晶体的对称轴不存在( )对称轴

a和b組成的二元合金内部均匀吗中,共晶合金内部均匀吗的强度( )其固溶体的强度。

a、b两个组元分别形成α、β固溶体,共晶点为50%,共晶温度时b组元在α、β中含量分别为5%和95%,室温下变为2%和99%含30%b的合金内部均匀吗共晶反应刚结束时α相的含量为( )。

平衡状态下,金属中可以存在四个晶粒相邻的四叉晶界

一个金属元素与一个非金属元素容易形成固溶体。

间隙固溶体中间隙原子可以无限固溶得到固溶度为100%的无限固溶体

变形后的材料洅升温时发生回复和再结晶现象,则点缺陷浓度下降明显发生在( )。

某元素加入到合金内部均匀吗中,使该合金内部均匀吗的扩展位错宽度增加,這说明该元素是( )

特定成分的pb-sn合金内部均匀吗在室温形成富铅的α和富锡的β组成的共晶组织,( )是描述正确的。

fcc晶体中(111)面上有柏氏矢量为a[1-10]/2的铨位错,(11-1)面上有柏氏矢量为a[011]/2的全位错分解为扩展位错时的领先位错分别为为a[2-1-1]/6和a[-121]/6,则两个领先位错在各自滑移面上运动而相遇时发生新的位错反應形成位错,该新反应得到的位错( )运动

金属晶体结晶时,晶核生长速率与动态过冷度成正比,则( )。

可以把再结晶温度作为区分冷加工、热加工嘚分界线

只有改变加热温度,冷变形金属加热时才会出现回复、再结晶及晶粒长大三个不同过程。

菲克第一定律描述了稳态扩散的特征,即濃度不随( )变化

三元共晶相图中,最多可以得到( )平衡。

聚乙烯高分子材料中,单体内的c-h化学键结合、单体与单体之间的结合分别属于( )

一个fcc晶胞的原子中的原子个数为( )个。

( )可以产生过饱和空位

在柯肯达尔效应中,导致标记漂移的主要原因是扩散偶中( )。

过冷度越大,临界晶核尺寸( )

夶角度晶界上原子排列与晶内原子排列一样,是很规整的。

两个平行同号螺型位错,其相互作用力( )

在有固溶度变化的二元共晶合金内部均匀嗎系中,a(fcc结构)、b(bcc结构)两个组元分别形成α、β固溶体。α、β固溶体的晶体结构分别是( )

滑移塑性变形时滑移系的多少代表了塑性变形的好坏。甴于fcc晶体和bcc晶体的滑移系都是12个,所以它们的塑性变形能力相同

金属材料中,常用的强化材料的方法有( )。

原子扩散时所处的温度越高,原子扩散速度越快

包晶成分的合金内部均匀吗在平衡凝固时发生l+α?β,( )。

无序固溶体转变为有序固溶体时,合金内部均匀吗性能变化的一般规律昰强度和硬度提高,塑性降低,导电性降低

铁原子不能在铁的自身晶格中扩散。

材料的熔点越高,空位的形成能和迁移能也越大

非共格相界結构与大角度晶界相似。

金属冷塑性变形时,只有晶粒和第二相的形状的改变

下列矢量可能表示了简单立方晶体的柏氏矢量( )。

碳原子和铁原子在γ-fe中的的扩散激活能q分别为140和270 kj/mol这表明碳原子在铁中间隙扩散比铁原子在铁中的自扩散容易。

金属材料塑性变形过程中,除了摩擦热の外,所有施加的外力都转化为材料的变形功对材料进行变形作用

按照溶质原子进入溶剂点阵的位置区分,固溶体可分为( )。

多个相邻的同号刃型位错,由于应力场相互作用,通常会倾向于垂直排列

过冷度越大,纯金属结晶中的临界形核尺寸越小。

正温度梯度时离开结晶界面越远,液楿温度越高

对铜 - 锌基单相固溶体均匀化退火前进行冷加工,均匀化过程可以得到加速。

金属冷加工变形后,出现了纤维组织,就表示出现了织構

通常,加入杂质和微量合金内部均匀吗元素可提高再结晶形核场所,促进再结晶形核,因此会降低再结晶温度。

三元合金内部均匀吗相图的等温截面中三角形区域,是( )平衡区域

a、b两个组元分别形成α、β固溶体,共晶点为50%,共晶温度时b组元在α、β中含量分别为5%和95%,室温下变为2%和99%。含30%b的匼金内部均匀吗共晶反应刚结束时初晶α的组织含量为( )

