《材料科学基础-综合复习题.doc》由会员分享，可在线阅读，更多相关《材料科学基础-综合复习题.doc（55页珍藏版）》请在taowenge.com淘文阁网|工程机械CAD图纸|机械工程制图|CAD装配图下载|SolidWorks_CaTia_CAD_UG_PROE_设计图分享下载上搜索。
1、Four short words sum up what has lifted most successful individuals above the crowd: a little bit more.-author-date材料科学基础-综合复习题材料科学基础 题库材料科学基础 复习题一、选择题1. 原子结合键包括物理键和化学键, 下述结合键中属于化学键的是 .(A) 金属键 (B) 离子键 (C) 分子键 (D) 共价键2. 原子结合键包括物理键和化学键, 下述结合键中属于物理键的是 .(A) 氢键 (B) 离子键 (C) 分子键 (D) 共价键3. 工业用硅酸盐属于 .(A) 金属材
2、料 (B) 陶瓷材料 (C) 复合材料 (D) 高分子材料4. 布拉菲点阵共有 中.(A) 8 (B) 10 (C) 12 (D) 145. BCC、FCC和HCP等三种典型晶体结构中, 单位晶胞的原子数分别为 .(A) 2, 4, 6 (B) 4, 2, 6 (C) 3, 4, 5 (D) 6, 2, 46. 晶面间距表示相邻两个平行晶面之间的垂直距离, 其大小反映了晶面上原子排列的紧密程度, 一般规律是 .(A) 在简单立方点阵中, 低指数的晶面间距较大(B) 在简单立方点阵中, 高指数的晶面间距较大(C) 晶面间距越大, 该晶面上原子排列越紧密(D) 晶面间距越大, 该晶面上原子排列越稀
3、疏7. BCC、FCC和HCP等三种典型晶体结构中, 原子配位数依次为 .(A) 8, 12, 8 (B) 8, 12, 10 (C) 12, 8, 6 (D) 8, 12, 128. 密堆积结构的致密度为 .(A) 0.68 (B) 0.74 (C) 0.82 (D) 1.09. MgO陶瓷晶体具有NaCl型结构, 单位晶胞的离子数为 .(A) 4 (B) 6 (C) 8 (D) 1010. SiC陶瓷晶体具有金刚石型结构, 该结构一般特征是 .(A) 原子结合键为共价键(B) 原子配位数为4(C) 单位晶胞包含8个原子(D) 属于面心立方点阵, 为密堆积结构11. 下述晶体缺陷中属于点缺陷
4、的是 .(A) 空位 (B) 位错 (C) 相界面 (D) 间隙原子12. 下述晶体缺陷中属于线缺陷的是 .(A) 空位 (B) 位错 (C) 晶界 (D) 间隙原子13. 下述晶体缺陷中属于面缺陷的是 .(A) 表面 (B) 位错 (C) 相界面 (D) 空位14. 下述界面中界面能最小的是 .(A) 完全共格界面 (B) 共格界面 (C) 非共格界面 (D) 半共格界面15. 下述界面中界面能最大的是 .(A) 完全共格界面 (B) 共格界面 (C) 非共格界面 (D) 半共格界面16. 理想密排六方金属的c/a为 .(A) 1.6 (B) (C) (D) 117. 在晶体中形成空位的同时
5、又产生间隙原子, 这样的缺陷称为 .(A) 肖脱基空位 (B) 弗兰克尔空位 (C) 线缺陷 (D) 面缺陷18. 面心立方晶体的挛晶面是 .(A) 112 (B) 110 (C) 111 (D) 12319. 体心立方晶体的挛晶面是 .(A) 112 (B) 110 (C) 111 (D) 12320. 铸铁与碳钢的区别在于有无 .(A) 莱氏体 (B) 珠光体 (C) 铁素体 (D) 渗碳体21. 在二元系合金相图中, 计算两相相对量的杠杆法则只能用于 .(A) 单相区中 (B) 两相区中 (C) 三相平衡水平线上 (D) 无限制22. Hume-Rothery提出有利于大量固熔的原子尺寸
