1、B）按照晶格常数计算实际转变体积膨胀V实，有V实=2V体-V面=2x（0.2892）3-（0.3633）3=0.000425nm3实际体积膨胀小于理论体积膨胀的原因在于由-Fe转化为-Fe时,Fe原子的半径发生了变化，原子半径减小了。10.已知铁和铜在室温下的晶格常数分别为0.286nm和0.3607nm，求1cm3中铁和铜的原子数。室温下Fe为体心立方晶体结构，一个晶胞中含2个Fe原子，Cu为面心立方晶体结构， 一个晶胞中含有4个Cu原子1cm3=1021nm3令1cm3中含Fe的原子数为N Fe，含Cu的原子数为N Cu，室温下一个Fe的晶胞题解为V Fe，一个Cu晶胞的体积为V Cu，则
2、N Fe=1021/V Fe=1021/（0.286）3=3.5x1018N Cu=1021/V Cu=1021/（0.3607）3=2.8X101811.一个位错环能不能各个部分都是螺型位错或者刃型位错，试说明之。不能，看混合型位错13.试计算110晶面的原子密度和111晶向原子密度。以体心立方 110晶面为例110晶面的面积S=a x 2a110晶面上计算面积S内的原子数N=2则110晶面的原子密度为=N/S= 2a-2111晶向的原子密度=2/3a15.有一正方形位错线，其柏式矢量如图所示，试指出图中各段线的性能，并指出任性位错额外串排原子面所在的位置。D C b A BAD、BC段为刃
3、型位错；DC、AB段为螺型位错AD段额外半原子面垂直直面向里BC段额外半原子面垂直直面向外第二章纯金属的结晶 1.证明均匀形核时，形成临界晶粒的 Gk 与其体积 V 之间的关系为 G k = V/2Gv由均匀形核体系自由能的变化 （1） 可知，形成半径为rk的球状临界晶粒，自由度变化为 （2） 对（2）进行微分处理，有 （3）将（3）带入（1），有 （4）由于，即3V=rkS （5）将（5）带入（4）中，则有2.如果临界晶核是边长为 a 的正方形，试求其 Gk 和 a 的关系。为什么形成立方晶核的 Gk 比球形晶 核要大？3.为什么金属结晶时一定要有过冷度，影响过冷度的因素是什么，固态金属融化
4、时是否会出现过热，为什么？答：由热力学可知，在某种条件下，结晶能否发生，取决于固相的自由度是否低于液相的自由度，即 ?G =GS-GL0；只有当温度低于理论结晶温度 Tm 时，固态金属的自由能才低于液态金属的自由能，液态 金属才能自发地转变为固态金属，因此金属结晶时一定要有过冷度。 影响过冷度的因素：1）金属的本性，金属不同，过冷度大小不同；2）金属的纯度，金属的纯度越高， 过冷度越大；3）冷却速度，冷却速度越大，过冷度越大。 固态金属熔化时会出现过热度。原因：由热力学可知，在某种条件下，熔化能否发生，取决于液相自 固态金属熔化时会出现过热度。 由度是否低于固相的自由度，即 ?G = GL-G
5、S只有当温度高于理论结晶温度 Tm 时，液态金属的自 由能才低于固态金属的自由能，固态金属才能自发转变为液态金属，因此金属熔化时一定要有过热度。4.试比较均匀形核和非均匀形核的异同点。相同点：均匀形核与非均匀形核具有相同的临界晶核半径，非均匀形核的临界形核功也等于三分之一 .不同点：非均匀形核要克服的位垒比均匀形核的小得多，在相变的形核过程通常都是非均匀形核优先进行。核心总是倾向于以使其总的表面能和应变能最小的方式形成，因而析出物的形状是总应变能和总表面能综合影响的结果。5.说明晶体成长形状与温度梯度的关系（1）、在正的温度梯度下生长的界面形态：光滑界面结晶的晶体，若无其它因素干扰，大多可以成
