材料科學(xué)基礎(chǔ)_綜合復(fù)習(xí)題

1、材料科學(xué)基礎(chǔ) 復(fù)習(xí)題一、選擇題1. 原子結(jié)合鍵包括物理鍵和化學(xué)鍵, 下述結(jié)合鍵中屬于化學(xué)鍵的是 .(A) 金屬鍵 (B) 離子鍵 (C) 分子鍵 (D) 共價鍵2. 原子結(jié)合鍵包括物理鍵和化學(xué)鍵, 下述結(jié)合鍵中屬于物理鍵的是 .(A) 氫鍵 (B) 離子鍵 (C) 分子鍵 (D) 共價鍵3. 工業(yè)用硅酸鹽屬于 .(A) 金屬材料 (B) 陶瓷材料 (C) 復(fù)合材料 (D) 高分子材料4. 布拉菲點(diǎn)陣共有 中.(A) 8 (B) 10 (C) 12 (D) 145. BCC、FCC和HCP等三種典型晶體結(jié)構(gòu)中, 單位晶胞的原子數(shù)分別為 .(A) 2, 4, 6 (B) 4, 2, 6 (C) 3

2、, 4, 5 (D) 6, 2, 46. 晶面間距表示相鄰兩個平行晶面之間的垂直距離, 其大小反映了晶面上原子排列的緊密程度, 一般規(guī)律是 .(A) 在簡單立方點(diǎn)陣中, 低指數(shù)的晶面間距較大(B) 在簡單立方點(diǎn)陣中, 高指數(shù)的晶面間距較大(C) 晶面間距越大, 該晶面上原子排列越緊密(D) 晶面間距越大, 該晶面上原子排列越稀疏7. BCC、FCC和HCP等三種典型晶體結(jié)構(gòu)中, 原子配位數(shù)依次為 .(A) 8, 12, 8 (B) 8, 12, 10 (C) 12, 8, 6 (D) 8, 12, 128. 密堆積結(jié)構(gòu)的致密度為 .(A) 0.68 (B) 0.74 (C) 0.82 (D)

3、1.09. MgO陶瓷晶體具有NaCl型結(jié)構(gòu), 單位晶胞的離子數(shù)為 .(A) 4 (B) 6 (C) 8 (D) 1010. SiC陶瓷晶體具有金剛石型結(jié)構(gòu), 該結(jié)構(gòu)一般特征是 .(A) 原子結(jié)合鍵為共價鍵(B) 原子配位數(shù)為4(C) 單位晶胞包含8個原子(D) 屬于面心立方點(diǎn)陣, 為密堆積結(jié)構(gòu)11. 下述晶體缺陷中屬于點(diǎn)缺陷的是 .(A) 空位 (B) 位錯 (C) 相界面 (D) 間隙原子12. 下述晶體缺陷中屬于線缺陷的是 .(A) 空位 (B) 位錯 (C) 晶界 (D) 間隙原子13. 下述晶體缺陷中屬于面缺陷的是 .(A) 表面 (B) 位錯 (C) 相界面 (D) 空位14. 下

4、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. 理想密排六方金屬的c/a為 .(A) 1.6 (B) (C) (D) 117. 在晶體中形成空位的同時又產(chǎn)生間隙原子, 這樣的缺陷稱為 .(A) 肖脫基空位 (B) 弗蘭克爾空位 (C) 線缺陷 (D) 面缺陷18. 面心立方晶體的攣晶面是 .(A) 112 (B) 110 (C) 111 (D) 12319. 體心立方晶體的攣晶面是 .(A) 112 (B) 110 (

5、C) 111 (D) 12320. 鑄鐵與碳鋼的區(qū)別在于有無 .(A) 萊氏體 (B) 珠光體 (C) 鐵素體 (D) 滲碳體21. 在二元系合金相圖中, 計算兩相相對量的杠桿法則只能用于 .(A) 單相區(qū)中 (B) 兩相區(qū)中 (C) 三相平衡水平線上 (D) 無限制22. Hume-Rothery提出有利于大量固熔的原子尺寸條件為兩組元的原子半徑差對熔劑原子半徑的比不超過 .(A) 10% (B) 14% (C) 15% (D) 20%23. 碳與釩結(jié)合形成金屬化合物, 下述說法正確的是 .(A) 該化合物屬于簡單間隙化合物 (B) 該化合物屬于復(fù)雜間隙化合物(C) 該化合物具有體心立方結(jié)構(gòu)