6、条件为两组元的原子半径差对熔剂原子半径的比不超过 .(A) 10% (B) 14% (C) 15% (D) 20%23. 碳与钒结合形成金属化合物, 下述说法正确的是 .(A) 该化合物属于简单间隙化合物 (B) 该化合物属于复杂间隙化合物(C) 该化合物具有体心立方结构 (D) 该化合物具有面心立方结构24. 以下关于渗碳体的描述中, 正确的是 .(A) 渗碳体是钢中很重要的一种复杂间隙相(B) 渗碳体晶体结构非常复杂, 属于正交晶系(C) 渗碳体为铁与碳固熔形成的间隙固熔体(D) 渗碳体为铁与碳固熔形成的置换固熔体25. 下述关于Ni-Cu系二元合金的描述中, 正确的是 .(A) 室温下组
7、织为单相组织(B) 室温下组织为两相组织(C) 凝固时发生匀晶转变(D) 凝固时发生共晶转变26. 凝固后是否形成晶体, 主要由液态物质的 决定.(A) 温度梯度 (B) 粘度 (C) 冷却速度 (D) 压力27. 金属结晶形核时, 临界晶核半径rK与过冷度T及表面自由能之间的关系为 .(A) T越大, rK越小 (B) T越大, rK越大(C) 越大, rK越小 (D) 越大, rK越大28. 纯金属均匀形核, 形成临界晶核时体积自由能的减少只能补偿表面能的 .(A) (B) (C) (D) 29. 原子扩散的驱动力是 .(A) 组元的浓度梯度 (B) 组元的化学势梯度 (C) 温度梯度 (
8、D) 表面张力30. 菲克第一定律描述了稳态扩散的特征, 即浓度不随 变化.(A) 距离 (B) 时间 (C) 温度 (D) 压力31. 在置换固熔体中, 原子扩散的方式一般为 .(A) 原子互换机制 (B) 间隙机制 (C) 空位机制 (D) 填隙机制32. 在间隙固熔体中, 原子扩散的方式一般为 .(A) 原子互换机制 (B) 间隙机制 (C) 空位机制 (D) 填隙机制33. 在科肯道尔效应中, 惰性标记发生移动的主要原因是扩散偶中 .(A) 两组元的原子尺寸不同 (B) 仅存在一组元的扩散(C) 两组元的扩散速率不同 (D) 两组元的温度不同34. 晶体的类型与结构是影响固体材料中原子
9、扩散的重要因素, 基本规律是 .(A) 与金属相比, 晶态化合物的扩散系数低(B) 与金属相比, 晶态化合物的扩散系数高(C) 非密堆结构的晶体比密堆结构的晶体具有更高的扩散系数(D) 密堆结构的晶体比非密堆结构的晶体具有更高的扩散系数35. DL, DB, DS分别表示晶内扩散、晶界扩散和表面扩散的扩散系数, 则在一般情况下, 三者的大小关系为 .(A) DL DB DS (B) DS DB DL (C) DB DL DS (D) DS DL DB36. 合金凝固时极易得到树枝晶组织, 其主要原因是 .(A) 固-液界面前沿液相中存在正温度梯度(B) 固-液界面前沿液相中存在负温度梯度(C)
10、 固-液界面前沿液相中存在成分过冷区(D) 固-液界面前沿液相中存在难熔质点37. 下述关于交滑移的描述中, 正确的是 .(A) 发生交滑移时会出现曲折或波纹状的滑移带(B) 体心立方金属最容易发生交滑移(C) 层错能低的金属易发生交滑移(D) 交滑移必须通过刃型位错实现38. 多晶体发生塑性变形时, 为了满足协调变形, 每个晶粒至少需要开动 个独立的滑移系.(A) 3 (B) 4 (C) 5 (D) 639. 再结晶后的晶粒长大是通过 方式进行的.(A) 大晶粒吞食小晶粒 (B) 小晶粒蚕食大晶粒(C) 晶界向曲率中心移动 (D) 晶界背向曲率中心移动40. wC 低于0.014的碳钢发生马