6、长为以密排晶面为表面的晶体，具有规则的几何外形。粗糙界面结构的晶体，在正的温度梯度下成长时，其界面为平行于熔点等温面的平直界面，与散热方向垂直，从而使之具有平面状的长大形态，可将这种长大方式叫做平面长大方式。（2）、在负的温度梯度下生长的界面形态粗糙界面的晶体在负的温度梯度下生长成树枝晶体。主干叫一次晶轴或一次晶枝。其它的叫二次晶或三次晶。对于光滑界面的物质在负的温度梯度下长大时，如果杰克逊因子不太大时可能生长为树枝晶，如果杰克逊因子很大时，即使在负的温度梯度下，仍有可能形成规则形状的晶体。6.简述三晶区形成的原因及每个晶区的性能特点形成原因：1）表层细晶区：低温模壁强烈地吸热和散热，使靠近模
7、壁的薄层液体产生极大地过冷， 形成原因 形成原 模壁又可作为非均匀形核的基底，在此一薄层液体中立即产生大量的晶核，并同时向各个方向生长。 晶核数目多，晶核很快彼此相遇，不能继续生长，在靠近模壁处形成薄层很细的等轴晶粒区。2） 柱状晶区：模壁温度升高导致温度梯度变得平缓；过冷度小，不能生成新晶核，但利于细晶区靠近液 相的某些小晶粒长大；远离界面的液态金属过热，不能形核；垂直于模壁方向散热最快，晶体择优生 长。3）中心等轴晶区：柱状晶长到一定程度后，铸锭中部开始形核长大-中部液体温度大致是均匀的，每个晶粒的成长在各方向上接近一致，形成等轴晶。 性能特点：组织致密，力学性能好；2）柱状晶区：组织较致
8、密，存在弱面，力学性 能有方向性；各晶粒枝杈搭接牢固，无弱面，力学性能无方向性。7.为了得到发达的柱状晶区应采用什么措施，为了得到发达的等轴晶区应采取什么措施？其基本原理如何？为了得到发达的柱状晶区应采取的措施：1）控制铸型的冷却能力，采用导热性好与热容量大的铸型 为了得到发达的柱状晶区应采取的措施： 材料，增大铸型的厚度，降低铸型的温度。2）提高浇注温度或浇注速度。3）提高熔化温度。 基本原理：1）铸型冷却能力越大，越有利于柱状晶的生长。2）提高浇注温度或浇注速度，使温度梯 度增大，有利于柱状晶的生长。3）熔化温度越高，液态金属的过热度越大，非金属夹杂物溶解得越多， 非均匀形核数目越少，减少
9、了柱状晶前沿液体中的形核的可能，有利于柱状晶的生长。为了得到发达的等轴晶区应采取的措施： 为了得到发达的等轴晶区应采取的措施：1）控制铸型的冷却能力，采用导热性差与热容量小的铸型材 等轴晶区应采取的措施 料，增大铸型的厚度，提高铸型的温度。2）降低浇注温度或浇注速度。3）降低熔化温度。基本原理：1）铸型冷却能力越小，越有利于中心等轴晶的生长。2）降低浇注温度或浇注速度，使温 度梯度减小，有利于等轴晶的生长。3）熔化温度越低，液态金属的过热度越小，非金属夹杂物溶解得 越少，非均匀形核数目越多，增加了柱状晶前沿液体中的形核的可能，有利于等轴晶的生长。第三章二元合金的相结构与结晶1.在正温度梯度下，
10、为什么纯金属凝固时不能呈树枝状生长，而固溶体合金却能呈树枝状成长？纯金属凝固时，要获得树枝状晶体，必需在负的温度梯度下；在正的温度梯度下，只能以平面状长大。而固溶体实际凝固时，往往会产生成分过冷，当成分过冷区足够大时，固溶体就会以树枝状长大。2.何谓合金平衡相图，相图能给出任一条件下的合金显微组织吗？合金平衡相图是研究合金的工具，是研究合金中成分、温度、组织和性能之间关系的理论基础，也是制定各种热加工工艺的依据。其中二元合金相图表示二元合金相图表示在平衡状态下，合金的组成相或组织状态与温度、成分、压力之间关系的简明图解。平衡状态：合金的成分、质量份数不再随时间而变化的一种状态。 合金的极缓慢冷
11、却可近似认为是平衡状态。三元合金相图是指独立组分数为3的体系，该体系最多可能有四个自由度，即温度、压力和两个浓度项，用三维空间的立体模型已不足以表示这种相图。若维持压力不变，则自由度最多等于3，其相图可用立体模型表示。若压力、温度同时固定，则自由度最多为2，可用平面图来表示。通常在平面图上用等边三角形（有时也有用直角坐标表示的）来表示各组分的浓度。不能，相图只能给出合金在平衡条件下存在的合金显微组织4.何谓成分过冷？成分过冷对固溶体结晶时晶体长大方式和铸锭组织有何影响？在固溶体合金凝固时，在正的温度梯度下，由于固液界面前沿液相中的成分有所差别，导致固液界面前沿的熔体的温度低于实际液相线温度，从