6、 (D) 該化合物具有面心立方結(jié)構(gòu)24. 以下關(guān)于滲碳體的描述中, 正確的是 .(A) 滲碳體是鋼中很重要的一種復(fù)雜間隙相(B) 滲碳體晶體結(jié)構(gòu)非常復(fù)雜, 屬于正交晶系(C) 滲碳體為鐵與碳固熔形成的間隙固熔體(D) 滲碳體為鐵與碳固熔形成的置換固熔體25. 下述關(guān)于Ni-Cu系二元合金的描述中, 正確的是 .(A) 室溫下組織為單相組織(B) 室溫下組織為兩相組織(C) 凝固時發(fā)生勻晶轉(zhuǎn)變(D) 凝固時發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變26. 凝固后是否形成晶體, 主要由液態(tài)物質(zhì)的 決定.(A) 溫度梯度 (B) 粘度 (C) 冷卻速度 (D) 壓力27. 金屬結(jié)晶形核時, 臨界晶核半徑rK與過冷度T及表面自由能

7、之間的關(guān)系為 .(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. 純金屬均勻形核, 形成臨界晶核時體積自由能的減少只能補(bǔ)償表面能的 .(A) (B) (C) (D) 29. 原子擴(kuò)散的驅(qū)動力是 .(A) 組元的濃度梯度 (B) 組元的化學(xué)勢梯度 (C) 溫度梯度 (D) 表面張力30. 菲克第一定律描述了穩(wěn)態(tài)擴(kuò)散的特征, 即濃度不隨 變化.(A) 距離 (B) 時間 (C) 溫度 (D) 壓力31. 在置換固熔體中, 原子擴(kuò)散的方式一般為 .(A) 原子互換機(jī)制 (B) 間隙機(jī)制 (C) 空位機(jī)制 (D) 填隙機(jī)制32. 在間隙固熔

8、體中, 原子擴(kuò)散的方式一般為 .(A) 原子互換機(jī)制 (B) 間隙機(jī)制 (C) 空位機(jī)制 (D) 填隙機(jī)制33. 在科肯道爾效應(yīng)中, 惰性標(biāo)記發(fā)生移動的主要原因是擴(kuò)散偶中 .(A) 兩組元的原子尺寸不同 (B) 僅存在一組元的擴(kuò)散(C) 兩組元的擴(kuò)散速率不同 (D) 兩組元的溫度不同34. 晶體的類型與結(jié)構(gòu)是影響固體材料中原子擴(kuò)散的重要因素, 基本規(guī)律是 .(A) 與金屬相比, 晶態(tài)化合物的擴(kuò)散系數(shù)低(B) 與金屬相比, 晶態(tài)化合物的擴(kuò)散系數(shù)高(C) 非密堆結(jié)構(gòu)的晶體比密堆結(jié)構(gòu)的晶體具有更高的擴(kuò)散系數(shù)(D) 密堆結(jié)構(gòu)的晶體比非密堆結(jié)構(gòu)的晶體具有更高的擴(kuò)散系數(shù)35. DL, DB, DS分別表示

9、晶內(nèi)擴(kuò)散、晶界擴(kuò)散和表面擴(kuò)散的擴(kuò)散系數(shù), 則在一般情況下, 三者的大小關(guān)系為 .(A) DL > DB > DS (B) DS > DB > DL (C) DB > DL > DS (D) DS > DL > DB36. 合金凝固時極易得到樹枝晶組織, 其主要原因是 .(A) 固-液界面前沿液相中存在正溫度梯度(B) 固-液界面前沿液相中存在負(fù)溫度梯度(C) 固-液界面前沿液相中存在成分過冷區(qū)(D) 固-液界面前沿液相中存在難熔質(zhì)點(diǎn)37. 下述關(guān)于交滑移的描述中, 正確的是 .(A) 發(fā)生交滑移時會出現(xiàn)曲折或波紋狀的滑移帶(B) 體心立方金屬最容

