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α、β、γ，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，形成具有简单晶体结构的相，称为间隙相；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T>0K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：ΔG =ΔU - TΔS，由于位错的存在，ΔU可上升几个以上电子伏特，而组态熵ΔS小，TΔS 只有十分之几的电子伏特，所以位错的产生ΔG > 0，不稳定。 5、影响扩撒的因素？
（1）温度 （2）晶体结构
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。
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:
①同素异晶转变的金属中，D随晶体结构改变，910℃， Dα-Fe/Dγ-Fe=280， α-Fe致密度低，且易形成空位，容易扩散。 ②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：应力能提原子扩散的驱动力，促进扩散。 6、孪晶和滑移的特点？
相同点：①宏观上，都是切应力作用下发生的剪切变形；
②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； ③两者都不会改变晶体结构； ④从机制上看，都是位错运动结果。
不同点：①滑移不改变晶体的位相，孪生改变了晶体位向； ②滑移是全位错运动的结果，而孪生是不全位错运动的结果； ③滑移是不均匀切变过程，而孪生是均匀切变过程；
④滑移比较平缓，应力应变曲线较光滑、连续，孪生则呈锯齿状；
⑤两者发生的条件不同，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。 ⑥滑移产生的切变较大（取决于晶体的塑性），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(σs＝σ0＋Kd-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，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,Pb 3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328℃，面心立方。）
室温下铅轧制最易，其次是铝，钛最难。只有铅可以连续轧制（因为它在20℃轧制已属热变形）；对于Al及Ti，应采用中间退火（即再结晶退火）。
（考点是影响材料塑性的因素，一般来说，金属高温塑性好，变形抗力低，可进行大量的塑变；如果同样是在冷塑性变形的条件下，其塑性好坏主要与金属的晶体结构（类型）有关。）
17、在室温下对铁板（其熔点为 1538℃ ）和锡板（其熔点为 232℃ ），分别进行来回弯折，随着弯折的进行，各会发生什么现象？为什么？
根据T再＝（0.35～0.45）Tm可知，Fe在室温下加工为冷加工，Sn在室温下加工为热加工因此随着弯曲的进行，铁板发生加工硬化，继续变形，导致铁板断裂；Sn板属于热加工，产生动态再结晶，弯曲可不断进行下去。
18、从结晶条件和结晶过程比较合金与纯金属凝固的异同点？
结晶条件：相同点：都需要过冷度、结构起伏、能量起伏；不同点：合金是异分结晶，还需要成分起伏 结晶过程：相同点：都包括形核和长大两个阶段；不同点：纯金属在恒温下凝固，合金在一定温度范围内凝固。 19、细化铸件晶粒的途径有那些?
（1）增加过冷度：过冷度增大，形核率提高；
（2）加入形核剂（变质处理）：外来杂质能增加金属的形核率或阻碍晶核的长大。在浇注前向液态金属中加入某些难溶的固体颗粒，会显著的增加晶核数量，使晶粒细化，Al、Ti、Nb、V等元素在钢中形成强碳化物或氮化物，形成弥散的分布颗粒来阻止晶粒的长大。
（3）振动促进形核：搅拌和振动可向液体中输入额外的能量以提供形核功，此外，还可以使结晶的树枝晶体破碎，增加形核的数量。
20、简述铸锭三区的形成机理，采用什么方法可使柱状晶更发达？采用什么方法可使中心等轴晶更发达？
三区的形成机理：（1）表面细晶区：当高温液体倒入铸模后，结晶先从模壁开始，靠近模壁一层的液体产生极大的过冷，加上模壁可以作为非均质形核的基底，因此在此薄层中立即形成大量的晶核，并同时向各个方向生长，形成表面细晶区。（2）柱状晶区：在表面细晶区形成的同时，铸模温度迅速升高，液态金属冷却速度减慢，结晶前沿过冷都很小，不能生成新的晶核。垂直模壁方向散热最快，因而晶体沿相反方向生长成柱状晶。（3）中心等轴晶区：随着柱状晶的生长，中心部位的液体实际温度分布区域平缓，由于溶质原子的重新分配，在固液界面前沿出现成分过冷，成分过冷区的扩大，促使新的晶核形成长大形成等轴晶。由于液体的流动使表面层细晶一部分卷入液体之中或柱状晶的枝晶被冲刷脱落而进入前沿的液体中作为非自发生核的籽晶。