12、而产生的过冷称为成分过冷。这种过冷完全是由于界面前沿液相中的成分差别所引起的。温度梯度增大，成分过冷减小。 成分过冷必须具备两个条件：第一是固液界面前沿溶质的富集而引起成分再分配；第二是固液界面前方液相的实际温度分布，或温度分布梯度必须达到一定的值。对合金而言，其凝固过程同时伴随着溶质再分配，液体的成分始终处于变化当中，液体中的溶质成分的重新分配改变了相应的固液平衡温度，这种关系有合金的平衡相图所规定。利用“成分过冷”判断合金微观的生长过程。第四章铁碳合金1.分析分析c=0.2%,wc=0.6%,wc=1.2%的铁碳合金从液态平衡冷却到室温的转变过程。c=0.2%: L-L+-（1495度）-
13、+L-+-（727度）-+Fe3C; （=A,=F;下同）c=0.6%: L-+L-+-（727度）-+Fe3C;c=1.2%: L-+L-Fe3C+-（727度）-+Fe3C;室温下相组成物的相对含量:c=0.2%，渗碳体相对含量=（0.2-0.02）/6.67 %,余量铁素体c=0.6%，渗碳体相对含量=（0.6-0.02）/6.67 %,余量铁素体c=1.2% 渗碳体相对含量=（1.2-0.02）/6.67 %,余量铁素体室温下组织组成物的相对含量:c=0.2%，珠光体相对含量=（0.2-0.02）/0.77%,余量铁素体c=0.6%，珠光体相对含量=（0.6-0.02）/0.77 %,
14、余量铁素体c=1.2%,渗碳体相对含量=（1.2-0.77）/6.67 %,余量珠光体2.分析c=3.5%、c=4.7%的铁碳合金从液态到室温的平衡结晶过程，画出冷却曲线和组织转变示意图，并计算室温下的组织组成物和相组成物。下图表示c=3.5%的铁碳合金从液态到室温的平衡结晶过程：下图表示c=4.7%的铁碳合金从液态到室温的平衡结晶过程：3.计算铁碳合金中二次渗碳体和三次渗碳体最大可能含量。铁碳合金中二次渗碳体即Fe3C的最大可能含量产生在2.11%C的铁碳合金中，因此（Fe3C）max=（2.11-0.77）/（6.69-0.77）x100%=22.64%三次渗碳体即Fe3C的可能最大含量在
15、0.0218%C的铁碳合金中，因此（Fe3C）max（0.0218-0.006）/（6.69-0.006）x100%=0.24%4.分别计算莱氏体中共晶渗碳体、二次渗碳体、共析渗碳体的含量。在莱氏体中，Fe3C共晶%=（4.3-2.11）/（6.69-2.11）*100%=47.8%Fe3C%=（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.为了区分两种弄混的钢，工人分别将A、
16、B两块碳素钢试样加热至850 保温后缓冷， 金相组织分别为： A试样的先共析铁素体面积为41.6%，珠光体面积为 58.4%； B试样的二次渗碳体面积为7.3%，珠光体面积为 92.7%； 设铁素体和渗碳体的密度相同,铁素体的含碳量为零， 求A、B两种碳素钢的含碳量。这两个试样处理后都是得到的平衡态组织，首先判断A试样为亚共析钢，根据相图杠杆原理列出方程如下：（0.77-X）/（0.77-0.0218）=41.6%这样得到X=45.0%，大概是45钢的成分范围。同理B试样为过共析钢（6.69-X）/（6.69-0.77）=92.7%；X=1.2%，大概是T12钢的范围，当然相应地还可以利用杠杆