11、氏体转变时, 马氏体M与奥氏体A有K-S取向关系, 即 .(A) 110M / 111A, M / A (B) 111M / 110A, M / A(C) 110M / 111A, M / A (D) 112M / 111A, M / A41. 含Ni约30% 的Fe-Ni合金发生马氏体相变时, 马氏体与奥氏体之间的位向关系为西山关系, 即 .(A) 110M / 111A, M / A (B) 110M / 111A, M / A(C) 110M / 111A, M / A (D) 112M / 111A, M / A42. 以下关于马氏体相变的描述中, 正确的是 .(A) 马氏体相变为无扩
12、散性相变(B) 马氏体相变是通过形核-长大方式进行的(C) 马氏体相变速率极低(D) 马氏体相变速率极高43. 固态相变的阻力一般包括 .(A) 新、旧相比体积差所增加的应变能(B) 新、旧相为维持共格/半共格关系所增加的应变能(C) 新、旧相界面增加的表面能(D) 新、旧相之间的体积自由能差44. 固态相变的驱动力是 .(A) 新、旧相比体积差所增加的应变能(B) 新、旧相为维持共格/半共格关系所增加的应变能(C) 新、旧相界面增加的表面能(D) 新、旧相之间的体积自由能差45. 固态相变时空位处易于形核的主要原因是 .(A) 空位促进熔质原子的扩散 (B) 空位释放的能量可提供形核驱动力(
13、C) 空位阻碍熔质原子的扩散 (D) 空位群凝聚成位错, 促进形核46. 下述固态相变中属于扩散型相变的是 .(A) 脱熔转变 (B) 马氏体转变 (C) 贝氏体转变 (D) 共析转变47. 下述固态相变中属于无扩散型相变的是 .(A) 脱熔转变 (B) 马氏体转变 (C) 贝氏体转变 (D) 共析转变48. 下述固态相变中属于半扩散型相变的是 .(A) 脱熔转变 (B) 马氏体转变 (C) 贝氏体转变 (D) 共析转变49. 时效型合金发生脱熔转变期间容易产生过渡相, 其特征是 .(A) 过渡相与母相之间形成共格或半共格界面(B) 过渡相与母相之间形成非共格界面(C) 过渡相一般呈盘片状(D
14、) 过渡相一般呈球状50. 调幅分解的特点是 .(A) 成分改变 (B) 成分不变 (C) 有核相变 (D) 无核相变选择题 参考答案1. ABD2. AC3. B4. D5. A6. AC7. D8. B9. C10. ABC11. AD12. B13. AC14. A15. C16. B17. B18. C19. A20. A21. B22. C23. AD24. AB25. AC26. BC27. AD28. B29. B30. B31. C32. B33. C34. AC35. B36. C37. ABC38. C39. AC40. A41. B42. ABD43. ABC44. D4
15、5. ABD46. AD47. B48. C49. AC50. AD二、简答题1. 固态相变基本特点.答: 固态相变的特点是:(1) 相变阻力大. 固态相变时的阻力包括新、旧相之间的表面能以及新、旧相由于比体积差或新、旧相界面原子错配而额外增加的弹性应变能; 另外, 固相中原子扩散速率极低也是造成固态相变阻力大的一个重要原因.(2) 新相晶核与母相之间存在一定的晶体学位向关系. 固态相变时, 为了减少新、旧两相之间的界面能, 新相晶核与母相晶体之间往往存在一定的晶体学位向关系, 常以低指数、原子密度大且匹配较好的晶面和晶向互相平行; 并且, 新相往往在母相的某一特定晶面(惯习面)上形成.(3)
