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1、1、 空间点阵与晶体结构的区别？空间点阵是由周围环境相同的阵点在空间排列的三维列阵，其中一个节点可以为原子、分子、离子或原子集团；晶体结构是在点阵晶胞的范围内，标出相应的晶体结构中各原子的位置，即其中一个点代表一个原子。空间点阵将构成晶体的实际质点的体积忽略，抽象成称为纯粹的几何点，晶体结构是指原子的具体排列。2、 简述间隙固溶体、间隙化合物、间隙相的区别？间隙固溶体属于固溶体，保持溶剂的晶格类型，表达式为、，强度硬度较低，塑性好、韧性好；间隙相与间隙化合物属于金属间化合物，形成与其组元不同的新点阵，用分子式MX、M2X.等表示，强度硬度高，韧性塑性差。间隙相和间隙化合物的主要区别是原子半径比
2、不同，用rX、rM分别表示化合物中的金属与非金属的原子半径，当rX/rM 0.59时，形成具有复杂晶体结构的相，称为间隙化合物。3、银和铝都具有面心立方点阵，且原子半径都很接近，rAg=0.288 nm, rAl = 0.286 nm，但它们在固态下都不能无限互溶，试解释其原因。对于置换固溶体，溶质与溶剂的晶体结构类型相同、原子半径接近,这是它们能够形成无限固溶体的必要条件。但是,15规则表明，当尺寸因素对形成无限固溶体处在有利的范围时，它的重要性就是第二位的，即固溶度大小取决于其它因素。在此，原子价的因素就很重要。因为Ag的化合价为1，而Al的化合价为3，即高价元素作为溶质在低价元素中的固溶
3、度大于低价元素在高价元素中的固溶度。所以，银和铝在固态下不能无限互溶。4、为什么说点缺陷是热力学平衡缺陷，而位错是热力学不平衡缺陷？ 空位的形成是由原子热振动引起的，理论上在T=0K条件下，熵为零（热力学第三定律），一个完整晶体中是应该没有空位的（理想状态下），此时系统的吉布斯自由能只有焓的贡献。当系统在一定温度T0K时，原子的热振动增强，当某一原子具有足够大的振动能而使振幅增大到一定限度时，就可能克服周围原子对它的束缚，跳离其平衡位置，形成空位，空位的形成造成了一定程度的点阵畸变，使晶体的内能升高，降低了晶体的热力学稳定性。另一方面，一定量的空位会形成，增大了原子的混乱程度，从而增加系统的混
4、合熵，进而降低整个系统的自由能G =U - TS。这两个相互矛盾的因素使得晶体中的点缺陷在一定温度下存在一定的平衡浓度。空位的数量取决于温度，不同温度都有相应的平衡空位浓度，对应在相应温度下最低系统自由能，C=Aexp(-Ev/KT)。所以说空位取决于温度，是热力学第二定律控制的(熵增过程）。而位错取决于材料制备的过程（例如凝固过程，热、冷加工过程等等），位错的多少受过程参数的控制，所以没有平衡位错浓度之说，不是热力学控制的缺陷。从热力学考虑：G =U - TS，由于位错的存在，U可上升几个以上电子伏特，而组态熵S小，TS 只有十分之几的电子伏特，所以位错的产生G 0，不稳定。5、 影响扩撒的
5、因素？（1）温度 温度越高，原子热激活能量越大，越易发生迁移，扩散系数也越大。（2）晶体结构a、固溶体类型: 间隙原子扩散激活能小于置换式原子扩散激活能，缺位式固溶体中缺位数多，扩散易进行。b、晶体结构类型: 同素异晶转变的金属中，D随晶体结构改变，910， D-Fe/D-Fe=280， -Fe致密度低，且易形成空位，容易扩散。 结构不同的固溶体对扩散元素的溶解度是不同的，由此造成的浓度梯度，也会影响扩散速率，钢的渗碳通常选取在高温奥氏体状态进行，除了由于温度作用外，还因碳在奥氏体中的溶解度远远大于铁素体中的溶解度，这使碳在奥氏体中形成较大的浓度梯度，从而有利于加速碳原子的扩散以增加渗碳层的深