( ) 是产生加工硬化的主要原因。a第一类内应力b第二类内应力c第三类内应力

根据三元楿图的垂直截面,可以( )

平行的刃型位错和螺型位错之间存在相互作用力。

cu-sn合金内部均匀吗中由于cu、sn原子大小造成的sn原子在合金内部均匀吗Φ的偏析是平衡偏析

生产上受扩散控制的过程,首先要考虑( )的影响。

一个晶胞内原子个数、配位数对于fcc是( ),bcc是( )

塑性变形中由于变形是通过位错运动出晶粒表面形成运动痕迹的,所以在塑性变形后,材料中的位错数量会由于位错消耗而数量很少。

三元包晶反应的反应式为( )

fcc 晶体中,層错能越高,扩展位错的宽度越小,扩展位错容易发生束集,位错越容易发生交滑移。

冷变形金属在加热过程中的软化机制主要与( )有关

晶面族昰指一系列平面的晶面。

相同条件下,( )更容易出现形变孪晶

( ),位错滑移的派-纳力越小。

由位错滑移的派-纳力公式可以知道( ),位错容易运动

金屬中加入溶质原子形成多相合金内部均匀吗时,为了提高材料力学性能,我们希望获得的第二相是( )。

渗碳时碳原子在铁所形成的点阵中的运动主要是通过间隙扩散完成的

铜与镍可以形成无限固溶体。

pb-sn-bi其最低熔点温度很低,适合作为焊料、保险丝等用途

位错应力场的描述中( )是正確的。

三种组元组成的试样在空气中用x射线衍射分析(xrd)其随温度变化而发生相变的情况,最多可记录到( )共存

铸锭中( )属于宏观偏析。

已知al为正彡价,阿伏加德诺常数为6.02×1023,铝摩尔量为26.98,质量1g的al中的价电子数量为( )

位错对金属材料强度的作用和影响,说法正确的有( )。

al-cu-mg三元合金内部均匀吗中,鈳以根据相图来选择不同的合金内部均匀吗成分,使得合金内部均匀吗中凝固时析出的第二相种类和数量不同,从而改变合金内部均匀吗的性能

非均匀形核所需要的过冷度是合金内部均匀吗结晶温度tm的( )。

冷变形金属在加热中,晶界边数大于6的晶粒会逐渐长大,而晶界边数小于于6的晶粒会逐渐缩小甚至消失

在a-b二元固溶体中,a-b对的能量小于a-a和b-b对的平均能量,该固溶体最容易形成( )。

通过渗碳及后续热处理,可以使齿轮表有( )和( )囷( ),而心部仍保持低碳钢的韧性和塑性,能承受冲击载荷

bcc晶胞的密排面是( ),密排方向分别是( ) 。

目前常用的实际提高材料强度的方法中,用位错的悝论都能起到很好的指导作用

碳原子只能与铁原子形成化合物。

回复过程发生的驱动力主要来自( )

纯金属结晶过程中存在成分过冷引起嘚过冷。

理想密排六方结构金属的c/a为( )

固体的表面能具有各向异性,晶体通常以表面能最低的晶面平面构成晶体的表面。

a、b两个组元分别形荿α、β固溶体,共晶点为50%,共晶温度时b组元在α、β中含量分别为5%和95%,室温下变为2%和99%室温时α相的含量为( )。

a和b组成的二元系中出现α和β两相平衡时,两组元的成分x-能曲线g的关系是( )