10、易發(fā)生交滑移(C) 層錯能低的金屬易發(fā)生交滑移(D) 交滑移必須通過刃型位錯實現(xiàn)38. 多晶體發(fā)生塑性變形時, 為了滿足協(xié)調(diào)變形, 每個晶粒至少需要開動 個獨(dú)立的滑移系.(A) 3 (B) 4 (C) 5 (D) 639. 再結(jié)晶后的晶粒長大是通過 方式進(jìn)行的.(A) 大晶粒吞食小晶粒 (B) 小晶粒蠶食大晶粒(C) 晶界向曲率中心移動 (D) 晶界背向曲率中心移動40. wC 低于0.014的碳鋼發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變時, 馬氏體M與奧氏體A有K-S取向關(guān)系, 即 .(A) 110M / 111A, <111>M / <110>A (B) 111M / 110A, <1

11、11>M / <110>A(C) 110M / 111A, <110>M / <111>A (D) 112M / 111A, <111>M / <110>A41. 含Ni約30% 的Fe-Ni合金發(fā)生馬氏體相變時, 馬氏體與奧氏體之間的位向關(guān)系為西山關(guān)系, 即 .(A) 110M / 111A, <111>M / <110>A (B) 110M / 111A, <110>M / <112>A(C) 110M / 111A, <110>M / <111>A (

12、D) 112M / 111A, <111>M / <110>A42. 以下關(guān)于馬氏體相變的描述中, 正確的是 .(A) 馬氏體相變?yōu)闊o擴(kuò)散性相變(B) 馬氏體相變是通過形核-長大方式進(jìn)行的(C) 馬氏體相變速率極低(D) 馬氏體相變速率極高43. 固態(tài)相變的阻力一般包括 .(A) 新、舊相比體積差所增加的應(yīng)變能(B) 新、舊相為維持共格/半共格關(guān)系所增加的應(yīng)變能(C) 新、舊相界面增加的表面能(D) 新、舊相之間的體積自由能差44. 固態(tài)相變的驅(qū)動力是 .(A) 新、舊相比體積差所增加的應(yīng)變能(B) 新、舊相為維持共格/半共格關(guān)系所增加的應(yīng)變能(C) 新、舊相界面增加的

13、表面能(D) 新、舊相之間的體積自由能差45. 固態(tài)相變時空位處易于形核的主要原因是 .(A) 空位促進(jìn)熔質(zhì)原子的擴(kuò)散 (B) 空位釋放的能量可提供形核驅(qū)動力(C) 空位阻礙熔質(zhì)原子的擴(kuò)散 (D) 空位群凝聚成位錯, 促進(jìn)形核46. 下述固態(tài)相變中屬于擴(kuò)散型相變的是 .(A) 脫熔轉(zhuǎn)變 (B) 馬氏體轉(zhuǎn)變 (C) 貝氏體轉(zhuǎn)變 (D) 共析轉(zhuǎn)變47. 下述固態(tài)相變中屬于無擴(kuò)散型相變的是 .(A) 脫熔轉(zhuǎn)變 (B) 馬氏體轉(zhuǎn)變 (C) 貝氏體轉(zhuǎn)變 (D) 共析轉(zhuǎn)變48. 下述固態(tài)相變中屬于半擴(kuò)散型相變的是 .(A) 脫熔轉(zhuǎn)變 (B) 馬氏體轉(zhuǎn)變 (C) 貝氏體轉(zhuǎn)變 (D) 共析轉(zhuǎn)變49. 時效型合

14、金發(fā)生脫熔轉(zhuǎn)變期間容易產(chǎn)生過渡相, 其特征是 .(A) 過渡相與母相之間形成共格或半共格界面(B) 過渡相與母相之間形成非共格界面(C) 過渡相一般呈盤片狀(D) 過渡相一般呈球狀50. 調(diào)幅分解的特點(diǎn)是 .(A) 成分改變 (B) 成分不變 (C) 有核相變 (D) 無核相變選擇題 參考答案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.

