《金屬學(xué)和熱處理》崔忠圻第二版課后答案解析完整版之歐陽地創(chuàng)編

歐陽地創(chuàng)編歐陽地創(chuàng)編第一章金屬的晶體結(jié)構(gòu)時(shí)間：2021.03.04創(chuàng)作：歐陽地1-1作圖表示出立方晶系（123）、（0-1-2）、（421）等晶面和[-102]、[-211]、[346]等晶向。答：1-2立方晶系的{111}晶面構(gòu)成一個(gè)八面體，試作圖畫出該八面體，并注明各晶面的晶面指數(shù)。答：{111}晶面共包括（111）、（-111）、（1-11）、（11-1）四個(gè)晶面，在一個(gè)立方晶系中畫出上述四個(gè)晶面。1-3某晶體的原子位于正方晶格的節(jié)點(diǎn)上，其晶格常數(shù)為a=b≠c,c=2/3a。今有一晶面在X、Y、Z坐標(biāo)軸上的結(jié)局分別為5個(gè)原子間距、2個(gè)原子間距和3個(gè)原子間距，求該晶面的晶面指數(shù)。答：由題述可得：X方向的截距為5a，Y方向的截距為2a，Z方向截距為3c=3×2a/3=2a。取截距的倒數(shù)，分別為1/5a，1/2a，1/2a化為最小簡(jiǎn)單整數(shù)分別為2，5，5故該晶面的晶面指數(shù)為（255）1-4體心立方晶格的晶格常數(shù)為a，試求出（100）、（110）、（111）晶面的面間距大小，并指出面間距最大的晶面。答：H（100）==a/2H（110）==√2a/2H（111）==√3a/6面間距最大的晶面為（110）1-5面心立方晶格的晶格常數(shù)為a，試求出（100）、（110）、（111）晶面的面間距大小，并指出面間距最大的晶面。答：H（100）==a/2H（110）==√2a/4H（111）==√3a/3面間距最大的晶面為（111）注意：體心立方晶格和面心立方晶格晶面間距的計(jì)算方法是：體心立方晶格晶面間距：當(dāng)指數(shù)和為奇數(shù)是H=，當(dāng)指數(shù)和為偶數(shù)時(shí)H=面心立方晶格晶面間距：當(dāng)指數(shù)不全為奇數(shù)是H=，當(dāng)指數(shù)全為奇數(shù)是H=。1-6試從面心立方晶格中繪出體心正方晶胞，并求出它的晶格常數(shù)。答：1-7證明理想密排六方晶胞中的軸比c/a=1.633。證明：理想密排六方晶格配位數(shù)為12，即晶胞上底面中心原子與其下面的3個(gè)位于晶胞內(nèi)的原子相切，將各原子中心相連接形成一個(gè)正四面體，如圖所示：此時(shí)c/a=2OD/BC在正四面體中：AC=AB=BC=CD,OC=2/3CE所以：OD2=CD2-OC2=BC2-OC2OC=2/3CE，OC2=4/9CE2，CE2=BC2-BE2=3/4BC2可得到OC2=1/3BC2，OD2=BC2-OC2=2/3BC2OD/BC=√6/3所以c/a=2OD/BC=2√6/3≈1.6331-8試證明面心立方晶格的八面體間隙半徑r=0.414R，四面體間隙半徑r=0.225R；體心立方晶格的八面體間隙半徑：<100>晶向的r=0.154R，<110>晶向的r=0.633R，四面體間隙半徑r=0.291R。（R為原子半徑）證明：一、面心立方晶格二、體心立方晶格注意：解答此題的關(guān)鍵：1、要會(huì)繪制面心立方晶格和體心立方晶格的八面體間隙和四面體間隙的示意圖。2、間隙半徑是指頂點(diǎn)原子至間隙中心的距離再減去原子半徑R。1-9a）設(shè)有一鋼球模型，球的直徑不變，當(dāng)有面心立方晶格轉(zhuǎn)變?yōu)轶w心立方晶格時(shí)，試計(jì)算器體積膨脹。b）經(jīng)X射線測(cè)定，在912℃時(shí)γ-Fe的晶格常數(shù)為0.3633nm，α-Fe的晶格常數(shù)為0.2892nm，當(dāng)由γ-Fe轉(zhuǎn)變?yōu)棣?Fe，試求其體積膨脹，并與a）相比較，說明其差別的原因。答：由此可以說明在面心立方晶格向體心立方晶格轉(zhuǎn)變過程中，F(xiàn)e原子的原子半徑發(fā)生了變化，并不遵守剛體模型，從而導(dǎo)致實(shí)際體積膨脹率要遠(yuǎn)小于鋼球模型的理論膨脹率。1-10已知鐵和銅在室溫下的晶格常數(shù)分別為0.286nm和0.3607nm，求1cm3中鐵和銅的原子數(shù)。解：已知鐵在室溫下是體心立方晶格，每個(gè)體心立方晶胞共占有2個(gè)Fe原子銅在室溫下是面心立方晶格，每個(gè)面心立方晶胞共占有4個(gè)Cu原子。已知鐵在室溫下的晶格常數(shù)為0.286nm，所以每個(gè)體心立方晶胞的體積=（0.286）3=0.0234nm31cm3中的晶胞數(shù)n=1cm3/0.0234nm3≈4.27×10221cm3中的原子數(shù)N=2n≈8.54×1022已知銅在室溫下的晶格常數(shù)為0.3607nm，所以每個(gè)體心立方晶胞的體積=（0.3607）3=0.0469nm31cm3中的晶胞數(shù)n=1cm3/0.0469nm3≈2.13×10221cm3中的原子數(shù)N=4n≈8.52×10221-11一個(gè)位錯(cuò)環(huán)能否各部分都是螺型位錯(cuò)或各部分都是刃型位錯(cuò)，試說明之。答：不能。位錯(cuò)環(huán)是彎曲閉合的，而一根位錯(cuò)線具有唯一的柏氏矢量，所以在位錯(cuò)環(huán)上必然有與柏氏矢量垂直的部分，也有與柏氏矢量垂直的部分，也就是說位錯(cuò)環(huán)是具有刃型位錯(cuò)和螺型位錯(cuò)的混合型位錯(cuò)。1-12在一個(gè)簡(jiǎn)單立方的二維晶體中，畫出一個(gè)正刃型位錯(cuò)和一個(gè)負(fù)刃型位錯(cuò)，1）用柏氏回路求出正負(fù)刃型位錯(cuò)的柏氏矢量2）若將正負(fù)刃型位錯(cuò)反向時(shí)，其柏氏矢量是否也隨之改變？3）具體寫出該柏氏矢量的方向和大小。答：1）參考書本圖1.33和1.362）不會(huì)。一條位錯(cuò)線的柏氏矢量是恒定不變的。3）柏氏矢量大小均為1個(gè)原子間距，正刃型位錯(cuò)柏氏矢量方向?yàn)榇怪庇谖诲e(cuò)線指向右，負(fù)刃型位錯(cuò)柏氏矢量方向?yàn)榇怪庇谖诲e(cuò)線指向左。1-13試計(jì)算出體心立方晶格{100}、{110}、{111}等晶面的原子密度和<100>、<110>、<111>等晶向的原子密度，并指出其最密晶面和最密晶向。