16、 母相晶体缺陷对相变起促进作用. 由于母相晶体中存在的各种缺陷(如晶界、相界、位错、空位等)周围晶格有畸变, 自由能较高, 因此容易在这些区域优先形核.(4) 易于出现过渡相. 过渡相是为了克服相变阻力而形成的一种协调性中间转变产物. 通常首先在母相中形成成分与母相相近的过渡相, 然后在一定条件下由过渡相逐渐转变为稳定相.2. 位错促进固态相变形核的主要原因.答: 由于固态相变阻力大, 固相中的形核几乎总是非均匀的, 往往借助晶体中的结构缺陷(空位,位错,晶界等)形核.新相在位错处形核有三种情况: 一是新相在位错线上形核, 新相形成处, 位错消失, 释放的能量使形核功降低而促进形核; 二是位错
17、不消失, 而且依附在新相界面上, 成为半共格界面中的位错部分, 补偿了失配, 因而降低了能量, 使生成晶核时所消耗的能量减少而促进形核; 三是当新相与母相成分不同时, 由于熔质原子在位错线附近偏聚(形成柯氏气团)有利于新相沉淀析出, 也对形核起促进作用.3. 非扩散型相变的基本特征.答: 无扩散型相变的基本特点是:(1) 存在由于均匀切变引起的形状改变, 使晶体发生形状改变.(2) 由于相变过程无扩散, 新相与母相的化学成分相同.(3) 新相与母相之间有一定的晶体学位向关系.(4) 相界面移动速度极快, 可接近声速.4. 说明Al-Cu等时效型合金脱熔过程出现过渡相的原因.答: 时效处理时脱熔
18、的一般顺序为:偏聚区(或称G.P.区) 过渡相(亚稳相) 平衡相.脱熔时不直接析出平衡相的原因, 是由于平衡相一般与基体形成新的非共格界面, 界面能大, 而亚稳定的脱熔产物往往与基体完全或部分共格, 界面能小. 在相变初期, 界面能起决定性作用, 界面能小的相, 形核功小, 容易形成. 所以首先形成形核功最小的过渡结构, 再演变成平衡稳定相.5. 调幅分解的主要特征.答: (1) 调幅分解过程的成分变化是通过上坡扩散实现的. 首先出现微区的成分起伏, 随后通过熔质原子从低浓度区向高浓度区扩散, 使成分起伏不断增幅, 直至分解为成分不同的两平衡相为止.(2) 调幅分解不经历形核阶段, 新、旧相结
19、构相同, 不存在明显的相界面. 由于无需形核, 所以分解速度很快.6. 脱熔相颗粒粗化机理.答: 参见教材P292-293的“8.4.3.2 颗粒粗化”一节. (需要画图!)7. 零件热处理的作用.答: 零件热处理的作用如下:(1) 通过适当的热处理可以显著提高零件的力学性能, 延长机器零件的使用寿命.(2) 恰当的热处理工艺可以消除铸、锻、焊等热加工工艺造成的各种缺陷, 细化晶粒, 消除偏析, 降低内应力, 使零件的组织和性能更加均匀.(3) 热处理也是机器零件加工工艺过程中的重要工序.(4) 此外, 通过热处理还可使工件表面具有抗磨损、耐腐蚀等特殊物理化学性能.8. 过共析钢淬火时加热温度
20、的选择依据.答: 过共析钢的淬火加热温度限定在Ac1 以上3050 是为了得到细小的奥氏体晶粒和保留少量渗碳体质点, 淬火后得到隐晶马氏体和其上均匀分布的粒状碳化物, 从而不但可以使钢具有更高的强度、硬度和耐磨性, 而且也具有较好的韧性. 如果过共析钢淬火加热温度超过Accm , 碳化物将全部熔入奥氏体中, 使奥氏体中的含碳量增加, 降低钢的Ms和Mf点, 淬火后残留奥氏体量增多, 会降低钢的硬度和耐磨性; 淬火温度过高, 奥氏体晶粒粗化、含碳量又高, 淬火后易得到含有显微裂纹的粗片状马氏体, 使钢的脆性增大; 此外, 高温加热淬火应力大、氧化脱碳严重, 也增大钢件变形和开裂倾向.9. 马氏体
21、相变的基本特征.答: (1) 无扩散性. 马氏体转变的过冷度很大, 转变温度低, 原子扩散无法进行, 因此是非扩散型相变.(2) 切变共格性. 马氏体转变是新相在母相特定的晶面(惯习面)上形成, 并以母相的切变来保持共格关系的相变过程.(3) 变温形成. 马氏体转变有其开始转变温度(Ms点)与转变终了温度(Mf点). 当过冷奥氏体冷到Ms点, 便发生马氏体转变, 转变量随温度的下降而不断增加, 一旦冷却中断, 转变便很快停止.(4) 高速长大. 马氏体转变没有孕育期, 形成速度很快, 瞬间形核, 瞬间长大.(5) 不完全性. 一般来说, 奥氏体向马氏体的转变是不完全的, 即使冷却到Mf 点,