15、B31. C32. B33. C34. AC35. B36. C37. ABC38. C39. AC40. A41. B42. ABD43. ABC44. D45. ABD46. AD47. B48. C49. AC50. AD二、簡答題1. 固態(tài)相變基本特點(diǎn).答: 固態(tài)相變的特點(diǎn)是:(1) 相變阻力大. 固態(tài)相變時的阻力包括新、舊相之間的表面能以及新、舊相由于比體積差或新、舊相界面原子錯配而額外增加的彈性應(yīng)變能; 另外, 固相中原子擴(kuò)散速率極低也是造成固態(tài)相變阻力大的一個重要原因.(2) 新相晶核與母相之間存在一定的晶體學(xué)位向關(guān)系. 固態(tài)相變時, 為了減少新、舊兩相之間的界面能, 新相晶核與

16、母相晶體之間往往存在一定的晶體學(xué)位向關(guān)系, 常以低指數(shù)、原子密度大且匹配較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(慣習(xí)面)上形成.(3) 母相晶體缺陷對相變起促進(jìn)作用. 由于母相晶體中存在的各種缺陷(如晶界、相界、位錯、空位等)周圍晶格有畸變, 自由能較高, 因此容易在這些區(qū)域優(yōu)先形核.(4) 易于出現(xiàn)過渡相. 過渡相是為了克服相變阻力而形成的一種協(xié)調(diào)性中間轉(zhuǎn)變產(chǎn)物. 通常首先在母相中形成成分與母相相近的過渡相, 然后在一定條件下由過渡相逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榉€(wěn)定相.2. 位錯促進(jìn)固態(tài)相變形核的主要原因.答: 由于固態(tài)相變阻力大, 固相中的形核幾乎總是非均勻的, 往往借助晶體中的結(jié)

17、構(gòu)缺陷(空位,位錯,晶界等)形核.新相在位錯處形核有三種情況: 一是新相在位錯線上形核, 新相形成處, 位錯消失, 釋放的能量使形核功降低而促進(jìn)形核; 二是位錯不消失, 而且依附在新相界面上, 成為半共格界面中的位錯部分, 補(bǔ)償了失配, 因而降低了能量, 使生成晶核時所消耗的能量減少而促進(jìn)形核; 三是當(dāng)新相與母相成分不同時, 由于熔質(zhì)原子在位錯線附近偏聚(形成柯氏氣團(tuán))有利于新相沉淀析出, 也對形核起促進(jìn)作用.3. 非擴(kuò)散型相變的基本特征.答: 無擴(kuò)散型相變的基本特點(diǎn)是:(1) 存在由于均勻切變引起的形狀改變, 使晶體發(fā)生形狀改變.(2) 由于相變過程無擴(kuò)散, 新相與母相的化學(xué)成分相同.(3)

18、 新相與母相之間有一定的晶體學(xué)位向關(guān)系.(4) 相界面移動速度極快, 可接近聲速.4. 說明Al-Cu等時效型合金脫熔過程出現(xiàn)過渡相的原因.答: 時效處理時脫熔的一般順序為:偏聚區(qū)(或稱G.P.區(qū)) 過渡相(亞穩(wěn)相) 平衡相.脫熔時不直接析出平衡相的原因, 是由于平衡相一般與基體形成新的非共格界面, 界面能大, 而亞穩(wěn)定的脫熔產(chǎn)物往往與基體完全或部分共格, 界面能小. 在相變初期, 界面能起決定性作用, 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過渡結(jié)構(gòu), 再演變成平衡穩(wěn)定相.5. 調(diào)幅分解的主要特征.答: (1) 調(diào)幅分解過程的成分變化是通過上坡擴(kuò)散實現(xiàn)的. 首先出現(xiàn)微