（提示：晶面的原子密度為單位面積上的原子數(shù)，晶向的原子密度為單位長(zhǎng)度上的原子數(shù)）解：令晶格常數(shù)為a則{100}等晶面的面積S=a2，{100}等晶面的原子數(shù)N=4×1/4=1，所以：ρ{100}=N/S=1/a2則{110}等晶面的面積S=√2a2，{110}等晶面的原子數(shù)N=4×1/4+1=2，所以：ρ{110}=N/S=√2/a2則{111}等晶面的面積S=（√3/2）a2，{111}等晶面的原子數(shù)N=3×1/6=1/2，所以：ρ{111}=N/S=√3/3a2則<100>等晶向的長(zhǎng)度L=a，<100>等晶向的原子數(shù)N=2×1/2=1所以：ρ<100>=N/L=1/a則<110>等晶向的長(zhǎng)度L=√2a，<110>等晶向的原子數(shù)N=2×1/2=1所以：ρ<110>=N/L=1/√2a則<111>等晶向的長(zhǎng)度L=√3a，<111>等晶向的原子數(shù)N=2×1/2+1=2所以：ρ<111>=N/L=2/√3a最密晶面為：{110}等晶面，最密晶向：<111>1-14當(dāng)晶體為面心立方晶格時(shí)，重復(fù)回答上體所提出的問題。解：令晶格常數(shù)為a則{100}等晶面的面積S=a2，{100}等晶面的原子數(shù)N=4×1/4+1=2，所以：ρ{100}=N/S=2/a2則{110}等晶面的面積S=√2a2，{110}等晶面的原子數(shù)N=4×1/4=1，所以：ρ{110}=N/S=1/√2a2則{111}等晶面的面積S=（√3/2）a2，{111}等晶面的原子數(shù)N=3×1/6+3×1/2=2，所以：ρ{111}=N/S=4/√3a2則<100>等晶向的長(zhǎng)度L=a，<100>等晶向的原子數(shù)N=2×1/2=1所以：ρ<100>=N/L=1/a則<110>等晶向的長(zhǎng)度L=√2a，<110>等晶向的原子數(shù)N=2×1/2+1=2所以：ρ<110>=N/L=2/√2a則<111>等晶向的長(zhǎng)度L=√3a，<111>等晶向的原子數(shù)N=2×1/2=1所以：ρ<111>=N/L=1/√3a最密晶面為：{111}等晶面，最密晶向：<110>1-15有一正方形位錯(cuò)線，其柏氏矢量及位錯(cuò)線的方向如圖所示。試指出圖中各段位錯(cuò)線的性質(zhì)，并指出刃型位錯(cuò)額外串排原子面所處的位置。答：位錯(cuò)線性質(zhì)：AD：負(fù)刃型位錯(cuò)BC：正刃型位錯(cuò)AB：左螺型位錯(cuò)DC：右螺型位錯(cuò)刃型位錯(cuò)額外半原子面位置：AD：垂直紙面向里，因?yàn)樨?fù)刃型位錯(cuò)的額外半原子面在位錯(cuò)線下方BC：垂直紙面向外，因?yàn)檎行臀诲e(cuò)的額外半原子面在位錯(cuò)線上方注意：刃型位錯(cuò)的正負(fù)可用右手法則來判定，即用食指指向位錯(cuò)線的方向，中指指向柏氏矢量的方向，則拇指的方向就是額外半原子面的位向。柏氏矢量與螺型位錯(cuò)線正向平行著為右螺型位錯(cuò)，反向平行者為左螺型位錯(cuò)。第二章純金屬的結(jié)晶2-1a）試證明均勻形核時(shí)，形成臨界晶粒的△Gk與其體積V之間關(guān)系式為△Gk=V△Gv/2b）當(dāng)非均勻形核形成球冠狀晶核時(shí)，其△Gk與V之間的關(guān)系如何？答：2-2如果臨界晶核是邊長(zhǎng)為a的正方體，試求出△Gk和a之間的關(guān)系。為什么形成立方體晶核的△Gk比球形晶核要大。答：2-3為什么金屬結(jié)晶時(shí)一定要由過冷度？影響過冷度的因素是什么？固態(tài)金屬熔化時(shí)是否會(huì)出現(xiàn)過熱？為什么？答：金屬結(jié)晶時(shí)需過冷的原因：如圖所示，液態(tài)金屬和固態(tài)金屬的吉布斯自由能隨溫度的增高而降低，由于液態(tài)金屬原子排列混亂程度比固態(tài)高，也就是熵值比固態(tài)高，所以液相自由能下降的比固態(tài)快。當(dāng)兩線相交于Tm溫度時(shí)，即Gs=Gl，表示固相和液相具有相同的穩(wěn)定性，可以同時(shí)存在。所以如果液態(tài)金屬要結(jié)晶，必須在Tm溫度以下某一溫度Tn，才能使Gs＜Gl，也就是在過冷的情況下才可自發(fā)地發(fā)生結(jié)晶。把Tm-Tn的差值稱為液態(tài)金屬的過冷度影響過冷度的因素：金屬材質(zhì)不同，過冷度大小不同；金屬純度越高，則過冷度越大；當(dāng)材質(zhì)和純度一定時(shí)，冷卻速度越大，則過冷度越大，實(shí)際結(jié)晶溫度越低。固態(tài)金屬熔化時(shí)是否會(huì)出現(xiàn)過熱及原因：會(huì)。原因：與液態(tài)金屬結(jié)晶需要過冷的原因相似，只有在過熱的情況下，Gl＜Gs，固態(tài)金屬才會(huì)發(fā)生自發(fā)地熔化。2-4試比較均勻形核和非均勻形核的異同點(diǎn)。答：相同點(diǎn)：形核驅(qū)動(dòng)力都是體積自由能的下降，形核阻力都是表面能的增加。具有相同的臨界形核半徑。所需形核功都等于所增加表面能的1/3。不同點(diǎn)：非均勻形核的△Gk小于等于均勻形核的△Gk，隨晶核與基體的潤(rùn)濕角的變化而變化。非均勻形核所需要的臨界過冷度小于等于均勻形核的臨界過冷度。兩者對(duì)形核率的影響因素不同。非均勻形核的形核率除了受過冷度和溫度的影響，還受固態(tài)雜質(zhì)結(jié)構(gòu)、數(shù)量、形貌及其他一些物理因素的影響。2-5說明晶體生長(zhǎng)形狀與溫度梯度的關(guān)系。答：液相中的溫度梯度分為：正溫度梯度：指液相中的溫度隨至固液界面距離的增加而提高的溫度分布情況。負(fù)溫度梯度：指液相中的溫度隨至固液界面距離的增加而降低的溫度分布情況。固液界面的微觀結(jié)構(gòu)分為：光滑界面：從原子尺度看，界面是光滑的，液固兩相被截然分開。在金相顯微鏡下，由曲折的若干小平面組成。粗糙界面：從原子尺度看，界面高低不平，并存在著幾個(gè)原子間距厚度的過渡層，在過渡層中，液固兩相原子相互交錯(cuò)分布。在金相顯微鏡下，這類界面是平直的。晶體生長(zhǎng)形狀與溫度梯度關(guān)系：在正溫度梯度下：結(jié)晶潛熱只能通過已結(jié)晶的固相和型壁散失。