再结晶退火来细化晶粒?3．固态下无相变的金属及合金，如不重熔，能否改变其晶粒大小?用什么方法可以改变?4．说明金属在冷变形、回复、再结晶及晶粒长大各阶段晶体缺陷的行为与表现，并说明各阶段促使这些晶体缺陷运动的驱动力是什么。
5．将一锲型铜片置于间距恒定的两轧辊间轧制，如图7—4所示。
(1) 画出此铜片经完全再结晶后晶粒大小沿片长方向变化的示意图；(2) 如果在较低温度退火，何处先发生再结晶?为什么?6．图7—5示出。
—黄铜在再结晶终了的晶粒尺寸和再结晶前的冷加工量之间的关系。
图中曲线表明，三种不同的退火温度对晶粒大小影响不大。
这一现象与通常所说的“退火温度越高，退火后晶粒越大”是否有矛盾?该如何解释?7．假定再结晶温度被定义为在1 h 内完成95％再结晶的温度，按阿累尼乌斯(Arrhenius)方程，N ＝N 0exp(RT Q n -)，G ＝G 0exp(RT Q g -)可以知道，再结晶温度将是G 和向的函数。
(1) 确定再结晶温度与G 0，N 0，Q g ，Q n 的函数关系；(2) 说明N 0，G 0，Q g ，Q 0的意义及其影响因素。
8．为细化某纯铝件晶粒，将其冷变形5％后于650℃退火1 h ，组织反而粗化；增大冷变形量至80％，再于650℃退火1 h ，仍然得到粗大晶粒。
试分析其原因，指出上述工艺不合理处，并制定一种合理的晶粒细化工艺。
9．冷拉铜导线在用作架空导线时(要求一定的强度)和电灯花导线(要求韧性好)时，应分别采用什么样的最终热处理工艺才合适?10．试比较去应力退火过程与动态回复过程位错运动有何不同。
从显微组织上如何区分动、静态回复和动、静态再结晶?11．某低碳钢零件要求各向同性，但在热加工后形成比较明显的带状组织。
请提出几种具体方法来减轻或消除在热加工中形成带状组织的因素。
12．为何金属材料经热加工后机械性能较铸造状态为佳?13．灯泡中的钨丝在非常高的温度下工作，故会发生显著的晶粒长大。
当形成横跨灯丝的大晶粒时，灯丝在某些情况下就变得很脆，并会在因加热与冷却时的热膨胀所造成的应力下发生破断。
试找出一种能延长钨丝寿命的方法。
14． Fe-Si钢(Wsi为0.03)中，测量得到MnS粒子的直径为0.4m，每1 mm2内的粒子数为2×105个。
计算MnS对这种钢正常热处理时奥氏体晶粒长大的影响(即计算奥氏体晶粒尺寸)。
15．判断下列看法是否正确。
(1) 采用适当的再结晶退火，可以细化金属铸件的晶粒。
(2) 动态再结晶仅发生在热变形状态，因此，室温下变形的金属不会发生动态再结晶。
(3) 多边化使分散分布的位错集中在一起形成位错墙，因位错应力场的叠加，使点阵畸变增大。
(4) 凡是经过冷变形后再结晶退火的金属，晶粒都可得到细化。
(5) 某铝合金的再结晶温度为320℃，说明此合金在320℃以下只能发生回复，而在320℃以上一定发生再结晶。
(6) 20#钢的熔点比纯铁的低，故其再结晶温度也比纯铁的低。
(7) 回复、再结晶及晶粒长大三个过程均是形核及核长大过程，其驱动力均为储存能。
(8) 金属的变形量越大，越容易出现晶界弓出形核机制的再结晶方式。
(9) 晶粒正常长大是大晶粒吞食小晶粒，反常长大是小晶粒吞食大晶粒。
(10) 合金中的第二相粒子一般可阻碍再结晶，但促进晶粒长大。
(11) 再结晶织构是再结晶过程中被保留下来的变形织构。
(12) 当变形量较大、变形较均匀时，再结晶后晶粒易发生正常长大，反之易发生反常长大。
(13) 再结晶是形核—长大过程，所以也是一个相变过程。
<<<<返回察看答案 >>>>返回课程网站>>>>进入讨论区>>>>本站点的版权和所有权属于王永欣有关此站点的问题请向主讲教师发邮件请用1024×768的分辨率浏览本站所有页面答案1. 可用金相法求再结晶形核率N和长大线速度G。
具体操作：(1) 测定N：把一批经大变形量变形后的试样加热到一定温度(丁)后保温，每隔一定时间t，取出一个试样淬火，把做成的金相样品在显微镜下观察，数得再结晶核心的个数N，得到一组数据(数个)后作N—t图，在N—t曲线上每点的斜率便为此材料在温度丁下保温不同时间时的再结晶形核率N。
(2) 测定G：将(1)中淬火后的一组试样进行金相观察，量每个试样(代表不同保温时间)中最大晶核的线尺寸D，作D—t图，在D—t曲线上每点的斜率便为了温度下保温不同时间时的长大线速度G。
2. 再结晶退火必须用于经冷塑性变形加工的材料，其目的是改善冷变形后材料的组织和性能。
再结晶退火的温度较低，一般都在临界点以下。
若对铸件采用再结晶退火，其组织不会发生相变，也没有形成新晶核的驱动力(如冷变形储存能等)，所以不会形成新晶粒，也就不能细化晶粒。
3. 能。
可经过冷变形而后进行再结晶退火的方法。
4. 答案如附表2.5所示。
附表2.5 冷变形金属加热时晶体缺陷的行为5. (1)铜片经完全再结晶后晶粒大小沿片长方向变化示意图如附图2.22所示。