19、區(qū)的成分起伏, 隨后通過熔質(zhì)原子從低濃度區(qū)向高濃度區(qū)擴(kuò)散, 使成分起伏不斷增幅, 直至分解為成分不同的兩平衡相為止.(2) 調(diào)幅分解不經(jīng)歷形核階段, 新、舊相結(jié)構(gòu)相同, 不存在明顯的相界面. 由于無需形核, 所以分解速度很快.6. 脫熔相顆粒粗化機(jī)理.答: 參見教材P292-293的“8.4.3.2 顆粒粗化”一節(jié). (需要畫圖!)7. 零件熱處理的作用.答: 零件熱處理的作用如下:(1) 通過適當(dāng)?shù)臒崽幚砜梢燥@著提高零件的力學(xué)性能, 延長機(jī)器零件的使用壽命.(2) 恰當(dāng)?shù)臒崽幚砉に嚳梢韵T、鍛、焊等熱加工工藝造成的各種缺陷, 細(xì)化晶粒, 消除偏析, 降低內(nèi)應(yīng)力, 使零件的組織和性能更加均勻

20、.(3) 熱處理也是機(jī)器零件加工工藝過程中的重要工序.(4) 此外, 通過熱處理還可使工件表面具有抗磨損、耐腐蝕等特殊物理化學(xué)性能.8. 過共析鋼淬火時加熱溫度的選擇依據(jù).答: 過共析鋼的淬火加熱溫度限定在Ac1 以上3050 是為了得到細(xì)小的奧氏體晶粒和保留少量滲碳體質(zhì)點(diǎn), 淬火后得到隱晶馬氏體和其上均勻分布的粒狀碳化物, 從而不但可以使鋼具有更高的強(qiáng)度、硬度和耐磨性, 而且也具有較好的韌性. 如果過共析鋼淬火加熱溫度超過Accm , 碳化物將全部熔入奧氏體中, 使奧氏體中的含碳量增加, 降低鋼的Ms和Mf點(diǎn), 淬火后殘留奧氏體量增多, 會降低鋼的硬度和耐磨性; 淬火溫度過高, 奧氏體晶粒粗

21、化、含碳量又高, 淬火后易得到含有顯微裂紋的粗片狀馬氏體, 使鋼的脆性增大; 此外, 高溫加熱淬火應(yīng)力大、氧化脫碳嚴(yán)重, 也增大鋼件變形和開裂傾向.9. 馬氏體相變的基本特征.答: (1) 無擴(kuò)散性. 馬氏體轉(zhuǎn)變的過冷度很大, 轉(zhuǎn)變溫度低, 原子擴(kuò)散無法進(jìn)行, 因此是非擴(kuò)散型相變.(2) 切變共格性. 馬氏體轉(zhuǎn)變是新相在母相特定的晶面(慣習(xí)面)上形成, 并以母相的切變來保持共格關(guān)系的相變過程.(3) 變溫形成. 馬氏體轉(zhuǎn)變有其開始轉(zhuǎn)變溫度(Ms點(diǎn))與轉(zhuǎn)變終了溫度(Mf點(diǎn)). 當(dāng)過冷奧氏體冷到Ms點(diǎn), 便發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變, 轉(zhuǎn)變量隨溫度的下降而不斷增加, 一旦冷卻中斷, 轉(zhuǎn)變便很快停止.(4) 高

22、速長大. 馬氏體轉(zhuǎn)變沒有孕育期, 形成速度很快, 瞬間形核, 瞬間長大.(5) 不完全性. 一般來說, 奧氏體向馬氏體的轉(zhuǎn)變是不完全的, 即使冷卻到Mf 點(diǎn), 也不能獲得100%的馬氏體, 即總有一部分殘余奧氏體.10. 細(xì)晶強(qiáng)化/固熔強(qiáng)化/彌散強(qiáng)化/加工硬化機(jī)理.答: (關(guān)于彌散強(qiáng)化機(jī)理)由塑性相與硬脆相組成的(兩相)合金, 倘若硬脆的第二相呈彌散粒子均勻地分布在塑性相基體上, 則可顯著提高合金的強(qiáng)度, 此即彌散強(qiáng)化. 這種強(qiáng)化的主要原因是由于彌散細(xì)小的第二相粒子與位錯的交互作用(位錯繞過或切過第二相粒子), 阻礙了位錯的運(yùn)動, 從而提高了合金的塑性變形抗力.(關(guān)于加工硬化機(jī)理)在塑性變形過