22、也不能获得100%的马氏体, 即总有一部分残余奥氏体.10. 细晶强化/固熔强化/弥散强化/加工硬化机理.答: (关于弥散强化机理)由塑性相与硬脆相组成的(两相)合金, 倘若硬脆的第二相呈弥散粒子均匀地分布在塑性相基体上, 则可显著提高合金的强度, 此即弥散强化. 这种强化的主要原因是由于弥散细小的第二相粒子与位错的交互作用(位错绕过或切过第二相粒子), 阻碍了位错的运动, 从而提高了合金的塑性变形抗力.(关于加工硬化机理)在塑性变形过程中, 随着金属内部组织的变化, 金属的力学性能也将产生明显的变化, 即随着变形程度的增加, 金属的强度、硬度增加, 而塑性、韧性下降, 这一现象即为加工硬化或
23、形变强化.关于加工硬化的原因, 目前普遍认为与位错的交互作用有关. 随着塑性变形的进行, 位错密度不断增加, 因此位错在运动时的相互交割加剧, 产生固定割阶、位错缠结等障碍, 使位错运动的阻力增大, 引起变形抗力的增加, 从而提高了金属的强度.11. 孪生变形特点.答: 孪生变形是金属塑性变形的基本方式之一, 是指在切应力的作用下, 晶体的一部分沿一定的晶面(孪生面)和一定的晶向(孪生方向)相对于另一部分晶体作均匀地切变, 在切变区域内, 与孪生面平行的每层原子的切变量与它距孪生面的距离成正比, 并且不是原子间距的整数倍. 其特点为:(1) 孪生变形引起的切变不会改变晶体的点阵类型, 但可使变
24、形部分的位向发生变化, 并且与未变形部分的晶体以挛晶界为分界面构成了镜面对称的位向关系.(2) 一般说来, 孪生的临界分切应力要比滑移的临界分切应力大得多, 只有在滑移很难进行的条件下, 晶体才进行孪生变形.(3) 孪生对塑性变形的贡献比滑移小得多, 例如镉单纯依靠孪生变形只能获得7.4% 的伸长率. 但是, 由于孪生变形后晶体位向发生变化, 可能使原来取向不利的滑移系转变为新的有利取向, 从而引发晶体的进一步滑移, 提高金属的塑性变形能力.(4) 孪生变形的速度极快, 常引起冲击波, 发出音响.12. 根据阿累尼乌斯(Arrhenius)公式: D = D0exp(-Q/RT), 分析影响扩
25、散的主要因素.答: 上述公式中, Q 为原子扩散激活能, T 为温度, 它们是影响扩散的主要因素. 很显然, Q 越小, 或扩散温度T 越高, 则D 越大, 扩散越易进行. 而扩散激活能Q 取决于材料的键能. 高熔点纯金属的键能高于低熔点的, 因此前者的激活能较高, 其自扩散系数较小; 通常致密度大的晶体结构中, 原子扩散激活能较高, 扩散系数较小; 不同类型的固熔体, 熔质原子的扩散激活能不同, 间隙原子的扩散激活能都比置换原子的小, 所以扩散速度比较大; 晶体缺陷处, 原子排列混乱, 能量较高, 激活能往往较低, 因此扩散容易. 对于一定的晶体结构来说, 表面扩散最快, 晶界次之, 亚晶界
26、又次之, 晶内最慢; 在位错、.空位等缺陷处的原子比完整晶格处的原子扩散容易得多.13. (扩散的微观机理)间隙/空位机制.答: (1) 间隙机制: 晶体中存在的间隙原子通过晶格间隙之间的跃迁实现的扩散; 间隙固熔体中间隙原子(C,H,N,O等)的扩散就是这种机制; 为了实现这种扩散, 扩散原子必须具有越过能垒的自由能.(2) 空位机制: 晶体中扩散原子离开自己的点阵位置去填充空位, 而原先的点阵位置形成了新的空位, 如此反复, 实现原子的扩散; 置换固熔体(或纯金属)中原子的扩散即为空位扩散; 在空位扩散中, 扩散原子除具有越过能垒的自由能外, 还必须具有空位形成能.14. 简述Cu-Ni扩
