西北工业课后答案西北工业大学 材料科学与工程(6)

11．

低碳钢的屈服现象可用位错理论说明。由于低碳钢是以铁素体为基的合金，铁素体中的碳(氮)原子与位错交互作

s

用，总是趋于聚集在位错线受拉应力的部位以降低体系的畸变能，形成柯氏气团对位错起“钉扎”作用，致使ζ

升高。而位错一旦挣脱气团的钉扎，便可在较小的应力下继续运动，这时拉伸曲线上又会出现下屈服点。已经屈服的试样，卸载后立即重新加载拉伸时，由于位错已脱出气团的钉扎，故不出现屈服点。但若卸载后，放置较长时间或稍经加热后，再进行拉伸时，由于熔质原子已通过热扩散又重新聚集到位错线周围形成气团，故屈服现象又会重新出现。

吕德斯带会使低碳薄钢板在冲压成型时使工件表面粗糙不平。其解决办法，可根据应变时效原理，将钢板在冲压之前先进行一道微量冷轧(如1％～2％的压下量)工序，使屈服点消除，随后进行冲压成型，也可向钢中加入少量Ti，A1及C，N等形成化合物，以消除屈服点。

12．

材料经冷加工后，除使紊乱取向的多晶材料变成有择优取向的材料外，还使材料中的不熔杂质、第二相和各种缺

陷发生变形。由于晶粒、杂质、第二相、缺陷等都沿着金属的主变形方向被拉长成纤维状，故称为纤维组织。一般来说，纤维组织使金属纵向(纤维方向)强度高于横向强度。这是因为在横断面上杂质、第二相、缺陷等脆性、低强度“组元”的截面面积小，而在纵断面上截面面积大。当零件承受较大载荷或承受冲击和交变载荷时，这种各向异性就可能引起很大的危险。

金属在冷加工以后，各晶粒的位向就有一定的关系。如某些晶面或晶向彼此平行，且都平行于零件的某一外部参考方向，这样一种位向分布就称为择优取向或简称为织构。

形成织构的原因并不限于冷加工，而这里主要是指形变织构。无论从位向还是从性能看，有织构的多晶材料都介于单晶体和完全紊乱取向的多晶体之间。由于织构引起金属各向异性，在很多情况下给金属加工带来不便，如冷轧镁板会产生(0001)<1120>织构，若进一步加工很容易开裂；深冲金属杯的制耳，金属的热循环生长等。但有些情况下也有其有利的一面。

13．

加工硬化是由于位错塞积、缠结及其相互作用，阻止了位错的进一步运动，流变应力。

?d??Gb?1细晶强化是由于晶界上的原子排列不规则，且杂质和缺陷多，能量较高，阻碍位错的通过，；????Kd?2s0且晶粒细小时，变形均匀，应力集中小，裂纹不易萌生和传播。

固熔强化是由于位错与熔质原子交互作用，即柯氏气团阻碍位错运动。

弥散强化是由于位错绕过、切过第二相粒子，需要增加额外的能量(如表面能或错排能)；同时，粒子周围的弹性应力场与位错产生交互作用，阻碍位错运动。

14．

气泡阻碍位错运动的机制是由于位错通过气泡时，切割气泡，增加了气泡—金属间界面的面积，因此需要增加外

切应力做功，即提高了金属钨的强度。

设位错的柏氏矢量为b，气泡半径为r，则位错切割气泡后增加的气泡—金属间界面面积为A＝2rb。

设气泡—金属的比界面能为ζ，则界面能增值为2rbζ。

若位错切割一个气泡的切应力增值为?η’，，则应力所做功为?η’b。

所以2rbζ=?η’b，即：2rζ=?η’

当气泡密度为n时，则切应力总增值：?η=n?η’=2nrζ

可见，切应力增值与气泡密度成正比。

15．

作为一类材料，陶瓷是比较脆的。晶态陶瓷缺乏塑性是由于其离子键和共价键造成的。在共价键键合的陶瓷中，

原子之间的键合是特定的并具有方向性，如附图2.20(a)所示。当位错以水平方向运动时，必须破坏这种特殊的原子键合，而共价键的结合力是很强的，位错运动有很高的点阵阻力(即派—纳力)。因此，以共价键键合的陶瓷，不论是单晶体还是多晶体，都是脆的。