光滑界面的晶體，其顯微界面-晶體學(xué)小平面與熔點(diǎn)等溫面成一定角度，這種情況有利于形成規(guī)則幾何形狀的晶體，固液界面通常呈鋸齒狀。粗糙界面的晶體，其顯微界面平行于熔點(diǎn)等溫面，與散熱方向垂直，所以晶體長(zhǎng)大只能隨著液體冷卻而均勻一致地向液相推移，呈平面長(zhǎng)大方式，固液界面始終保持近似地平面。在負(fù)溫度梯度下：具有光滑界面的晶體：如果杰克遜因子不太大，晶體則可能呈樹枝狀生長(zhǎng)；當(dāng)杰克遜因子很大時(shí)，即時(shí)在較大的負(fù)溫度梯度下，仍可能形成規(guī)則幾何形狀的晶體。具有粗糙界面的晶體呈樹枝狀生長(zhǎng)。樹枝晶生長(zhǎng)過程：固液界面前沿過冷度較大，如果界面的某一局部生長(zhǎng)較快偶有突出，此時(shí)則更加有利于此突出尖端向液體中的生長(zhǎng)。在尖端的前方，結(jié)晶潛熱散失要比橫向容易，因而此尖端向前生長(zhǎng)的速度要比橫向長(zhǎng)大的速度大，很塊就長(zhǎng)成一個(gè)細(xì)長(zhǎng)的晶體，稱為主干。這些主干即為一次晶軸或一次晶枝。在主干形成的同時(shí)，主干與周圍過冷液體的界面也是不穩(wěn)的的，主干上同樣會(huì)出現(xiàn)很多凸出尖端，它們會(huì)長(zhǎng)大成為新的枝晶，稱為稱為二次晶軸或二次晶枝。二次晶枝發(fā)展到一定程度，又會(huì)在它上面長(zhǎng)出三次晶枝，如此不斷地枝上生枝的方式稱為樹枝狀生長(zhǎng)，所形成的具有樹枝狀骨架的晶體稱為樹枝晶，簡(jiǎn)稱枝晶。2-6簡(jiǎn)述三晶區(qū)形成的原因及每個(gè)晶區(qū)的特點(diǎn)。答：三晶區(qū)的形成原因及各晶區(qū)特點(diǎn)：一、表層細(xì)晶區(qū)形成原因：當(dāng)高溫金屬液體與鑄型接觸后，由于型壁強(qiáng)烈的吸熱和散熱作用，使靠近型壁的薄層金屬液體產(chǎn)生極大的過冷度，加上型壁可以作為非均勻形核的基底，因此在此薄層金屬液體中產(chǎn)生大量的晶核，并同時(shí)向各個(gè)方向生長(zhǎng)。由于晶核數(shù)目多，相鄰的晶粒很快彼此相遇，相互阻礙，不能繼續(xù)生長(zhǎng)，這樣便在靠近型壁處形成一層很薄的細(xì)小等軸晶區(qū)，又稱激冷等軸晶區(qū)。晶區(qū)特點(diǎn)：該晶區(qū)晶粒十分細(xì)小，組織致密，力學(xué)性能好，但厚度較薄，只有幾個(gè)毫米厚。二、柱狀晶區(qū)形成原因：在表層細(xì)晶區(qū)形成的同時(shí)，一方面型壁的溫度被高溫金屬液體和細(xì)晶區(qū)所釋放的結(jié)晶潛熱加熱而迅速升高，另一方面由于金屬凝固后的收縮，使細(xì)晶區(qū)和型壁脫離，形成一層空氣層，以上都給液體金屬的散熱造成困難，使液體金屬冷卻減慢，溫度梯度變得平緩。此時(shí)，固液界面前沿過冷度減小，無法滿足形核的條件，不能形成新的晶核，結(jié)晶只能依靠靠近液相的某些小晶粒繼續(xù)長(zhǎng)大來進(jìn)行，由于垂直于型壁的方向散熱最快，因此晶體沿其反方向擇優(yōu)生長(zhǎng)，晶體在向液體中生長(zhǎng)的同時(shí)，側(cè)面受到彼此的限制而不能生長(zhǎng)，因此只能沿散熱方向的反方向生長(zhǎng)，從而形成柱狀晶區(qū)。晶區(qū)特點(diǎn)：生長(zhǎng)方向相同的柱狀晶晶粒彼此間的界面比較平直，組織比較致密。柱狀晶存在明顯的弱面。當(dāng)沿不同方向生長(zhǎng)的柱狀晶相遇時(shí)，會(huì)形成柱狀晶界，此處雜質(zhì)、氣泡、縮孔聚集，力學(xué)性能較弱。力學(xué)性能呈方向性。三、中心等軸晶形成原因：隨著柱狀晶的發(fā)展，經(jīng)過散熱，鑄型中心部位的液態(tài)金屬的溫度全部降到熔點(diǎn)以下，再加上液態(tài)金屬中雜質(zhì)等因素的作用，滿足了形核對(duì)過冷度的要求，于是在整個(gè)液態(tài)金屬中同時(shí)形核。由于此時(shí)散熱已經(jīng)失去方向性，晶核在液體中可以自由生長(zhǎng)，且在各個(gè)方向上的長(zhǎng)大速度相近，當(dāng)晶體長(zhǎng)大至彼此相遇時(shí)，全部液態(tài)金屬凝固完畢，即形成明顯的中心等軸區(qū)。晶區(qū)特點(diǎn)：此晶區(qū)晶粒長(zhǎng)大時(shí)彼此交叉，枝叉間的搭接牢固，裂紋不易擴(kuò)展。該晶區(qū)晶粒較大，樹枝晶發(fā)達(dá)，因此顯微縮孔較多，力學(xué)性能較差。2-7為了得到發(fā)達(dá)的柱狀晶區(qū)應(yīng)該采取什么措施？為了得到發(fā)達(dá)的等軸晶區(qū)應(yīng)該采取什么措施？其基本原理如何？答：得到柱狀晶區(qū)的措施及其原理：提高液態(tài)金屬過熱度。增大固液界面前沿液態(tài)金屬的溫度梯度，有利于增大柱狀晶區(qū)。選擇散熱能力好的鑄型材料或增加鑄型的厚度，增強(qiáng)鑄型的冷卻能力。增大已結(jié)晶固體的溫度梯度，使固液界面前沿液態(tài)金屬始終保持著定向散熱，有利于增加柱狀晶區(qū)。提高澆注速度，增大固液界面前沿液態(tài)金屬的溫度梯度。提高熔化溫度。減少非金屬夾雜物數(shù)量，非均勻形核數(shù)目少，減少了在固液界面前沿形核的可能性。得到等軸晶區(qū)的措施及其原理：降低液態(tài)金屬過熱度。減小固液界面前沿液態(tài)金屬的溫度梯度，有利于縮小柱狀晶區(qū)，增大中心等軸晶區(qū)。選擇散熱能力一般的鑄型，降低鑄型的冷卻速度。減弱已結(jié)晶固體的溫度梯度，減弱液態(tài)金屬定向散熱的趨勢(shì)，可以縮小柱狀晶區(qū)，增大中心等軸晶區(qū)。降低熔化溫度。增加液態(tài)金屬中廢金屬夾雜物的數(shù)目，非均勻形核數(shù)目多，增加了在固液界面前沿形核的可能性降低澆注速度，可以降低固液界面前沿液態(tài)金屬的溫度梯度。2-8指出下列錯(cuò)誤之處，并改正之。1）所謂臨界晶核，就是體積自由能的減少完全補(bǔ)償表面自由能增加時(shí)的晶胚大小。2）在液態(tài)金屬中，凡是涌現(xiàn)出小于臨界晶核半徑的晶胚都不能形核，但是只要有足夠的能量起伏提供形核功，還是可以形核。3）無論溫度分布如何，常用純金屬都是樹枝狀方式生長(zhǎng)。