27、散偶惰性标记移动规律及其原因.答: Cu-Ni扩散偶惰性标记会向Ni棒一侧移动. 由于Ni的熔点(1452)比Cu的熔点(1083)高, 表明Ni原子的结合能高于Cu原子的, 因此, 扩散偶中Ni原子进入Cu晶体点阵要比Cu原子进入Ni晶体点阵容易, 即Ni原子在Cu棒中的扩散速度要快于Cu原子在Ni棒中的扩散速度, Ni原子向Cu棒一侧发生了物质的净输送, 其结果就是惰性标记往Ni棒一侧移动.15. 成分过冷条件及其影响因素.16. 包晶反应速度慢的原因.17. 正常凝固合金圆棒宏观偏析规律.18. 纯金属晶体长大形态与温度梯度的关系.19. 纯金属晶体长大机制.20. 润湿角对异质形核功的
28、影响规律.21. 均匀形核率与过冷度的关系及其原因.答: 均匀形核时, 形核率方程为式中, A 为临界晶核的形核功; Q 为原子越过液-固界面的扩散激活能; T 为温度.上式表明, 过冷度对形核率的影响受形核功和原子扩散激活能控制: 一方面, 当过冷度较小时, N与exp(-A / kT) 成正比, 故随着过冷度的增大, exp(-A / kT) 数值也增大, 形核率就越大; 另一方面, 当过冷度足够大时, 随着过冷度的增大, 原子扩散速度要减慢, 此时, N 主要受exp(-Q / kT) 数值影响, 而Q 值随温度改变很小, 故随着过冷度的增大, 形核率反而减小.22. 金属结晶的热力学、
29、动力学、结构和能量条件.23. 间隙固熔体两组元不能无限互熔的原因.24. 分析-Fe熔碳量高于-Fe的原因.三、作图/计算题类型1. 晶面/晶向绘制(应掌握三轴系统的).2. 典型结构金属滑移系表示及绘制.3. 典型二元合金相图绘制(共晶型/包晶型).4. 合金平衡凝固冷却曲线绘制.5. 合金平衡结晶金相组织图绘制.6. 根据点阵类型, 参数及原子量计算晶体材料的密度.12、已知Cu的原子量为63.5，原子半径是0.1278 nm。( 20分)（1）计算铜的密度、点阵常数和最大面间距。（2）在立方晶胞（图1.）中标出下列晶面和晶向（要求用字母标出，如oa:001，等等）：（011）、（111
30、）、(221)、102、110、111（3）以上哪些晶面和晶向互相垂直？7. 原子面/线密度计算.8. 单晶体塑性变形分切应力/屈服强度计算.9. 单晶体滑移时位错线/柏氏矢量计算/表示(还包括位错线作用力计算).10. 合金平衡凝固时, 相/组织组成物相对量计算.11. 合金成分转化计算(摩尔分数与质量分数之间的相互转换).12. 菲克第一定律的应用-扩散通量的计算.4、已知碳在-Fe中扩散时，D0 =2.010-5m2/s，Q=1.4105J/mol。当温度在927时，求其扩散系数为多少？（已知摩尔气体常数R=8.314J/molK）13. 菲克第二定律的应用-钢件渗碳热处理时碳浓度的计算
31、.1、已知碳在rFe中的扩散常数D02.010-5m2/s，扩散激活能Q1.4X105J/mol（R8.31J/(molK)。碳势均为CP1.1C的条件下对20#钢在880进行渗碳，为达到927渗碳5h同样的效果，渗碳时间应为多少？(12分)14. 回复/再结晶转变动力学计算.四、应用题范围1. 根据金属凝固理论, 分析细化铸件晶粒组织的工艺措施.答: 根据金属结晶理论, 如果金属结晶时单位体积中晶粒数为Zv, 则Zv取决于两个主要的因素, 即形核率N和长大速度Vg, 并满足Zv = 0.9 (N / Vg)3/4显然, 欲得到细晶粒组织铸件, 则必须使Zv增大, 这主要从控制N和Vg着手.
