【正文】 是呈結(jié)晶態(tài)，隨著變形程度的增加，都逐漸發(fā)生了沿外力方向的定向排列。部分結(jié)晶高聚物冷拉后殘留的形變中大部分必須升溫至丁附近時(shí)才能回復(fù)。裂紋的兩個(gè)張開面之間完全是空的，而銀紋面之間由高度取向的纖維束和空穴組成，仍具有一定的強(qiáng)度。再結(jié)晶退火的溫度較低，一般都在臨界點(diǎn)以下。4. 。位錯(cuò)密度減少，能量降低，成為低畸變或無畸變區(qū)形變儲(chǔ)存能晶粒長大彎曲界面向其曲率中心方向移動(dòng)。最窄的一端基本無變形，退火后仍保持原始晶粒尺寸；在較寬處，處于臨界變形范圍，再結(jié)晶后晶粒粗大；隨寬度增大，變形度增大，退火后晶粒變細(xì)，最后達(dá)到穩(wěn)定值。6. 再結(jié)晶終了的晶粒尺寸是指再結(jié)晶剛完成但未發(fā)生長大時(shí)的晶粒尺寸。對(duì)這一過程而言，退火溫度越高，(保溫時(shí)間相同時(shí))退火后晶粒越大。由于采用630℃退火1 h，故晶粒仍然粗大。從顯微組織上觀察，靜態(tài)回復(fù)時(shí)可見到清晰的亞晶界，靜態(tài)再結(jié)晶時(shí)形成等軸晶粒；而動(dòng)態(tài)回復(fù)時(shí)形成胞狀亞結(jié)構(gòu)，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶時(shí)等軸晶中又形成位錯(cuò)纏結(jié)胞，比靜態(tài)再結(jié)晶晶粒要細(xì)。13. 可以在鎢絲中形成彌散、顆粒狀的第二相(如ThO2)以限制晶粒長大。15．(1)不對(duì)。有些金屬的再結(jié)晶溫度低于室溫，因此在室溫下的變形也是熱變形，也會(huì)發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。(4) 不對(duì)。 不對(duì)。只有再結(jié)晶過程才是形核及核長大過程，其驅(qū)動(dòng)力是儲(chǔ)存能。(9) 不對(duì)。再結(jié)晶織構(gòu)是冷變形金屬在再結(jié)晶(一次，二次)過程中形成的織構(gòu)。正常晶粒長大是在再結(jié)晶完成后繼續(xù)加熱或保溫過程中，晶粒發(fā)生均勻長大的過程，而反常晶粒長大是在一定條件下(即再結(jié)晶后的晶粒穩(wěn)定、存在少數(shù)有利長大的晶粒和高溫加熱)，繼晶粒正常長大后發(fā)生的晶粒不均勻長大過程。1. 固態(tài)相變時(shí)形核的阻力，來自新相晶核與基體間形成界面所增加的界面能Eγ，以及體積應(yīng)變能(即彈性能)Ee。當(dāng)然，Eγ、Ee也會(huì)通過新相的析出位置、顆粒形狀、界面狀態(tài)等，相互調(diào)整，以使(Eγ＋Ee)為最小。如果晶核的產(chǎn)生結(jié)果使缺陷消失，就會(huì)釋放出一定的自由能，因此減少了激活能勢(shì)壘。由臨界形核功可知，只有當(dāng)界面能γα/β和應(yīng)變能Es，盡可能減小，才能有效地減小臨界形核功，有利于新相形核。隨時(shí)效溫度不同，由于界面能和應(yīng)變能的不同作用，將出現(xiàn)不同的亞穩(wěn)過渡相。通過界面不但發(fā)生成分突變，且取向也發(fā)生了改變，這就是不連續(xù)脫熔。 A1—Cu合金的脫溶系列有：GP區(qū)－θ過渡相－θ’過渡相－θ平衡相脫熔相的基本特征：GP區(qū)為圓盤狀，～ nm，直徑約為8 nm，在母相的{100}面上形成。θ39。時(shí)效的實(shí)質(zhì)，就是從過飽和固熔體分離出一個(gè)新相的過程，通常這個(gè)過程是由溫度變化引起的。 