基本上是离子键键合的陶瓷，它的变形就不一样。具有离子键的单晶体，如氧化铁和氯化钠，在室温受压应力作用时可以进行相当多的塑性变形，但是具有离子键的多晶陶瓷则是脆的，并在晶界形成裂纹。这是因为可以进行变形的离子晶体，如附图2.20(b)所示，当位错运动一个原子间距时，同号离子的巨大斥力，使位错难以运动；但位错如果沿45°方向而不是水平方向运动，则在滑移过程中相邻晶面始终由库仑力保持相吸，因而具有相当好的塑性。但是多晶陶瓷变形时，相邻晶粒必须协调地改变形状，由于滑移系统较少而难以实现，结果在晶界产生开裂，最终导致脆性断裂。

16．

这是由于陶瓷粉末烧结时存在难以避免的显微空隙。在冷却或热循环时由热应力产生了显微裂纹，由于腐蚀所造

成的表面裂纹，使得陶瓷晶体与金属不同，具有先天性微裂纹。在裂纹尖端，会产生严重的应力集中，按照弹性力学估算，裂纹尖端的最大应力已达到理论断裂强度或理论屈服强度(因为陶瓷晶体中可动位错很少，而位错运动又很困难，故一旦达到屈服强度就断裂了)。反过来，也可以计算当裂纹尖端的最大应力等于理论屈服强度时，晶体断裂的名义应力，它和实际得出的抗拉强度极为接近。陶瓷的压缩强度一般为抗拉强度的15倍左右。这是因为在拉伸时当裂纹一达到临界尺寸就失稳扩展而断裂；而压缩时裂纹或者闭合或者呈稳态地缓慢扩展，并转向平行于压缩轴。即在拉伸时，陶瓷的抗拉强度是由晶体中的最大裂纹尺寸决定的，而压缩强度是由裂纹的平均尺寸决定的。

18．

玻璃态高聚物在Tb～Tg之间或部分结晶高聚物在Tg～Tm之间的典型拉伸应力—应变曲线表明，过了屈服点之后，

材料开始在局部地区(如应力集中处)出现颈缩，再继续变形时，其变形不是集中在原颈缩处，使得该处愈拉愈细，而是颈缩区扩大，不断沿着试样长度方向延伸，直到整个试样的截面尺寸都均匀减小。在这一段变形过程中应力几乎不变，如附图2.21所示。

在开始出现颈缩后，继续变形时颈缩沿整个试样扩大，这说明原颈缩处出现了加工硬化。X射线证明，高聚物中的大分子无论是呈无定形态还是呈结晶态，随着变形程度的增加，都逐渐发生了沿外力方向的定向排列。由于键的方向性(主要是共价键)在产生定向排列之后，产生了应变硬化。

把已冷拉高聚物的试样加热到Tg以上，形变基本上全能回复。这说明非晶态高聚物冷拉中产生的形变属高弹性形变范畴。部分结晶高聚物冷拉后残留的形变中大部分必须升温至丁-附近时才能回复。这是因为部分结晶高聚物的冷拉中伴随着晶片的排列与取向，而取向的晶片在Tm以下是热力学稳定的。

19．

银纹不同于裂纹。裂纹的两个张开面之间完全是空的，而银纹面之间由高度取向的纤维束和空穴组成，仍具有一

定的强度。银纹的形成是由于材料在张应力作用下局部屈服和冷拉造成。

1．设计一种实验方法，确定在一定温度( T )下再结晶形核率N和长大线速度G （若N和G都随时间而变）。

2．金属铸件能否通过再结晶退火来细化晶粒?

3．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?用什么方法可以改变?

4．说明金属在冷变形、回复、再结晶及晶粒长大各阶段晶体缺陷的行为与表现，并说明各阶段促使这些晶体缺陷运动

的驱动力是什么。

5．将一锲型铜片置于间距恒定的两轧辊间轧制，如图7—4所示。

(1)画出此铜片经完全再结晶后晶粒大小沿片长方向变化的示意图；

(2)如果在较低温度退火，何处先发生再结晶?为什么?

6．图7—5示出。—黄铜在再结晶终了的晶粒尺寸和再结晶前的冷加工量之间的关系。图中曲线表明，三种不同的退火

温度对晶粒大小影响不大。这一现象与通常所说的“退火温度越高，退火后晶粒越大”是否有矛盾?该如何解释?

7．假定再结晶温度被定义为在1 h内完成95％再结晶的温度，按阿累尼乌斯(Arrhenius)方程，N＝N0exp()，

G0exp()可以知道，再结晶温度将是G和向的函数。

QgRT?QnRTG＝

(1)确定

?再结晶温度与G0，N0，Qg，Qn的函数关系；

(2)说明N0，G0，Qg，Q0的意义及其影响因素。

8．为细化某纯铝件晶粒，将其冷变形5％后于650℃退火1 h，组织反而粗化；增大冷变形量至80％，再于650℃退火

1 h，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。

9．冷拉铜导线在用作架空导线时(要求一定的强度)和电灯花导线(要求韧性好)时，应分别采用什么样的最终热处理工

艺才合适?