17、的另外一端来求了。6.利用Fe-FeC3相图说明铁碳合金的成分、组织和性能的关系。从相组成物的情况来看，铁碳合金在室温下的平衡组织均由铁素体和渗碳体组成，当碳质量分数为零时，合金全部由铁素体所组成，随着碳质量分数的增加，铁素体的量呈直线下降，到wc为6.69%时降为零，相反渗碳体则由零增至100%。碳质量分数的变化不仅引起铁素体和渗碳体相对量的变化，而且两相相互组合的形态即合金的组织也将发生变化，这是由于成分的变化引起不同性质的结晶过程，从而使相发生变化的结果，由图3-35可见，随碳质量分数的增加，铁碳合金的组织变化顺序为：FF+Fe3CF+PPP+ Fe3CP+ Fe3C+LeLeLe+ F
18、e3Cwc0.0218%时的合金组织全部为铁素体，wc=0.77%时全部为珠光体，wc=4.3%时全部为莱氏体，wc=6.69%时全部为渗碳体，在上述碳质量分数之间则为组织组成物的混合物；而且，同一种组成相，由于生成条件不同，虽然相的本质未变，但其形态会有很大的差异。如渗碳体，当wc0.0218% 时，三次渗碳体从铁素体中析出，沿晶界呈小片状分布；经共析反应生成的共析渗碳体与铁素体呈交替层片状分布；从奥氏体中析出的二次渗体则以网状分布于奥氏体的晶界；共晶渗碳体与奥氏体相关形成，在莱氏体中为连续的基体，比较粗大，有时呈鱼骨状；从液相中直接析出的一次渗碳体呈规则的长条状。可见，成分的变化，不仅引起
19、相的相对量的变化，而且引起组织的变化，从而对铁碳合金的性能产生很大的影响。1）切削加工性能钢中碳质量分数对切削加工性能有一定的影响。低碳钢的平衡结晶组织中铁素体较多，塑性、韧性很好，切削加工时产生的切削热较大，容易黏刀，而且切屑不易折断，影响表面粗糙度，因此，切削加工性能不好；高碳钢中渗碳体较多，硬度较高，严重磨损刀具，切削性能也不好；中碳钢中铁素体与渗碳体的比例适当，硬度与塑性也比较适中，切削加工性能较好。一般说来，钢的硬度在170250HBW时切削加工性能较好。2）压力加工性能金属压力加工性能的好坏主要与金属的锻造性有关。金属的锻造性是指金属在压力加工时能改变形状而不产生裂纹的性能。钢的锻
20、造性主要与碳质量分数及组织有关，低碳钢的锻造性较好，随着碳质量分数的增加，锻造性逐渐变差。由于奥氏体具有良好的塑性，易于塑性变形，钢加热到高温获得单相奥氏体组织时可具有良好的锻造性。白口铸铁无论在低温或高温，其组织都是以硬而脆的渗碳体为基体，锻造性很差，不允许进行压力加工。3）铸造性能随着碳质量分数的增加，钢的结晶温度间隔增大，先结晶形成的树枝晶阻碍未结晶液体的流动，流动性变差。铸铁的流动性要好于钢，随碳质量分数的增加，亚共晶白口铁的结晶温度间隔缩小，流动性随之提高；过共晶白口铁的流动性则随之降低；共晶白口铁的结晶温度最低，又是在恒温下结晶，流动性最好。碳质量分数对钢的收缩性也有影响，一般说来
21、，当浇注温度一定时，随着碳质量分数的增加，钢液温度与液相线温度差增加，液态收缩增大；同时，碳质量分数增加，钢的凝固温度范围变宽，凝固收缩增大，出现缩孔等铸造缺陷的倾向增大。此外，钢在结晶时的成分偏析也随碳质量分数的增加而增大。7.Fe-FeC3相图有哪些应用，又有哪些局限性铁渗碳体相图的应用：1）在钢铁选材方法的应用；2）在铸造工艺方法的应用；3）在热锻、热轧、热锻工艺方法的应用 ；4）在热处理工艺方法的应用。渗碳体相图的局限性 ：1）只反映平衡相,而非组织；2）只反映铁 二元合金中相的平衡； 3）不能用来分析非平衡条件下的问题第五章三元合金相图1.试在 A、B、C 成分三角形中，标出注下列合
22、金的位置：1）C=10%，C=10%，其余为 A；2）C=20%，C=15%，其余为 A；3）C=30%，C=15%，其余为 A；4）C=20%，C=30%，其余为 A；5）C=40%，A和B组元的质量比为1:4；6）A=30%，A和B组元的质量比为2:3；6）设合金含 B 组元为 WB，含 C 组元为 WC，则 WB/WC=2/3 WB+WC=1?30% 可求 WB=42%，WC=28%。2.在成分三角形中标注 P （A=70%、B=20%、C=10%）；Q（A=30%、B=50%、C=20%）；N（A=30%、B=10%、C=60%）合金的位置，然后将5kgP合金、5kgQ合金和10kgN