答：所謂臨界晶核，就是體積自由能的減少補(bǔ)償2/3表面自由能增加時(shí)的晶胚大小。在液態(tài)金屬中，凡是涌現(xiàn)出小于臨界晶核半徑的晶胚都不能形核。在負(fù)的溫度梯度時(shí)，具有粗糙固液界面的純金屬晶體以樹枝狀方式生長(zhǎng)；具有光滑界面的晶體在杰克遜因子很大時(shí)，仍有可能生長(zhǎng)為具有規(guī)則幾何形狀的晶體。第三章二元合金的相結(jié)構(gòu)與結(jié)晶3-1在正溫度梯度下，為什么純金屬凝固時(shí)不能呈樹枝狀生長(zhǎng)，而固溶體合金卻能呈樹枝狀成長(zhǎng)？答：原因：在純金屬的凝固過程中，在正溫度梯度下，固液界面呈平面狀生長(zhǎng)；當(dāng)溫度梯度為負(fù)時(shí)，則固液界面呈樹枝狀生長(zhǎng)。固溶體合金在正溫度梯度下凝固時(shí)，固液界面能呈樹枝狀生長(zhǎng)的原因是固溶體合金在凝固時(shí)，由于異分結(jié)晶現(xiàn)象，溶質(zhì)組元必然會(huì)重新分布，導(dǎo)致在固液界面前沿形成溶質(zhì)的濃度梯度，造成固液界面前沿一定范圍內(nèi)的液相其實(shí)際溫度低于平衡結(jié)晶溫度，出現(xiàn)了一個(gè)由于成分差別引起的過冷區(qū)域。所以，對(duì)于固溶體合金，結(jié)晶除了受固液界面溫度梯度影響，更主要受成分過冷的影響，從而使固溶體合金在正溫度梯度下也能按樹枝狀生長(zhǎng)。3-2何謂合金平衡相圖，相圖能給出任一條件下合金的顯微組織嗎？答：合金平衡相圖是指在平衡條件下合金系中合金的狀態(tài)與溫度、成分間關(guān)系的圖解，又稱為狀態(tài)圖或平衡圖。由上述定義可以看出相圖并不能給出任一條件下合金的顯微組織，相圖只能反映平衡條件下相的平衡。3-3有兩個(gè)形狀、尺寸均相同的Cu-Ni合金鑄件，其中一個(gè)鑄件的WNi=90%，另一個(gè)鑄件的WNi=50%，鑄后自然冷卻。問凝固后哪一個(gè)鑄件的偏析嚴(yán)重？為什么？找出消除偏析的措施。答：WNi=50%鑄件凝固后偏析嚴(yán)重。解答此題需找到Cu-Ni合金的二元相圖。原因：固溶體合金結(jié)晶屬于異分結(jié)晶，即所結(jié)晶出的固相化學(xué)成分與母相并不相同。由Cu-Ni合金相圖可以看出WNi=50%鑄件的固相線和液相線之間的距離大于WNi=90%鑄件，也就是說WNi=50%鑄件溶質(zhì)Ni的k0（溶質(zhì)平衡分配系數(shù)）高，而且在相圖中可以發(fā)現(xiàn)Cu-Ni合金鑄件Ni的k0是大于1，所以k0越大，則代表先結(jié)晶出的固相成分與液相成分的差值越大，也就是偏析越嚴(yán)重。消除措施：可以采用均勻化退火的方法，將鑄件加熱至低于固相線100-200℃的溫度，進(jìn)行長(zhǎng)時(shí)間保溫，使偏析元素充分?jǐn)U散，可達(dá)到成分均勻化的目的。3-4何謂成分過冷？成分過冷對(duì)固溶體結(jié)晶時(shí)晶體長(zhǎng)大方式和鑄錠組織有何影響？答：成分過冷：固溶體合金在結(jié)晶時(shí)，由于選分結(jié)晶現(xiàn)象，溶質(zhì)組元必然會(huì)重新分布，導(dǎo)致在固液界面前沿形成溶質(zhì)的濃度梯度，造成固液界面前沿一定范圍內(nèi)的液相其實(shí)際溫度低于平衡結(jié)晶溫度，出現(xiàn)了一個(gè)由于成分差別引起的過冷區(qū)域。過冷度為平衡結(jié)晶溫度與實(shí)際溫度之差，這個(gè)過冷度是由成分變化引起的，所以稱之為成分過冷。成分過冷對(duì)固溶體結(jié)晶時(shí)晶體長(zhǎng)大方式和鑄錠組織的影響：在固液界面前沿?zé)o成分過冷區(qū)域時(shí)，晶體以平面長(zhǎng)大方式生長(zhǎng)，長(zhǎng)大速度完全受散熱條件控制，最后形成平面狀的晶粒組織；在過冷區(qū)域比較小時(shí)，固液界面上的偶然突出部分，可伸入過冷區(qū)長(zhǎng)大，突出部分約為0.1-1mm，晶體生長(zhǎng)是穩(wěn)定的凹凸不平界面以恒速向液體中推進(jìn)。這種凹凸不平的界面通常稱之為胞狀界面，具有胞狀界面的晶粒組織稱為胞狀組織，因?yàn)樗娘@微形態(tài)很像蜂窩，所以又稱為蜂窩組織，它的橫截面典型形態(tài)呈規(guī)則的六變形；在過冷區(qū)域較大時(shí)，則固溶體合金的結(jié)晶條件與純金屬在負(fù)溫度梯度下的結(jié)晶條件相似，在固液界面上的突出部分可以向液相中突出相當(dāng)大的距離，在縱向生長(zhǎng)的同時(shí)，又從其側(cè)面產(chǎn)生突出分枝，最終發(fā)展成樹枝晶組織。3-5共晶點(diǎn)和共晶線有什么關(guān)系？共晶組織一般是什么形態(tài)？如何形成的？答：共晶點(diǎn)和共晶線的關(guān)系：共晶轉(zhuǎn)變：在一定溫度下，由一定成分的液相同時(shí)結(jié)晶出成分一定的兩個(gè)固相的轉(zhuǎn)變過程，稱為共晶轉(zhuǎn)變或共晶反應(yīng)。在二元合金中，由相率可知，二元三相平衡時(shí)，其自由度為零，即在共晶轉(zhuǎn)變時(shí)必然存在一個(gè)三相共晶平衡轉(zhuǎn)變水平線，把這條水平相平衡線稱作共晶線。把共晶線上對(duì)應(yīng)發(fā)生共晶反應(yīng)的液相合金成分點(diǎn)稱為共晶點(diǎn)。共晶組織的一般形態(tài)：共晶組織的形態(tài)很多，按其中兩相的分布形態(tài)，可以分為層片狀、針片狀、棒條狀、樹枝狀、球狀、螺旋狀等。通常，金屬-金屬型的兩相共晶組織大多為層片狀或棒條狀，金屬-非金屬性的兩相共晶組織表現(xiàn)為針片狀樹枝狀、。共晶組織的形成過程：和純金屬及固溶體合金的結(jié)晶過程一樣，共晶轉(zhuǎn)變同樣要經(jīng)過形核和長(zhǎng)大的過程。在形核時(shí)，生成相中的兩相必然一個(gè)在先，一個(gè)在后，首先形核的相稱為領(lǐng)先相。如果領(lǐng)先相是溶質(zhì)含量比較少的相，則多余的溶質(zhì)必然要從先結(jié)晶的晶體中排出，造成固液界面前沿液相中溶質(zhì)富集，為另一相的形核創(chuàng)造條件。而另一相在形核長(zhǎng)大時(shí)必然要排出多余的溶劑原子向固液界面富集，在固液界面前沿形成溶質(zhì)的貧瘠區(qū)，給領(lǐng)先相的形核又創(chuàng)造條件，于是兩生成相就這樣彼此交替的的形核長(zhǎng)大，最終形成共晶組織。