6、度。（3）晶体的各向异性晶体各向异性使D有各向异性：菱方系Bi沿C轴的自扩散为垂直C轴方向的1/106。（4）晶体缺陷短路扩散：原子沿点、线、面缺陷扩散速率比沿晶内体扩散速率大。晶界、表面及位错等对扩散起着快速通道的作用，这是由于晶体缺陷处点阵畸变较大，原子处在较高的能量状态，易于跳跃，故各种缺陷处的扩散激活能均比晶内要小，加快的原子的扩散。(5) 第三元素（或杂质）影响复杂a、形成碳化物元素：如W、Mo、Cr等，降低碳的扩散系数;b、 形成不稳定碳化物：如Mn，对碳的扩散影响不大c.不形成碳化物元素：影响不一，如Co、Ni w可提高C的扩散，而Si则降低碳的扩散。（6）应力作用：应力能提原子
7、扩散的驱动力，促进扩散。6、孪晶和滑移的特点？ 相同点：宏观上，都是切应力作用下发生的剪切变形； 微观上，都是晶体塑性变形的基本形式，是晶体的一部分沿一定晶面和晶向相对另一部分的移动过程； 两者都不会改变晶体结构； 从机制上看，都是位错运动结果。 不同点：滑移不改变晶体的位相，孪生改变了晶体位向； 滑移是全位错运动的结果，而孪生是不全位错运动的结果； 滑移是不均匀切变过程，而孪生是均匀切变过程； 滑移比较平缓，应力应变曲线较光滑、连续，孪生则呈锯齿状； 两者发生的条件不同，孪生所需临界分切应力值远大于滑移，因此只有在滑移受阻情况下晶体才以孪生方式形变。 滑移产生的切变较大（取决于晶体的塑性），
8、而孪生切变较小，取决于晶体结构。7、多晶体塑性变形过程及其特点？多晶体塑性变形的过程主要为变形的传递和协调: （1）变形的传递 :当多晶体中少数取向有利的晶粒开始滑移时，当一个晶粒位错在某滑移系上动作后，位错遇到晶界便塞积起来，位错的塞积便会产生很大的应力集中，应力集中使临近晶粒的位错源启动，原来取向不利的晶粒开始变形，相邻晶粒的变形时位错塞积产生的应力集中得以松弛，滑移传递。 （2）变形的协调：假如多晶体在变形时各个晶粒的自身变形都像单晶体一样，彼此独立变形互相不约束，那么在晶界附近变形将是不连续的，会出现空隙或裂缝，为了适应变形的协调，要求临近晶粒的晶界附近区域有几个滑移系动作，就是已变形
9、晶粒自身，除了变形的主滑移系外，在晶界附件也要求有几个滑移系同时动作。 当有大量晶粒发生滑移后，金属便显示出明显的塑性变形。 多晶体金属塑性变形的特点：（1）各晶粒变形的不同时性和不均匀性。 （2）各晶粒变形的相互协调性，需要五个以上的独立滑移系同时动作。 （3）滑移的传递，必须激发相邻晶粒的位错源。 （4）多晶体的变形抗力比单晶体大，变形更不均匀。 （5）塑性变形时，导致一些物理、化学性能的变化。（6）时间性,多晶体金属塑性变形需要一个过程。8、 简述细晶强化能同时提高强度和塑韧性的机理？细晶强化的关键在于晶界对位错滑移的阻滞效应。位错在多晶体中运动时，由于晶界两侧晶粒的取向不同，加之这里杂
10、质原子较多，也增大了晶界附近的滑移阻力，因而一侧晶粒中的滑移带不能直接进入第二个晶粒，而且要满足晶界上形变的协调性，需要多个滑移系统同时动作。这同样导致位错不易穿过晶界，而是塞积在晶界处，引起了强度的增高。可见，晶界面是位错运动的障碍，因而晶粒越细小，晶界越多，位错被阻滞的地方就越多，多晶体的强度就越高(s0Kd-1/2 )。细化晶粒是众多材料强化方法中唯一可在提高强度的同时提高材料塑性、韧性的强化方法。其提高塑韧性机制为：晶粒越细，在一定体积内的晶粒数目多，则在同样塑性变形量下，变形分散在更多的晶粒内进行，塑性变形较均匀，且每个晶粒中塞积的位错少，因应力集中引起的开裂机会较少，有可能在断裂之
11、前承受较大的变形量，此外，晶粒越细，晶界面积越大，晶界越曲折，越不利于裂纹的扩展。9、回复再结晶的组织和化学性能的变化及影响再结晶温度的因素？（1）组织的变化： 回复阶段：显微组织仍为纤维状，无可见变化,高温回复阶段，胞状位错结构转变为亚晶； 再结晶阶段：变形晶粒通过形核长大，逐渐转变为新的无畸变的等轴晶粒。 （2）力学性能的变化： 回复阶段：强度、硬度略有下降，塑性略有提高。 再结晶阶段：强度、硬度明显下降，塑性明显提高。 （3）影响再结晶的因素影响再结晶的因素a退火温度。温度越高，再结晶速度越大。b 变形量。变形量越大，再结晶温度越低；随变形量增大，再结晶温度趋于稳定；变形量低于一定值，再