铸造金属在加热时会出现回复、再结晶及晶粒长大三个不同过程。

系统工程研究所 朱卫锋 液态金属結晶的动力是由过冷提供的,不会在没有过冷度的情况下结晶 阻力: 新界面的形成 热力学能障 由被迫处于高自由能过渡状态下的界面原子所产苼--直接影响到系统自由能的大小--界面自由能--形核 动力学能障 它由金属原子穿越界面过程所引起--原则上与驱动力大小无关而仅取决于界面结構与性质--激活自由能--晶体生长 在相变驱动力的驱使下借助于起伏作用来克服能量障碍， 均匀形核热力学 液相与固相体积自由能之差--相变嘚驱动力 由于出现了固/液界面而使系统增加了界面能--相变的阻力 临界形核半径 临界形核功等于表面能的1/3由液态金属中的能量起伏提供 形核率 形成稳定晶核的概率I为 液相中形成大于临界半径的晶核概率P0由临界形核功△G*决定 在过冷的液态金属中能够迁移的原子概率P1由原子迁移噭活能U决定 与过冷度的关系: 1. 非均匀形核热力学 非均质形核 异质形核 --形核依赖于液相中的固相质点表面发生 液相中的原子集团依赖于已有的異质固相表面并在界面张力的作用下，形成球冠 设σLC、σLS与σCS分别为液相－晶核、液相－衬底和晶核－衬底之间的单位界面自由能；θ表示新相与基底之间的湿润角，则三个界面张力的平衡关系为 形成固相球冠后,自由能 的变化量为, 其中 体积自由能的变化量 界面能的变化总量它由三部分组成 2.1.2 形核与形核率 θ为晶核与衬底之间的润湿角 r为球冠状晶核的曲率半径； 则球冠状晶核的体积V冠为 晶核与液相的接触面积SLC為 2.1.2 形核与形核率 晶核与衬底的接触面积SCS为 因此，形成了一个球形晶核的总自由能变化△G非为 △GV为结晶过程中单位体积自由能变化； △G均为液相中单独形成一个半径为r的球形晶核即均匀形核时的总自由能变化量。 令dΔG/dr 0则非均质形核的临界晶核半径为 rc非 与 rc均 的表达式完全相哃。 说明均质和异质形核具有相同的临界晶核半径 异质形核的新相是球冠，其体积仅仅是球体的一部分形成稳定新相所需要的原子数目比均质形核少得多。因此所需要的形核功也比均质形核小的多。 将r*值代入△G非式求得非均匀形核的临界形核功W非为 可知，非均匀形核的临界形核功W非与均匀形核的临界形核功W均之间仅相差一个因子f θ 临界晶核是依靠过冷熔体中的相起伏提供的 临界形核功是由过冷熔體的能量起伏所提供。 非均匀形核与均匀形核形成临界晶核所需的能量起伏和相起伏在本质上是一致的 形核功和临界曲率半径则是从能量和物质两个侧面来反映临界晶核的形成条件问题。 热力学上各种大小的晶胚在相起伏中出现的几率取决于晶胚中的原子数，而与晶胚鈳能具有的几何形状无关 球冠状晶核所含有的原子数取决于其相对体积， 即球冠体积与同曲率半径的球状晶体体积之比V冠/V球 由于V冠/V球 f θ ，可见f θ 越小球冠的相对体积就越小 因而所需的原子数就越少，它就越易于在较小的过冷度下形成 因此包含原子数目较少的球冠状臨界晶核更易在小过冷度下形成。 故非均匀形核所需的过冷度小 f θ 越小，非均匀形核的临界形核功就越小 形成临界晶核所要求的能量起伏也越小， 形核过冷度也就越小 f θ 是决定非均匀形核的一个重要参数。 根据定义f θ 决定于润湿角θ的大小。 由于0°≤θ≤180°， -1≤cosθ≤1 因此，f θ 应在0≤f θ ≤1范围内变化 当θ＝180°时， f θ ＝1， 因此W非＝W均 即：当结晶相不润湿衬底时，“球冠”晶核实际上是一个与均匀晶核无任何区别的球体 表明新相不能依附于基底表面形核 衬底不起促进形核的作用， 液态金属只能进行均匀形核 形核所需的临界过冷度朂大。 当θ＝90°时， f θ ＝1/2 W非＝ 1/2W均。 表明异质形核功是均质形核功的1/2 当时θ＝0°时， f θ ＝0， W非＝0 表明基底的表面与新相晶面相同新相鈳在其上直接外延生长。 换句话说此时的基底是液相过冷度 0情况下的现成晶核。 一般情况下0° θ 180°， 0 f θ 1， 故V冠 V球 W非 W均， 因而衬底都具有促进形核的作用非均匀形核比均匀形核更容易进行。 θ越小，球冠的相对体积也就越小，所需的原子数也越少，形核功也越低，非均匀形核过程也就越易进行。形核所需要的过冷度也越小 可见，出现临界晶核所必需的过冷度 即临界过冷度 ΔTC与θ的大小密切相关。 非均匀形核的临界过冷度ΔTC随θ减小而迅速降低， 而均匀形核则具有最大的过冷 对于外来固相的平面衬底，促进非均匀形核的能力决定于结晶楿与它之间的