23、程中, 隨著金屬內(nèi)部組織的變化, 金屬的力學(xué)性能也將產(chǎn)生明顯的變化, 即隨著變形程度的增加, 金屬的強(qiáng)度、硬度增加, 而塑性、韌性下降, 這一現(xiàn)象即為加工硬化或形變強(qiáng)化.關(guān)于加工硬化的原因, 目前普遍認(rèn)為與位錯的交互作用有關(guān). 隨著塑性變形的進(jìn)行, 位錯密度不斷增加, 因此位錯在運(yùn)動時的相互交割加劇, 產(chǎn)生固定割階、位錯纏結(jié)等障礙, 使位錯運(yùn)動的阻力增大, 引起變形抗力的增加, 從而提高了金屬的強(qiáng)度.11. 孿生變形特點(diǎn).答: 孿生變形是金屬塑性變形的基本方式之一, 是指在切應(yīng)力的作用下, 晶體的一部分沿一定的晶面(孿生面)和一定的晶向(孿生方向)相對于另一部分晶體作均勻地切變, 在切變區(qū)域內(nèi)

24、, 與孿生面平行的每層原子的切變量與它距孿生面的距離成正比, 并且不是原子間距的整數(shù)倍. 其特點(diǎn)為:(1) 孿生變形引起的切變不會改變晶體的點(diǎn)陣類型, 但可使變形部分的位向發(fā)生變化, 并且與未變形部分的晶體以攣晶界為分界面構(gòu)成了鏡面對稱的位向關(guān)系.(2) 一般說來, 孿生的臨界分切應(yīng)力要比滑移的臨界分切應(yīng)力大得多, 只有在滑移很難進(jìn)行的條件下, 晶體才進(jìn)行孿生變形.(3) 孿生對塑性變形的貢獻(xiàn)比滑移小得多, 例如鎘單純依靠孿生變形只能獲得7.4% 的伸長率. 但是, 由于孿生變形后晶體位向發(fā)生變化, 可能使原來取向不利的滑移系轉(zhuǎn)變?yōu)樾碌挠欣∠? 從而引發(fā)晶體的進(jìn)一步滑移, 提高金屬的塑性變形

25、能力.(4) 孿生變形的速度極快, 常引起沖擊波, 發(fā)出音響.12. 根據(jù)阿累尼烏斯(Arrhenius)公式: D = D0exp(-Q/RT), 分析影響擴(kuò)散的主要因素.答: 上述公式中, Q 為原子擴(kuò)散激活能, T 為溫度, 它們是影響擴(kuò)散的主要因素. 很顯然, Q 越小, 或擴(kuò)散溫度T 越高, 則D 越大, 擴(kuò)散越易進(jìn)行. 而擴(kuò)散激活能Q 取決于材料的鍵能. 高熔點(diǎn)純金屬的鍵能高于低熔點(diǎn)的, 因此前者的激活能較高, 其自擴(kuò)散系數(shù)較小; 通常致密度大的晶體結(jié)構(gòu)中, 原子擴(kuò)散激活能較高, 擴(kuò)散系數(shù)較小; 不同類型的固熔體, 熔質(zhì)原子的擴(kuò)散激活能不同, 間隙原子的擴(kuò)散激活能都比置換原子的小,