反之亦然。3-6鉍（熔點(diǎn)為271.5℃）和銻（熔點(diǎn)為630.7℃）在液態(tài)和固態(tài)時(shí)均能彼此無限互溶，WBi=50%的合金在520℃時(shí)開始凝固出成分為WSb=87%的固相。WBi=80%的合金在520℃時(shí)開始凝固出成分為WSb=64%的固相。根據(jù)上述條件，要求：1）繪出Bi-Sb相圖，并標(biāo)出各線和各相區(qū)的美稱。2）從相圖上確定WSb=40%合金的開始結(jié)晶溫度和結(jié)晶終了溫度，并求出它在400℃時(shí)的平衡相成分及其含量。答：1）相圖和相區(qū)2）T開與T終在相圖中已標(biāo)出，WSb=40%合金在400℃時(shí)的平衡相成分及其含量可根據(jù)相圖和杠桿定律計(jì)算得出：根據(jù)相圖可以看出：在400℃相平衡時(shí)，L1相為WBi=80%的液相Bi-Sb合金，α相為WBi=50%的固相相Bi-Sb合金。根據(jù)杠桿定律：L1相的含量={（0.6-0.5）/（0.8-0.5）}×100%≈33.3%α相的含量=1-33.3%≈66.7%3-7根據(jù)下列試驗(yàn)數(shù)據(jù)繪出概略的二元共晶相圖：組員A的熔點(diǎn)為1000℃，組員B的熔點(diǎn)為700℃，WB=25%的合金在500℃結(jié)晶完畢，并由220/3%的先共晶α相與80/3%的（α+β）共晶體所組成；WB=50%的合金在500℃結(jié)晶完畢，并由40%的先共晶α相與60%的（α+β）共晶體所組成，而此合金中α相的總量為50%。答：3-8組員A的熔點(diǎn)為1000℃，組員B的熔點(diǎn)為700℃，在800℃存在包晶反應(yīng)：α（WB=5%）+L（WB=50%）≒β（WB=30%）；在600℃存在共晶反應(yīng)：L（WB=80%）≒β（WB=60%）+γ（WB=95%）；在400℃存在共析反應(yīng)：β（WB=50%）≒α（WB=2%）+γ（WB=97%）.根據(jù)這些數(shù)據(jù)畫出相圖。答：3-9在C-D二元系中，D組員比C組員有較高的熔點(diǎn)，C在D中的沒有固溶度。該合金系存在下述恒溫反應(yīng)：1）L（WD=30%）+D≒β（WD=40%），700℃2）L（WD=5%）+β（WD=25%）≒α（WD=10%），500℃3）β（WD=45%）+D≒γ（WD=70%），600℃4）β（WD=30%）≒α（WD=5%）+γ（WD=50%），400℃根據(jù)以上數(shù)據(jù)，繪出概略的二元相圖。答：3-10由試驗(yàn)獲得A-B二元系的液相線和各等溫反映的成分范圍，如脫所示，在不違背相率的條件下，試將此相圖繪完，并填寫其中各相區(qū)的相名稱（自己假設(shè)名稱），并寫出各等溫反應(yīng)式。答：3-11試指出圖3-72中的錯(cuò)誤指出，說明原因，并加以改正。答：錯(cuò)誤之處及原因：L+β與L+β兩個(gè)兩相區(qū)之間應(yīng)該有一條三相共存水平線。L、γ、δ的三相平衡線應(yīng)該是一條溫度恒定的水平線，而不是斜線。原因：根據(jù)相接觸法則，在二元相圖中相鄰相區(qū)的相數(shù)相差一個(gè)（點(diǎn)接觸情況除外），即兩個(gè)單相區(qū)之間必定有一個(gè)由著兩相所組成的兩相區(qū)，兩個(gè)兩相區(qū)之間必須以單相區(qū)或三相共存水平線隔開。當(dāng)壓力恒定是，根據(jù)相率F=C-P+1可知二元三相平衡是，F(xiàn)為零，即獨(dú)立可變因素的數(shù)目為零，也就是二元三相平衡轉(zhuǎn)變必定是在溫度恒定的情況下進(jìn)行，而且三相的成分也是固定的。正確的相圖：3-12假定需要用WZn=30%的Cu-Zn合金和WSn=10%的Cu-Sn合金制造尺寸、形狀相同的鑄件，參照Cu-Zn合金和Cu-Sn合金的二元相圖（如圖），回答下述問題：1）那種合金的流動(dòng)性好？2）那種合金形成縮松的傾向大？3）那種合金的熱裂傾向大？4）那種合金的偏析傾向大？答：1）WZn=30%的Cu-Zn的流動(dòng)性要好。因?yàn)楣倘荏w合金的流動(dòng)性與合金相圖中液相線和固相線的水平距離和垂直距離有關(guān)，即與結(jié)晶的成分間隔和溫度間隔有關(guān)。成分間隔越大，固液界面越容易產(chǎn)生較寬的成分過冷區(qū)域，造成固液界面前沿的液體樹枝狀形核，形成較寬的固液兩相混合區(qū)，這些樹枝晶體阻礙了金屬液的流動(dòng)；當(dāng)溫度間隔大時(shí)，則會(huì)給樹枝晶的長(zhǎng)大提供更多的時(shí)間，使枝晶發(fā)達(dá)彼此交錯(cuò)，進(jìn)一步降低了金屬液的流動(dòng)性。所以，由相圖可以明顯看出WZn=30%的Cu-Zn的成分間隔和溫度間隔要小，流動(dòng)性要好。2）WSn=10%的Cu-Sn形成縮松的傾向大。因?yàn)閃Sn=10%的Cu-Sn的結(jié)晶成分間隔和溫度間隔大，結(jié)晶時(shí)樹枝晶發(fā)達(dá)，金屬液被枝晶分割嚴(yán)重，這些被分隔開的枝晶間的液體，在繼續(xù)凝固時(shí)得不到液體的補(bǔ)充，容易形成分散縮孔（縮松）。3）WSn=10%的Cu-Sn熱裂傾向大。因?yàn)閃Sn=10%的Cu-Sn的結(jié)晶成分間隔和溫度間隔大，使固溶體合金晶粒間存在一定量液相的狀態(tài)保持較長(zhǎng)時(shí)間，此時(shí)的合金強(qiáng)度很低，在已結(jié)晶固相不均勻收縮應(yīng)力的作用下，有可能引起鑄件內(nèi)部裂紋（熱裂）。4）WSn=10%的Cu-Sn偏析傾向大因?yàn)閃Sn=10%的Cu-Sn的成分間隔和溫度間隔大，使溶質(zhì)平衡分配系數(shù)K0越小，且由相圖可見K0是小于1的，所以K0越小，則先結(jié)晶出的固相與母相的成分偏差越大，即偏析傾向越大，而且溫度間隔大也就是結(jié)晶的溫度范圍較寬時(shí)，給樹枝晶的長(zhǎng)大提供了更多的時(shí)間，進(jìn)一步增大了偏析的傾向。第四章鐵碳合金4-1分析Wc=0.2%，Wc=0.6%，Wc=1.2%，的鐵碳合金從液態(tài)平衡冷卻至室溫的轉(zhuǎn)變過程，用冷卻曲線和組織示意圖說明各階段的組織，并分別計(jì)算室溫下的相組成物及組織組成物的含量。