32、为此, 可采取下述工艺措施以得到细晶粒组织铸件:(1) 增大过冷度: 金属结晶时的N和Vg值均随着过冷度的增加而增大, 且N的增长率大于Vg的增长率, 所以增加过冷度就会提高N与Vg的比值, 使Zv值增大, 从而细化铸件晶粒; 在实际生产中增加过冷度的工艺措施主要有降低熔液的浇注温度、选择吸热能力和导热能力较大的铸型材料. 但此方法仅适用于小铸件.(2) 变质处理: 熔液中添加合适的形核剂可以大大增大N, 从而使Zv值增大.(3) 振动和搅拌: 采用机械振动、超声波振动和电磁搅拌等措施, 可以加大熔液的对流, 破碎已有晶枝, 增加结晶核心, 大大提高N, 从而使Zv值增大.2. 根据合金相图预
33、测合金的铸造工艺性(流动性,热裂/缩松缩孔倾向等)、冷/热变形能力及切削加工性.3. 利用铁碳合金强/硬度及塑韧性与含碳量的关系, 比较不同成分铁碳合金的强/硬度及塑韧性.4. 根据金属凝固理论, 分析铸锭组织的成因.5. 冷变形的应用-加工硬化问题. (1) 加工硬化现象在金属材料生产过程中有重要的实际意义, 目前已广泛用来提高金属材料的强度. 对于用热处理方法不能强化的材料来说, 用加工硬化方法提高其强度就显得更加重要. 如塑性很好而强度较低的铝、铜及某些不锈钢等, 在生产上往往制成冷拔棒材或冷轧板材供应用户. (2) 加工硬化也是某些工件或半成品能够加工成形的重要因素. 金属件的冷冲成型
34、和冷拔钢丝均利用了材料的加工硬化特性, 前者使塑性变形能够均匀地分布于整个工件, 不致集中在某些局部区域而引起破裂, 后者则是利用拉出的细丝强度显著提高, 不再变形来实现的, 否则, 钢丝在出模后便被拉断. (3) 加工硬化还可以提高零/构件在使用中的安全性. 零件在使用过程中往往会在局部出现应力集中和过载, 但由于加工硬化特性, 局部过载所产生的塑性变形会自行停止, 提高了零件的安全性. (4) 加工硬化的缺点显而易见, 增加动力和设备消耗, 变形量大时将严重降低材料的塑韧性, 因此, 对于连续冷变形工艺, 往往将再结晶退火作为中间工序.6. 冷变形的应用-残余/内应力问题. 工件经过剧烈冷
35、变形后会产生较大的内应力, 内应力会引起工件的变形或开裂, 降低其耐蚀性; 当残留应力为拉应力时, 会降低材料强度; 但如果表面残留压应力, 可显著提高其疲劳强度. 实际生产中, 往往用滚压或喷丸强化来使表层形成压应力就是这个道理.7. 回复/去应力退火的应用: (1) 黄铜弹壳季裂的消除. 在第一次世界大战时, 经深冲成形的黄铜弹壳, 放置一段时间后自动发生晶间开裂(称为季裂). 经研究, 这是由于冷加工残留内应力和外界的腐蚀性气氛的联合作用而造成的应力腐蚀开裂. 要解决这一问题, 只需在深冲加工之后于260 进行去应力退火, 消除弹壳中残留的第一类内应力, 这一问题即迎刃而解. (2) 又
36、如用冷拉钢丝卷制弹簧, 在卷成之后, 要在250300进行去应力退火, 以降低内应力并使之定形, 而硬度和强度则基本保持不变. (3) 此外, 对于铸件和焊接件都要及时进行去应力退火, 以防其变形和开裂; 对于精密零件, 如机床厂制造机床丝杠时, 在每次切削加工之后, 都要进行去应力退火处理, 防止变形和翘曲, 保持尺寸精度.8. 再结晶退火的应用: 冷拉铜线退火处理制作花导线; 随炉冷拉钢丝绳出炉后断裂; 纯铝件高温短时退火与低温长时退火, 同样完成再结晶; 冷变形量与退火温度的关系; 临界变形度问题-晶粒粗化.9. 再结晶后的晶粒长大: 弥散相微粒阻碍晶粒长大-细化晶粒. 如钢中加入少量的Al,Ti,V,Nb等元素, 可以形成适当数量及尺寸的AlN,TiN,VC,NbC等分散相粒子, 能有效阻碍高温下钢的晶粒长大, 使钢在焊接或热处理后仍具有较细小的晶粒, 保证良好的机械性能. 又如, 为防止钨丝高温下晶粒长大引起的脆断, 可在钨丝中加入适量的钍元素, 形成弥散的ThO2 微粒, 从而大大提高钨丝的使用寿命.-