通常快的冷却速度、高的浇注温度和定向散热有利于柱状晶的形成，相反，慢的冷却速度，低的浇注温度，加入有效形核剂或搅动等均有利于形成中心等轴晶。 21、试述区域提纯的原理。
固溶体合金在不平衡结晶时所形成的晶内偏析，是属于一个晶粒范围内的枝干与枝间的微观偏析。除此之外，固溶体合金在不平衡结晶时还往往造成宏观偏析和区域偏析，即大范围内化学成分不均匀的现象。区域偏析虽然对于合金的性能有很大的影响，但是依据这一原理，可以提纯金属。将金属棒从一端向另一端顺序的进行局部熔化，凝固的过程也随之进行。由于固溶体是有选择的结晶，先结晶的晶体将溶质（杂质）排入熔化部分的液体中。如此当熔化区域走过一遍以后，圆棒的杂质就会富集与另一端，重复几次即可达到目的，这种方法就是区域提纯； 22、 简述枝晶偏析形成原因和消除方法。
又名晶内偏析，是由于固溶体晶粒内部化学成分不均匀所致。结晶温度间隔大的固溶体类合金，按树枝方式结晶时，先结晶的主干与后结晶的枝干及枝干间的化学成分不均一。结晶温度间隔宽的固溶体合金，当冷却速度快时，发生不平衡结晶，先结晶的成分来不及充分扩散，使先结晶的主干与后结晶的支干及支干间的成分产生差异，形成枝晶偏析。偏析程度取决于合金液凝固时的冷却速度、偏析元素扩散速度及受液固相线温度间隔支配的溶质平衡分配系数。液固相线温度间隔大的固溶体类合金，当凝固冷却速度较快时，易发生不平衡结晶，使先结晶成分来不及充分扩散而形成枝晶偏析。 消除措施：a.扩散退火或均匀化退火。b.热轧或热锻（高温塑性变形）。
1、低指数晶面间距较大。 低指数晶面原子排列面密度较大。 1★ 注:不同点阵d计算有差异 直角坐标系dhkl＝h2k2l2（）＋（）＋（） abc立方晶系 dhkl＝ah2＋k2＋l2上述公式仅适用于简单晶胞,对于复杂晶胞则要考虑附加面的影响：立方晶系：fcc 当（hkl）不为全奇、偶数时，有附加面： bcc 当h＋k＋l＝奇数时，有附加面：
dhkl＝1a，如{1 0 0},{1 1 0}2h2＋k2＋l2通常低指数的晶面间距较大，而高指数的晶面间距则较小 2、典型金属的晶体结构：金属键无方向性和饱和性，能量最低的结构是每个原子的周围有尽可能多的相邻原子。— 倾向于组成密堆结构。 结构类型 点阵类型 点阵常数 原子半径 晶胞原子数 配位数 致密度 原子最密排面 原子最密排晶向 间隙类型 四面体 八面体 常见的材料 bcc 体心 a fcc 面心 a hcp 简单六方 a、c;c/a=1.633 3d0?a 22d0?a 2d0?6 12 0.74 (0001) a2c2? , a342 8 0.68 {110} <111> V、Cr、Nb、Mo、W ó-Fe、γ-Fe、 4 12 0.74 {111} <110> ? 1120? Al、Cu、Mn 、Co 、Ni、α-FeCu、 Cd, Zn, Mg, α-Ti, Be、α-Ti, Ag、 Au Mg, Zr α-Ti, Mg 配位数：晶体中任一原子周围最近邻的，等距离的原子数。
致密度：晶体结构中原子体积占总体积的百分比。式中：n — 晶胞中原子数；v — 原子体积，V — 晶胞体积
nvVf.c.c和h.c.p堆垛方式 ：f.c.c和h.c.p的致密度都是0.74，它们是由相同的密排面， 按不同的方式堆垛而成。h.c.p以（0001）
K?— ABABAB — f.c.c以{111} — ABCABC —
f.c.c和h.c.p八面体虽然数量少，但半径较大，溶解度也较大。b.c.c中扁八面体对固溶强化有重要作用。 同一种元素具有不同的结构称多晶型性。
随温度、压力的改变，晶体结构发生的转变，称为多晶型转变或同素异构转变。
b.c.c f.c.c bcc
1400℃ 910℃
α- Fe γ- Fe δ- Fe
3、合金相结构--多组元（合金）结构特点
合金：在单组元的基础上，人为加入其它组元，使之成为性能更加优异的材料。
相：热力学平衡系统中，结构、成分、化学和物理性质相同，与其它部分有界面分开的均匀部分。 固溶体:凡溶质原子处于固态溶剂晶格中所形成的合金相，称为固溶体。
固溶体分类：置换式固溶体、间隙固溶体；溶解度：无限固溶体、有限固溶体；排列秩序：无序固溶体、有序固溶体
置换式固溶体：溶质原子取代溶剂原子的某些正常位置所形成的固溶体。除少数原子半径小的非金属元素，H、O、N、C、B等以外，绝大多数元素之间均能形成置换式固溶体。差别在于溶解度大小不同，对材料性能影响不一。