12、结晶不能进行。c 原始晶粒尺寸。晶粒越小，驱动力越大；晶界越多，有利于形核。 d 微量溶质元素。阻碍位错和晶界的运动，不利于再结晶。e第二分散相。间距和直径都较大时，提高畸变能，并可作为形核核心，促进再结晶；直径和间距很小时，提高畸变能，但阻碍晶界迁移，阻碍再结晶。10、再结晶与二次再结晶异同？当冷变形金属被加热到较高温度时，由于原子活动能力增大，晶粒的形状开始发生变化，由破碎拉长的晶粒变为完整的等轴晶粒，这种冷变形组织在加热时重新彻底改组的过程称为再结晶。结晶完成后，晶粒不连续不均匀地长大称为反常长大。在不均匀长大过程中，少数大晶粒相当于核心，吞并其他晶粒而长大，故此过程也叫二次再结晶。再结
13、晶的驱动力是基体的弹性畸变能，而二次再结晶的驱动力来自界面能的降低。11、某厂对高锰钢制碎石机鄂板进行固溶处理时，经过1100加热后，用冷拔钢丝吊挂，由起重车送往淬火水槽，行至途中突然断裂。此钢丝是新的，并没有疵病，试分析钢丝绳断裂的原因。冷拔钢丝由于有加工硬化，故其强度较高，承载能力较强，当其被红热的鄂板加热的时候，当温度上升到了再结晶温度以上，会发生再结晶，使得强度下降，不能承受鄂板重量，故会发生断裂。12、金属铸件能否通过再结晶退火来细化晶粒？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，一般在临界点以下。若对铸件采用再结晶退火，其
14、组织不会不会发生相变，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。13、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？用什么办法可以改变？能。可经过冷变形而后进行再结晶退火的方法。14、为细化某纯铝件晶粒，将其冷变形5后于650退火1h，组织反而粗化；增大冷变形量至80，再于650退火1h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。 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
15、，则T再100，故再结晶温度不超过200为宜。由于采用630退火1h，故晶粒仍然粗大。综上分析，在80变形量条件下，采用150退火1h，则可使其晶粒细化。15、有人将工业纯铝在室温下进行大变形量轧制使其成为薄片试样，所测得的室温强度表明呈冷加工状态；然后将试样加热到100，保温12d，再冷却后测得的室温强度明显降低。试验者查得工业纯铝得T再150，所以他排除了发生再结晶的可能性。请解释上述现象，并说明如何证明你的设想。将大变形量轧制后的工业纯铝加热到100、保温12d后其室温强度明显下降的可能原因是由于工业纯铝已经发生了再结晶过程。试验者查得的T再150，是指在1h内完成再结晶的温度。而金属在大量冷变形后，即使在较低于T再的退火温度，只要保温足够的时间，同样可以发生再结晶。所以，工业纯铝变形后在100加热、保温12d完全有可能已完成再结晶过程。通过观察薄片试样的金相组织，如果出现的等轴状晶粒，则可确认发生再结晶过程。16、今有纯Ti,Al,Pb3种铸锭，试判断它们在室温（20）轧制的难易顺序，是否可以连续轧制？如果不能，应采取什么措施才能使之轧制成薄板。（已知Ti的熔点1 672，在883以下为密排六方结构，在883以上为面心立方；Al的熔点为660，面心立方；Pb的熔点为