26、 所以擴(kuò)散速度比較大; 晶體缺陷處, 原子排列混亂, 能量較高, 激活能往往較低, 因此擴(kuò)散容易. 對于一定的晶體結(jié)構(gòu)來說, 表面擴(kuò)散最快, 晶界次之, 亞晶界又次之, 晶內(nèi)最慢; 在位錯、.空位等缺陷處的原子比完整晶格處的原子擴(kuò)散容易得多.13. (擴(kuò)散的微觀機(jī)理)間隙/空位機(jī)制.答: (1) 間隙機(jī)制: 晶體中存在的間隙原子通過晶格間隙之間的躍遷實現(xiàn)的擴(kuò)散; 間隙固熔體中間隙原子(C,H,N,O等)的擴(kuò)散就是這種機(jī)制; 為了實現(xiàn)這種擴(kuò)散, 擴(kuò)散原子必須具有越過能壘的自由能.(2) 空位機(jī)制: 晶體中擴(kuò)散原子離開自己的點(diǎn)陣位置去填充空位, 而原先的點(diǎn)陣位置形成了新的空位, 如此反復(fù), 實現(xiàn)原

27、子的擴(kuò)散; 置換固熔體(或純金屬)中原子的擴(kuò)散即為空位擴(kuò)散; 在空位擴(kuò)散中, 擴(kuò)散原子除具有越過能壘的自由能外, 還必須具有空位形成能.14. 簡述Cu-Ni擴(kuò)散偶惰性標(biāo)記移動規(guī)律及其原因.答: Cu-Ni擴(kuò)散偶惰性標(biāo)記會向Ni棒一側(cè)移動. 由于Ni的熔點(diǎn)(1452)比Cu的熔點(diǎn)(1083)高, 表明Ni原子的結(jié)合能高于Cu原子的, 因此, 擴(kuò)散偶中Ni原子進(jìn)入Cu晶體點(diǎn)陣要比Cu原子進(jìn)入Ni晶體點(diǎn)陣容易, 即Ni原子在Cu棒中的擴(kuò)散速度要快于Cu原子在Ni棒中的擴(kuò)散速度, Ni原子向Cu棒一側(cè)發(fā)生了物質(zhì)的凈輸送, 其結(jié)果就是惰性標(biāo)記往Ni棒一側(cè)移動.15. 成分過冷條件及其影響因素.16.

28、包晶反應(yīng)速度慢的原因.17. 正常凝固合金圓棒宏觀偏析規(guī)律.18. 純金屬晶體長大形態(tài)與溫度梯度的關(guān)系.19. 純金屬晶體長大機(jī)制.20. 潤濕角對異質(zhì)形核功的影響規(guī)律.21. 均勻形核率與過冷度的關(guān)系及其原因.答: 均勻形核時, 形核率方程為式中, A 為臨界晶核的形核功; Q 為原子越過液-固界面的擴(kuò)散激活能; T 為溫度.上式表明, 過冷度對形核率的影響受形核功和原子擴(kuò)散激活能控制: 一方面, 當(dāng)過冷度較小時, N與exp(-A / kT) 成正比, 故隨著過冷度的增大, exp(-A / kT) 數(shù)值也增大, 形核率就越大; 另一方面, 當(dāng)過冷度足夠大時, 隨著過冷度的增大, 原子擴(kuò)散

29、速度要減慢, 此時, N 主要受exp(-Q / kT) 數(shù)值影響, 而Q 值隨溫度改變很小, 故隨著過冷度的增大, 形核率反而減小.22. 金屬結(jié)晶的熱力學(xué)、動力學(xué)、結(jié)構(gòu)和能量條件.23. 間隙固熔體兩組元不能無限互熔的原因.24. 分析-Fe熔碳量高于-Fe的原因.三、作圖/計算題類型1. 晶面/晶向繪制(應(yīng)掌握三軸系統(tǒng)的).2. 典型結(jié)構(gòu)金屬滑移系表示及繪制.3. 典型二元合金相圖繪制(共晶型/包晶型).4. 合金平衡凝固冷卻曲線繪制.5. 合金平衡結(jié)晶金相組織圖繪制.6. 根據(jù)點(diǎn)陣類型, 參數(shù)及原子量計算晶體材料的密度.12、已知Cu的原子量為63.5，原子半徑是0.1278 nm。(