答：Wc=0.2%的轉(zhuǎn)變過程及相組成物和組織組成物含量計(jì)算轉(zhuǎn)變過程：1）液態(tài)合金冷卻至液相線處，從液態(tài)合金中按勻晶轉(zhuǎn)變析出δ鐵素體，L≒δ，組織為液相+δ鐵素體2）液態(tài)合金冷卻至包晶溫點(diǎn)（1495℃），液相合金和δ鐵素體發(fā)生包晶轉(zhuǎn)變，形成奧氏體γ，L+δ≒γ，由于Wc=0.2%高于包晶點(diǎn)0.17%，因此組織為奧氏體加部分液相。3）繼續(xù)冷卻，部分液相發(fā)生勻晶轉(zhuǎn)變析出奧氏體γ，直至消耗完所有液相，全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體組織。4）當(dāng)合金冷卻至與鐵素體先共析線相交時(shí)，從奧氏體中析出先共析鐵素體α，組織為奧氏體+先共析鐵素體5）當(dāng)合金冷卻至共析溫度時(shí)，奧氏體碳含量沿鐵素體先共析線變化至共析點(diǎn)碳含量，發(fā)生共析轉(zhuǎn)變?chǔ)猫Pα+Fe3C，此時(shí)組織為先共析鐵素體+珠光體6）繼續(xù)冷卻，先共析鐵素體和珠光體中的鐵素體都將析出三次滲碳體，但數(shù)量很少，可忽略不計(jì)。所以室溫下的組織為：先共析鐵素體+珠光體。組織含量計(jì)算：組織含量計(jì)算：Wα（先）=（0.77-0.2）/（0.77-0.0218）×100%≈76.2%，Wp=1-Wα（先）≈23.8%相含量計(jì)算：Wα=（6.69-0.2）/（6.69-0.0218）×100%≈97.3%，WFe3C=1-Wα≈2.7%Wc=0.6%的轉(zhuǎn)變過程及相組成物和組織組成物含量計(jì)算轉(zhuǎn)變過程：1）液態(tài)合金冷卻至液相線處，從液態(tài)合金處按勻晶轉(zhuǎn)變析出奧氏體，L≒γ，組織為液相+奧氏體。2）繼續(xù)冷卻，直至消耗完所有液相，全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體組織。4）當(dāng)合金冷卻至與鐵素體先共析線相交時(shí)，從奧氏體中析出先共析鐵素體α，組織為奧氏體+先共析鐵素體5）當(dāng)合金冷卻至共析溫度（727℃）時(shí)，奧氏體碳含量沿鐵素體先共析線變化至共析點(diǎn)，發(fā)生共析轉(zhuǎn)變?chǔ)猫Pα+Fe3C，此時(shí)組織為先共析鐵素體+珠光體6）珠光體中的鐵素體都將析出三次滲碳體，但數(shù)量很少，可忽略不計(jì)。所以室溫下的組織為：先共析二次滲碳體+珠光體組織含量計(jì)算：組織含量計(jì)算：Wα（先））=（0.77-0.6）/（0.77-0.0218）×100%≈22.7%，Wp=1-Wα（先）≈77.3%相含量計(jì)算：Wα=（6.69-0.6）/（6.69-0.0218）×100%≈91.3%，WFe3C=1-Wα≈8.7%Wc=1.2%的轉(zhuǎn)變過程及相組成物和組織組成物含量計(jì)算轉(zhuǎn)變過程：1）液態(tài)合金冷卻至液相線處，從液態(tài)合金處按勻晶轉(zhuǎn)變析出奧氏體，L≒γ，組織為液相+奧氏體。2）繼續(xù)冷卻，直至消耗完所有液相，全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體組織。3）當(dāng)合金冷卻至與滲碳體先共析線（碳在奧氏體中的溶解度曲線）相交時(shí)，從奧氏體中析出先共析二次滲碳體，組織為奧氏體+先共析二次滲碳體4）當(dāng)溫度冷卻至共析溫度（727℃）時(shí)，奧氏體碳含量沿溶解度曲線變化至共析點(diǎn)碳含量，發(fā)生共析轉(zhuǎn)變?chǔ)猫Pα+Fe3C，組織為珠光體+先共析二次滲碳體5）珠光體中的鐵素體都將析出三次滲碳體，但數(shù)量很少，可忽略不計(jì)。所以室溫下的組織為：先共析二次滲碳體+珠光體組織含量計(jì)算：組織含量計(jì)算：WFe3C（先）=（1.2-0.77）/（6.69-0.77）×100%≈7.3%，Wp=1-WFe3C（先）≈92.7%相含量計(jì)算：Wα=（6.69-1.2）/（6.69-0.0218）×100%≈82.3%，WFe3C=1-Wα≈16.7%4-2分析Wc=3.5%，Wc=4.7%的鐵碳合金從液態(tài)到室溫的平衡結(jié)晶過程，畫出冷卻曲線和組織變化示意圖，并計(jì)算室溫下的組織組成物和相組成物。答：1、Wc=3.5%的轉(zhuǎn)變過程及相組成物和組織組成物含量計(jì)算轉(zhuǎn)變過程：1）液態(tài)合金冷卻至液相線處，從液態(tài)合金中按勻晶轉(zhuǎn)變析出奧氏體，L≒γ，組織為液相合金+奧氏體。2）當(dāng)合金溫度冷卻至共晶溫度（1127℃）時(shí)，液相合金中的含碳量變化至共晶點(diǎn)，液相合金發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變L≒γ+Fe3C，組織為共晶萊氏體Ld+奧氏體。3）溫度繼續(xù)降低，勻晶奧氏體和萊氏體中的奧氏體將析出二次滲碳體。所以組織為：奧氏體+萊氏體+二次滲碳體。4）當(dāng)溫度降低至共析溫度（727℃），奧氏體中的碳含量變化值共析點(diǎn)，發(fā)生共析轉(zhuǎn)變形成珠光體，γ≒α+Fe3C，組織為珠光體（低溫萊氏體L’d）+二次滲碳體。5）繼續(xù)冷卻，珠光體中的鐵素體將會(huì)析出按此滲碳，但數(shù)量很少，可以忽略不計(jì)。所以室溫下的組織為：珠光體（低溫萊氏體L’d）+滲碳體（二次滲碳體+共晶滲碳體）。組織含量計(jì)算：組織含量計(jì)算：WFe3CⅡ={（2.11-0.77）/（6.69-0.77）}×{（6.69-3.5）/（6.69-2.11）}×100%≈19.2%WFe3C（共）={（4.3-2.11）/（6.69-2.11）}×{（3.5-2.11）/（4.3-2.11）}×100%≈30.6%WL’d=1-WFe3C（共）-WFe3CⅡ=≈50.2%相含量計(jì)算：Wα={（6.69-0.77）/（6.69-0.0218）}×WL’d×100%≈44.6%，WFe3C=1-Wα≈55.4%2、Wc=4.7%的轉(zhuǎn)變過程及相組成物和組織組成物含量計(jì)算轉(zhuǎn)變過程：1）液態(tài)合金冷卻至液相線處，從液態(tài)合金中按勻晶轉(zhuǎn)變析出粗大的滲碳體，稱為一次滲碳體，L≒Fe3CⅠ，組織為液相合金+Fe3CⅠ。