23、合金熔合在一起，试问新合金 的成分如何？设新合金的成分为 新A、新B、 新C ，则有 新A =（5PA +5QA +10NA）/（5+5+10）=（570%+530%+1030%）/20=40.0% ;新B =（5NA ）/（5+5+10）=（520%+550%+1010%）/20=22.5% ;新C =（510%+520%+1060%）/20=37.5%;所以，新合金的成分为：新A =40.0%、新B =22.5%、新C =37.5%。第六章金属及合金的塑性变形与断裂1.屈服载荷/N620252184148174273525角/（）8372.56248.530.51765角/（25.5263
24、466374.882.5k8.6881052.1321062.9223.6333.088coscos0.1100.2700.3700.4600.391-0.2620.130计算方法k=scoscos=F/A coscos4. 试用多晶体的塑性变形过程说明金属晶粒越细强度越高、塑性越好的原因是什么？由 Hall-Petch 公式可知，屈服强度s 与晶粒直径平方根的倒数 d v2呈线性关系。 在多晶体中，滑移能否从先塑性变形的晶粒转移到相邻晶粒主要取决于在已滑移晶粒晶界附近的位错塞 积群所产生的应力集中能否激发相邻晶粒滑移系中的位错源，使其开动起来，从而进行协调性的多滑移。 由=n0知，塞积位错数
25、目n越大，应力集中越大。位错数目n与引起塞积的晶界到位错源的距离成正比。晶粒越大，应力集中越大，晶粒小，应力集中小，在同样外加应力下，小晶粒需要在较大的外加应 力下才能使相邻晶粒发生塑性变形。 在同样变形量下，晶粒细小，变形能分散在更多晶粒内进行，晶粒内部和晶界附近应变度相差较小，引 起的应力集中减小，材料在断裂前能承受较大变形量，故具有较大的延伸率和断面收缩率。另外，晶粒 细小，晶界就曲折，不利于裂纹传播，在断裂过程中可吸收更多能量，表现出较高的韧性。6.滑移和孪生有何区别，试比较它们在塑性变形过程的作用。区别：1）滑移：一部分晶体沿滑移面相对于另一部分晶体作切变，切变时原子移动的距离是滑移
26、方向原 区别： 区别 子间距的整数倍；孪生：一部分晶体沿孪生面相对于另一部分晶体作切变，切变时原子移动的距离不是 孪生方向原子间距的整数倍；2）滑移：滑移面两边晶体的位向不变；孪生面两边的晶体的位向不 同，成镜面对称；3）滑移：滑移所造成的台阶经抛光后，即使再浸蚀也不会重现；由于孪生改变 了晶体取向，因此孪生经抛光和浸蚀后仍能重现；4）滑移：滑移是一种不均匀的切变，它只集中在某些 晶面上大量的进行，而各滑移带之间的晶体并未发生滑移；孪生是一种均匀的切变，即在切变区 内与孪生面平行的每一层原子面均相对于其毗邻晶面沿孪生方向位移了一定的距离。 作用：晶体塑性变形过程主要依靠滑移机制来完成的；孪生对塑性变形的贡献比滑移小得多，但孪生改 变了部分晶体的空间取向，使原来处于不利取向的滑移系转变为新的有利取向，激发晶体滑移。7.试述金属塑性变形后组织结构与性能之间的关系，阐明加工硬化在机械零构件生产和服役过程中的重要 试述金属塑性变形后组织结构与性能之间的关系， 意义。关系：随着塑性变形程度的增加，位错密度不断增大，位错运动阻力增加，金属的强度、硬度增加，而 关系： 关系 塑性、韧性下降。重要意义：1）提高金属材料的强度；2）是某些工件或半成品能够加工成形的重要因素；3）提高零件或 构件在使用过程中的安全性。