30、 20分)（1）計算銅的密度、點(diǎn)陣常數(shù)和最大面間距。（2）在立方晶胞（圖1.）中標(biāo)出下列晶面和晶向（要求用字母標(biāo)出，如oa:001，等等）：（011）、（111）、(221)、102、110、111（3）以上哪些晶面和晶向互相垂直？7. 原子面/線密度計算.8. 單晶體塑性變形分切應(yīng)力/屈服強(qiáng)度計算.9. 單晶體滑移時位錯線/柏氏矢量計算/表示(還包括位錯線作用力計算).10. 合金平衡凝固時, 相/組織組成物相對量計算.11. 合金成分轉(zhuǎn)化計算(摩爾分?jǐn)?shù)與質(zhì)量分?jǐn)?shù)之間的相互轉(zhuǎn)換).12. 菲克第一定律的應(yīng)用-擴(kuò)散通量的計算.4、已知碳在-Fe中擴(kuò)散時，D0 =2.0×10-5m2/

31、s，Q=1.4×105J/mol。當(dāng)溫度在927時，求其擴(kuò)散系數(shù)為多少？（已知摩爾氣體常數(shù)R=8.314J/molK）13. 菲克第二定律的應(yīng)用-鋼件滲碳熱處理時碳濃度的計算.1、已知碳在rFe中的擴(kuò)散常數(shù)D02.0×10-5m2/s，擴(kuò)散激活能Q1.4X105J/mol（R8.31J/(molK)。碳勢均為CP1.1C的條件下對20#鋼在880進(jìn)行滲碳，為達(dá)到927滲碳5h同樣的效果，滲碳時間應(yīng)為多少？(12分)14. 回復(fù)/再結(jié)晶轉(zhuǎn)變動力學(xué)計算.四、應(yīng)用題范圍1. 根據(jù)金屬凝固理論, 分析細(xì)化鑄件晶粒組織的工藝措施.答: 根據(jù)金屬結(jié)晶理論, 如果金屬結(jié)晶時單位體積中晶粒

32、數(shù)為Zv, 則Zv取決于兩個主要的因素, 即形核率N和長大速度Vg, 并滿足Zv = 0.9 (N / Vg)3/4顯然, 欲得到細(xì)晶粒組織鑄件, 則必須使Zv增大, 這主要從控制N和Vg著手. 為此, 可采取下述工藝措施以得到細(xì)晶粒組織鑄件:(1) 增大過冷度: 金屬結(jié)晶時的N和Vg值均隨著過冷度的增加而增大, 且N的增長率大于Vg的增長率, 所以增加過冷度就會提高N與Vg的比值, 使Zv值增大, 從而細(xì)化鑄件晶粒; 在實際生產(chǎn)中增加過冷度的工藝措施主要有降低熔液的澆注溫度、選擇吸熱能力和導(dǎo)熱能力較大的鑄型材料. 但此方法僅適用于小鑄件.(2) 變質(zhì)處理: 熔液中添加合適的形核劑可以大大增大

33、N, 從而使Zv值增大.(3) 振動和攪拌: 采用機(jī)械振動、超聲波振動和電磁攪拌等措施, 可以加大熔液的對流, 破碎已有晶枝, 增加結(jié)晶核心, 大大提高N, 從而使Zv值增大.2. 根據(jù)合金相圖預(yù)測合金的鑄造工藝性(流動性,熱裂/縮松縮孔傾向等)、冷/熱變形能力及切削加工性.3. 利用鐵碳合金強(qiáng)/硬度及塑韌性與含碳量的關(guān)系, 比較不同成分鐵碳合金的強(qiáng)/硬度及塑韌性.4. 根據(jù)金屬凝固理論, 分析鑄錠組織的成因.5. 冷變形的應(yīng)用-加工硬化問題. (1) 加工硬化現(xiàn)象在金屬材料生產(chǎn)過程中有重要的實際意義, 目前已廣泛用來提高金屬材料的強(qiáng)度. 對于用熱處理方法不能強(qiáng)化的材料來說, 用加工硬化方法提高其強(qiáng)度就顯得更加重要. 如塑性很好而強(qiáng)度較低的鋁、銅及某些不銹鋼等, 在生產(chǎn)上往往制成冷拔棒材或冷軋板材供應(yīng)