10．

试比较去应力退火过程与动态回复过程位错运动有何不同。从显微组织上如何区分动、静态回复和动、静态再结

晶?

11．

某低碳钢零件要求各向同性，但在热加工后形成比较明显的带状组织。请提出几种具体方法来减轻或消除在热加

工中形成带状组织的因素。

12．

为何金属材料经热加工后机械性能较铸造状态为佳

13．

灯泡中的钨丝在非常高的温度下工作，故会发生显著的晶粒长大。当形成横跨灯丝的大晶粒时，灯丝在某些情况

下就变得很脆，并会在因加热与冷却时的热膨胀所造成的应力下发生破断。试找出一种能延长钨丝寿命的方法。

14．

Fe-Si钢(Wsi为0.03)中，测量得到MnS粒子的直径为0.4?m，每1 mm2内的粒子数为2×105个。计算MnS对这

种钢正常热处理时奥氏体晶粒长大的影响(即计算奥氏体晶粒尺寸)。

15．

判断下列看法是否正确。

(1)采用适当的再结晶退火，可以细化金属铸件的晶粒。

(2)动态再结晶仅发生在热变形状态，因此，室温下变形的金属不会发生动态再结晶。

(3)多边化使分散分布的位错集中在一起形成位错墙，因位错应力场的叠加，使点阵畸变增大。

(4)凡是经过冷变形后再结晶退火的金属，晶粒都可得到细化。

(5)某铝合金的再结晶温度为320℃，说明此合金在320℃以下只能发生回复，而在320℃以上一定发生再结晶。

(6)20#钢的熔点比纯铁的低，故其再结晶温度也比纯铁的低。

(7)回复、再结晶及晶粒长大三个过程均是形核及核长大过程，其驱动力均为储存能。

(8)金属的变形量越大，越容易出现晶界弓出形核机制的再结晶方式。

(9)晶粒正常长大是大晶粒吞食小晶粒，反常长大是小晶粒吞食大晶粒。

(10)合金中的第二相粒子一般可阻碍再结晶，但促进晶粒长大。

(11)再结晶织构是再结晶过程中被保留下来的变形织构。

(12)当变形量较大、变形较均匀时，再结晶后晶粒易发生正常长大，反之易发生反常长大。

(13)再结晶是形核—长大过程，所以也是一个相变过程。

1.可用金相法求再结晶形核率N和长大线速度G。具体操作：

(1)测定N：把一批经大变形量变形后的试样加热到一定温度(丁)后保温，每隔一定时间t，取出一个试样淬火，

把做成的金相样品在显微镜下观察，数得再结晶核心的个数N，得到一组数据(数个)后作N—t图，在N—t曲线上每点的斜率便为此材料在温度丁下保温不同时间时的再结晶形核率N。

(2)测定G：将(1)中淬火后的一组试样进行金相观察，量每个试样(代表不同保温时间)中最大晶核的线尺寸D，作

D—t图，在D—t曲线上每点的斜率便为了温度下保温不同时间时的长大线速度G。

2.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，

一般都在临界点以下。若对铸件采用再结晶退火，其组织不会发生相变，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。

3.能。可经过冷变形而后进行再结晶退火的方法。

4.答案如附表2.5所示。

附表2.5 冷变形金属加热时晶体缺陷的行为

缺陷表现、物理变化 晶体缺陷的行为 缺陷运动驱动力 冷加工变形时主要的形变方式是滑移，由于滑移，晶体中空位和位错密度增加，位错分布不均匀 切应力作用 回复 空位扩散、集聚或消失；位错密度降低，位错相互作用重新分布(多边化) 弹性畸变能 再结晶 毗邻低位错密度区晶界向高位错密度的晶粒扩张。位错密度减少，能量降低，成为低畸变或无畸变区 形变储存能 晶粒长大 弯曲界面向其曲率中心方向移动。微量杂质原子偏聚在晶界区域，对晶界移动起拖曳作用。这与杂质吸附在位错中组成柯氏气团阻碍位错运动相似，影响了晶界的活动性 晶粒长大前后总的界面能差，而界面移动的驱动力是界面曲率

5.(1)铜片经完全再结晶后晶粒大小沿片长方向变化示意图如附图2.22所示。由于铜片宽度不同，退火后晶粒大小也

不同。最窄的一端基本无变形，退火后仍保持原始晶粒尺寸；在较宽处，处于临界变形范围，再结晶后晶粒粗大；

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