由于铜片宽度不同，退火后晶粒大小也不同。
最窄的一端基本无变形，退火后仍保持原始晶粒尺寸；在较宽处，处于临界变形范围，再结晶后晶粒粗大；随宽度增大，变形度增大，退火后晶粒变细，最后达到稳定值。
在最宽处，变形量很大，在局部地区形成变形织构，退火后形成异常大晶粒。
(2)变形越大，冷变形储存能越高，越容易再结晶。
因此，在较低温度退火，在较宽处先发生再结晶。
6. 再结晶终了的晶粒尺寸是指再结晶刚完成但未发生长大时的晶粒尺寸。
若以再结晶晶粒中心点之间的平均距离d表征再结晶的晶粒大小，则d与再结晶形核率N及长大线速度之间有如下近似关系：41][NGkd=且)exp()exp(0RTQGGRTQNN nn-=-=，由于Qn与Qg几乎相等，故退火温度对G／N比值的影响微弱，即晶粒大小是退火温度的弱函数。
故图中曲线中再结晶终了的晶粒尺寸与退火温度关系不大。
再结晶完成以后，若继续保温，会发生晶粒长大的过程。
对这一过程而言，退火温度越高，(保温时间相同时)退火后晶粒越大。
这是因为晶粒长大过程是通过大角度晶界的移动来进行的。
温度越高，晶界移动的激活能就越低，晶界平均迁移率就越高，晶粒长大速率就越快，在相同保温时间下，退火后的晶粒越粗大，这与前段的分析并不矛盾。
8. 前种工艺，由于铝件变形处于临界变形度下，故退火时可形成个别再结晶核心，最终晶粒极为粗大，而后种工艺，是由于进行再结晶退火时的温度选择不合理（温度过高），若按T再＝0.4T熔估算，则T再＝100℃，故再结晶温度不超过200℃为宜。
由于采用630℃退火1 h，故晶粒仍然粗大。
综上分析，在80％变形量条件下，采用150℃退火1 h，则可使其晶粒细化。
9. 前者采用去应力退火(低温退火)；后者采用再结晶退火(高温退火)。
10. 去应力退火过程中，位错通过攀移和滑移重新排列，从高能态转变为低能态；动态回复过程中，则是通过螺位错的交滑移和刃位错的攀移，使异号位错相互抵消，保持位错增殖率与位错消失率之间的动态平衡。
从显微组织上观察，静态回复时可见到清晰的亚晶界，静态再结晶时形成等轴晶粒；而动态回复时形成胞状亚结构，动态再结晶时等轴晶中又形成位错缠结胞，比静态再结晶晶粒要细。
11. 一是不在两相区变形；二是减少夹杂元素含量；三是采用高温扩散退火，消除元素偏析。
对已出现带状组织的材料，在单相区加热、正火处理，则可予以消除或改善。
12. 金属材料在热加工过程中经历了动态变形和动态回复及再结晶过程，柱状晶区和粗等轴晶区消失了，代之以较细小的等轴晶粒；原铸锭中许多分散缩孔、微裂纹等由于机械焊合作用而消失，显微偏析也由于压缩和扩散得到一定程度的减弱，故使材料的致密性和力学性能(特别是塑性、韧性)提高。
13. 可以在钨丝中形成弥散、颗粒状的第二相(如ThO 2)以限制晶粒长大。
因为若ThO 2的体积分数为φ，半径为r 时，晶粒的极限尺寸)cos 1(34αϕ+=rR (α为接触角)；若选择合适的φ和r ，使R 尽可能小，即晶粒不再长大。
由于晶粒细化将使灯丝脆性大大下降而不易破断，从而有效地延长其寿命。
15．(1)不对。
对于冷变形(较大变形量)后的金属，才能通过适当的再结晶退火细化晶粒。
(2) 不对。
有些金属的再结晶温度低于室温，因此在室温下的变形也是热变形，也会发生动态再结晶。
(3) 不对。
多边化过程中，空位浓度下降、位错重新组合，致使异号位错互相抵消，位错密度下降，使点阵畸变减轻。
(4) 不对。
如果在临界变形度下变形的金属，再结晶退火后，晶粒反而粗化。
(5) 不对。
再结晶不是相变。
因此，它可以在一个较宽的温度范围内变化。
(6) 不对。
微量熔质原子的存在(20#钢中WC＝0.002)，会阻碍金属的再结晶，从而提高其再结晶温度。
(7) 不对。
只有再结晶过程才是形核及核长大过程，其驱动力是储存能。
(8) 不对。
金属的冷变形度较小时，相邻晶粒中才易于出现变形不均匀的情况，即位错密度不同，越容易出现晶界弓出形核机制。
(9) 不对。
晶粒正常长大，是在界面曲率作用下发生的均匀长大；反常长大才是大晶粒吞食小晶粒的不均匀长大。
(10) 不对。
合金中的第二相粒子一般可阻碍再结晶，也会阻止晶粒长大。
(11) 不对。
再结晶织构是冷变形金属在再结晶(一次，二次)过程中形成的织构。
它是在形变织构的基础上形成的，有两种情况，一是保持原有形变织构，二是原有形变织构消失，而代之以新的再结晶织构。
(12) 不对。
正常晶粒长大是在再结晶完成后继续加热或保温过程中，晶粒发生均匀长大的过程，而反常晶粒长大是在一定条件下(即再结晶后的晶粒稳定、存在少数有利长大的晶粒和高温加热)，继晶粒正常长大后发生的晶粒不均匀长大过程。
(13) 不对。
再结晶虽然是形核—长大过程，但晶体点阵类型并未改变，故不是相变过程。