2）當(dāng)合金溫度冷卻至共晶溫度（1127℃）時(shí)，液相合金中的含碳量變化至共晶點(diǎn)，液相合金發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變L≒γ+Fe3C，組織為共晶萊氏體Ld+Fe3CⅠ。3）溫度繼續(xù)降低，共晶萊氏體中的奧氏體將析出二次滲碳體，組織為：萊氏體+一次滲碳體+二次滲碳體。4）當(dāng)溫度降低至共析溫度（727℃），共晶萊氏體中奧氏體中的碳含量變化至共析點(diǎn)，發(fā)生共析轉(zhuǎn)變形成珠光體，γ≒α+Fe3C，此時(shí)組織為：珠光體（低溫萊氏體L’d）+一次滲碳體+二次滲碳體。5）繼續(xù)冷卻，珠光體中的鐵素體將會(huì)析出三次滲碳體，但數(shù)量很少，可以忽略不計(jì)。所以室溫下的組織為：珠光體（低溫萊氏體L’d）+滲碳體（一次滲碳體+二次滲碳體+共晶滲碳體）。組織含量計(jì)算：組織含量計(jì)算：WL’d={（6.69-2.11）/（6.69-0.77）}×{（6.69-4.7）/（6.69-2.11）}×100%≈33.5%WFe3C=1-WL’d≈66.5%相含量計(jì)算：Wα={（6.69-0.77）/（6.69-0.0218）}×WL’d×100%≈29.7%，WFe3C=1-Wα≈80.3%4-3計(jì)算鐵碳合金中二次滲碳體和三次滲碳體最大可能含量。答：二次滲碳體最大含量：我們知道二次滲碳體是從奧氏體中析出的，隨奧氏體的含量增多，二次滲碳體的含量增多。而且二次滲碳體的含量隨著奧氏體中的碳含量增加而增大所以根據(jù)鐵碳相圖，當(dāng)鐵碳合金中的碳含量為2.11%可以或多最多的奧氏體含量以及最大的奧氏體含碳量，也就是所可以得到最多的二次滲碳體含量。其含量=（2.11-0.77）/（6.69-0.77）×100%≈22.6%三次滲碳體最大含量：我們知道三次滲碳體是從鐵素體中析出的，所以必然隨著鐵素體的含量增多而增多。而且要析出滲碳體必須要足夠的碳含量，所以鐵素體中的碳含量越多，越容易析出三次滲碳體。根據(jù)鐵碳相圖，當(dāng)鐵碳合金中的碳含量為0.0218%時(shí)，可以獲得最多的鐵素體含量。其含量=0.0218/6.69×100%≈0.33%4-4分別計(jì)算萊氏體中共晶滲碳體、二次滲碳體、共析滲碳體的含量。答：共晶滲碳體含量：WFe3C（晶）=（4.3-2.11）/（6.69-2.11）×100%≈47.8%，WA=1-WFe3C（共）≈52.2%二次滲碳體含量：WFe3CⅡ=（2.11-0.77）/（6.69-0.77）×WA×100%≈11.8%共析滲碳體含量：WFe3C（析）={（0.77-0.0218）/（6.69-0.0218）}×（WA-WFe3CⅡ）×100%≈4.5%4-5為了區(qū)分兩種弄混的碳鋼，工作人員分別截取了A、B兩塊試樣，加熱至850℃保溫后以極慢的速度冷卻至室溫，觀察金相組織，結(jié)果如下：A試樣的先共析鐵素體面積為41.6%，珠光體的面積為58.4%。B試樣的二次滲碳體的面積為7.3%，珠光體的面積為92.7%。設(shè)鐵素體和滲碳體的密度相同，鐵素體中的含碳量為零，試求A、B兩種碳鋼含碳量。答：對(duì)于A試樣：設(shè)A含碳量為X%，由題述知先共析鐵素體含量為41.6%可以得到41.6%={（0.77-X）/0.77}×100%，得出X≈0.45，所以A中含碳量為0.45%。對(duì)于A試樣：設(shè)B含碳量為Y%，由題述知二次滲碳體含量為7.3%可以得到7.3%={（Y-0.77）/(6.69-0.77)}×100%，得出Y≈1.2，所以B中含碳量為1.2%。4-6利用鐵碳相圖說明鐵碳合金的成分、組織和性能之間的關(guān)系。答：成分和組織之間的關(guān)系：從相組成的角度，不論成分如何變化，鐵碳合金在室溫下的平衡組織都是由鐵素體和滲碳體兩相組成。當(dāng)碳含量為零，鐵碳合金全部由鐵素體組成，隨著碳含量的增加鐵素體的含量呈直線下降，直到碳含量為6.69%時(shí)，鐵素體含量為零，滲碳體含量則由零增至100%。含碳量的變化還會(huì)引起組織的變化。隨著成分的變化，將會(huì)引起不同性質(zhì)的結(jié)晶和相變過程，從而得到不同的組織。隨著含碳量的增加，鐵碳合金的組織變化順序?yàn)椋篎→F+P→P→P+Fe3CⅡ→P+Fe3CⅡ+L’d→L’d→L’d+Fe3CⅠ(F代表鐵素體，P代表珠光體，L’d代表低溫萊氏體)組織和性能之間的關(guān)系：鐵素體相是軟韌相、滲碳體相是硬脆相。珠光體由鐵素體和滲碳體組成，滲碳體以細(xì)片狀分散地分布在鐵素體基體上，起強(qiáng)化作用，所以珠光體的強(qiáng)度、硬度較高，但塑性和韌性較差。在亞共析鋼中，隨著含碳量增加，珠光體增多，則強(qiáng)度、硬度升高，而塑性和韌性下降。在過共析鋼中，隨著含碳量增加，二次滲碳體含量增多，則強(qiáng)度、硬度升高，當(dāng)碳含量增加至接近1%時(shí)，其強(qiáng)度達(dá)到最高值。碳含量繼續(xù)增加，二次滲碳體將會(huì)在原奧氏體晶界形成連續(xù)的網(wǎng)狀，降低晶界的強(qiáng)度，使鋼的脆性大大增加，韌性急劇下降。在白口鐵中，隨著碳含量的增加，滲碳體的含量增多，硬度增加，鐵碳合金的塑、韌性單調(diào)下降，當(dāng)組織中出現(xiàn)以滲碳體為基體的低溫萊氏體時(shí)，塑、韌性降低至接近于零，且脆性很大，強(qiáng)度很低。鐵碳合金的硬度對(duì)組織組成物或組成相的形態(tài)不十分的敏感，其大小主要取決于組成相的數(shù)量和硬度。隨著碳含量增加，高硬度的滲碳體增多，鐵碳合金的硬度呈直線升高。低碳鋼鐵素體含量較多，塑韌性好，切削加工產(chǎn)生的切削熱大，容易粘刀，而且切屑不易折斷，切削加工性能不好。高碳鋼滲碳體含量多，硬度高，嚴(yán)重磨損刀具，切削加工性能不好。中碳鋼，鐵素體和滲碳體比例適當(dāng)，硬度和塑性適中，切削加工性能好。低碳鋼鐵素體含量較多，塑韌性好，可鍛性好；高碳鋼滲碳體含量多，硬度高，可鍛性變差。4-7鐵碳相圖有哪些應(yīng)用，又有哪些局限性。答：應(yīng)用：由鐵碳相圖可以計(jì)算出不同成分的鐵碳合金其組成相的相對(duì)含量。由鐵碳相圖還可以反映不同成分鐵碳合金的結(jié)晶和相變特性。由鐵碳相圖可大致判斷不同成分鐵碳合金的力學(xué)性能和物理性能。由鐵碳相圖可大致判斷不同成分鐵碳合金的鑄造性能、可鍛性和切削加工性等工藝性能。局限性：鐵碳相圖反映的是在平衡條件下相的平衡，而不是組織的平衡。相圖只能給出鐵碳合金在平衡條件下相的類別、相的成分及其相對(duì)含量，并不能表示相的形狀、大小和分布，即不能給出鐵碳合金的組織狀態(tài)。鐵碳相圖給出的僅僅是平衡狀態(tài)下的情況，而平衡狀態(tài)只有在非常緩慢加熱和冷卻，或者在給定溫度長(zhǎng)期保溫的情況下才能得到，與實(shí)際的生產(chǎn)條件不是完全的相符合。鐵碳相圖只反映鐵、碳二元系合金相的平衡關(guān)系，而實(shí)際生產(chǎn)中所使用的鐵碳合金中往往加入其他元素，此時(shí)必須要考慮其他元素對(duì)相圖的影響，尤其當(dāng)其他元素含量較高時(shí)，相圖中的平衡關(guān)系會(huì)發(fā)生重大變化，甚至完全不能適用。第五章1.試在A、B、C成分三角形中，標(biāo)出注下列合金的位置：1）ωC=10%，ωC=10%，其余為A；2）ωC=20%，ωC=15%，其余為A；3）ωC=30%，ωC=15%，其余為A；4）ωC=20%，ωC=30%，其余為A；5）ωC=40%，A和B組元的質(zhì)量比為1:4；6）ωA=30%，A和B組元的質(zhì)量比為2:3；解：6）設(shè)合金含B組元為WB，含C組元為WC，則WB/WC=2/3WB+WC=1?30%可求WB=42%，WC=28%。2.在成分三角形中標(biāo)注P（ωA=70%、ωB=20%、ωC=10%）；Q（ωA=30%、ωB=50%、ωC=20%）；N（ωA=30%、ωB=10%、ωC=60%）合金的位置，然后將5kgP合金、5kgQ合金和10kgN合金熔合在一起，試問新合金的成分如何？解：設(shè)新合金的成分為ω新A、ω新B、ω新C，則有ω新A=(5×ωPA+5×ωQA+10×ωNA)/(5+5+10)=(5×70%+5×30%+10×30%)/20=40.0%;ω新B=(5×ωPA+5×ωQA+10×ωNA)/(5+5+10)=(5×20%+5×50%+10×10%)/20=22.5%;ω新C=(5×ωPA+5×ωQA+10×ωNA)/(5+5+10)=(5×10%+5×20%+10×60%)/20=37.5%;所以，新合金的成分為：ω新A=40.0%、ω新B=22.5%、ω新C=37.5%。第六章金屬及合金的塑性變形和斷裂6-1鋅單晶體試樣截面積A=78.5mm2，經(jīng)拉伸試驗(yàn)測(cè)定的有關(guān)數(shù)據(jù)如下表：屈服載荷/N620252184148174273525φ角（°）8372.56248.530.51765λ角（°）25.52638466374.882.5τk（Mpa）0.870.870.870.870.890.90.87cosλcosφ0.110.270.370.460.40.260.13σs（Mpa）7.903.212.341.892.223.486.69根據(jù)以上數(shù)據(jù)求出臨界分切應(yīng)力τk并填入上表求出屈服載荷下的取向因子，作出取向因子和屈服應(yīng)力的關(guān)系曲線，說明取向因子對(duì)屈服應(yīng)力的影響。答：需臨界臨界分切應(yīng)力的計(jì)算公式：τk=σscosφcosλ，σs為屈服強(qiáng)度=屈服載荷/截面積需要注意的是：在拉伸試驗(yàn)時(shí)，滑移面受大小相等，方向相反的一對(duì)軸向力的作用。當(dāng)載荷與法線夾角φ為鈍角時(shí)，則按φ的補(bǔ)角做余弦計(jì)算。cosφcosλ稱作取向因子，由表中σs和cosφcosλ的數(shù)值可以看出，隨著取向因子的增大，屈服應(yīng)力逐漸減小。cosφcosλ的最大值是φ、λ均為45度時(shí)，數(shù)值為0.5，此時(shí)σs為最小值，金屬最易發(fā)生滑移，這種取向稱為軟取向。當(dāng)外力與滑移面平行（φ=90°）或垂直（λ=90°）時(shí)，cosφcosλ為0，則無論τk數(shù)值如何，σs均為無窮大，表示晶體在此情況下根本無法滑移，這種取向稱為硬取向。6-2畫出銅晶體的一個(gè)晶胞，在晶胞上指出：1）發(fā)生滑移的一個(gè)滑移面2）在這一晶面上發(fā)生滑移的一個(gè)方向3）滑移面上的原子密度與{001}等其他晶面相比有何差別4）沿滑移方向的原子間距與其他方向有何差別。答：解答此題首先要知道銅在室溫時(shí)的晶體結(jié)構(gòu)是面心立方。發(fā)生滑移的滑移面通常是晶體的密排面，也就是原子密度最大的晶面。在面心立方晶格中的密排面是{111}晶面。發(fā)生滑移的滑移方向通常是晶體的密排方向，也就是原子密度最大的晶向，在{111}晶面中的密排方向<110>晶向。{111}晶面的原子密度為原子密度最大的晶面，其值為2.3/a2，{001}晶面的原子密度為1.5/a2滑移方向通常是晶體的密排方向，也就是原子密度高于其他晶向，原子排列緊密，原子間距小于其他晶向，其值為1.414/a。6-3假定有一銅單晶體，其表面恰好平行于晶體的（001）晶面，若在[001]晶向施加應(yīng)力，使該晶體在所有可能的滑移面上滑移，并在上述晶面上產(chǎn)生相應(yīng)的滑移線，試預(yù)計(jì)在表面上可能看到的滑移線形貌。答：對(duì)受力后的晶體表面進(jìn)行拋光，在金相顯微鏡下可以觀察到在拋光的表面上出現(xiàn)許多相互平行的滑移帶。在電子顯微鏡下，每條滑移帶是由一組相互平行的滑移線組成，這些滑移線實(shí)際上是晶體中位錯(cuò)滑移至晶體表面產(chǎn)生的一個(gè)個(gè)小臺(tái)階，其高度約為1000個(gè)原子間距。相臨近的一組小臺(tái)階在宏觀上反映的就是一個(gè)大臺(tái)階，即滑移帶。所以晶體表面上的滑移線形貌是臺(tái)階高度約為1000個(gè)原子間距的一個(gè)個(gè)小臺(tái)階。6-4試用多晶體的塑性變形過程說明金屬晶粒越細(xì)強(qiáng)度越高、塑性越好的原因？答：多晶體的塑性變形過程：多晶體中由于各晶粒的位向不同，則各滑移系的取向也不同，因此在外加拉伸力的作用下，各滑移系上的分切應(yīng)力也不相同。由此可見，多晶體中各個(gè)晶粒并不是同時(shí)發(fā)生塑性變形，只有那些取向最有利的晶粒隨著外力的增加最先發(fā)生塑性變形。晶粒發(fā)生塑性變形就意味著滑移面上的位錯(cuò)源已開啟，位錯(cuò)將會(huì)源源不斷地沿著滑移