調(diào)幅分解是指過飽和固熔體在一定溫度下分解成結(jié)構(gòu)相同、成分和點(diǎn)陣常數(shù)不同的兩個(gè)相。 調(diào)幅分解與形核、長大脫熔方式的比較脫熔類型自由能成分曲線特點(diǎn)條 若固態(tài)合金中，含有大小不同的沉淀相粒子，在高溫退火時(shí)，將會(huì)出現(xiàn)小粒子熔解，大粒子長大的現(xiàn)象。這種擴(kuò)散發(fā)生后，破壞了亞穩(wěn)平衡，使小粒子周圍的熔質(zhì)濃度(Cr2)小于亞穩(wěn)平衡時(shí)的熔質(zhì)濃度(Cr1)，(b)所示，因而小粒子熔解而變得更小，(c)所示；而大粒子周圍的熔質(zhì)濃度(Cr2’)又大于亞穩(wěn)平衡時(shí)的熔質(zhì)濃度(Cr1’)，因而發(fā)生沉淀，使大粒子長大，(c)所示。10． 存在由于均勻切變引起的形狀改變，使晶體發(fā)生外形變化。 由于相變過程無擴(kuò)散，新相與母相的化學(xué)成分相同。 母相與新相之間有一定的晶體學(xué)位向關(guān)系。 相界面移動(dòng)速度極快，可接近聲速。WC＝。但碳原子向位錯(cuò)線附近偏聚傾向增大。WC＝，低于100℃回火時(shí)，碳原子形成富碳區(qū)；100~200℃回火時(shí)，析出大量細(xì)小碳化物，因此，硬度稍有提高；200～300℃回火時(shí)，殘留奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗瘃R氏體(或貝氏體)使硬度升高，但同時(shí)，馬氏體的硬度降低，因此，總體上硬度變化不大；高于300℃回火時(shí)，碳化物繼續(xù)析出，隨后便是碳化物長大及球化，而α相發(fā)生回復(fù)、再結(jié)晶，使硬度降低，韌性增高。從增強(qiáng)體在結(jié)構(gòu)復(fù)合材料中主要承擔(dān)載荷角度看，通常要求增強(qiáng)體具有高強(qiáng)度和高模量，增強(qiáng)體的體積分?jǐn)?shù)，與基體的結(jié)合性能對(duì)復(fù)合材料的性能起著很大的影響。粒子增強(qiáng)：在基體中加入直徑為1～50mm的硬質(zhì)顆粒，粒子可承擔(dān)部分載荷。纖維增強(qiáng)：①連續(xù)纖維增強(qiáng)可用混合定則來解釋，載荷和模量主要由纖維起作用。4. (1)從復(fù)合材料結(jié)構(gòu)單元和尺度上講，把增強(qiáng)顆粒尺度為1～50mm的叫顆粒增強(qiáng)復(fù)合材料，而把亞微米至納米級(jí)叫精細(xì)復(fù)合材料，其強(qiáng)化原理各不相同。(3)復(fù)合材料試樣越大，含缺陷概率越高，強(qiáng)度越低。LC對(duì)應(yīng)與纖維中最大應(yīng)力(σf)max等于纖維斷裂應(yīng)力σfu。(2)(4) 沒有影響。但是線性關(guān)系具有可加性，整體的平均模量還等于具有相同體積分?jǐn)?shù)均勻排列的復(fù)合材料的彈性模量，亦即沒有影響。 降低界面殘余應(yīng)力，基體改性，纖維表面改性，選擇合理的復(fù)合工藝和條件等。 將會(huì)斷裂成一段一段的短纖維，其長度為Lc或2Lc，根據(jù)剪滯理論分析，短纖維長度為Lc時(shí)，纖維中正應(yīng)力最大值可達(dá)到纖維斷裂應(yīng)力。＝甲frf+尹nl和纖維體積百分?jǐn)?shù)成線性變化。如形成功能復(fù)合材料，應(yīng)該利用有利的復(fù)合效應(yīng)，例如協(xié)同效應(yīng)。(3)無論施加多么大的載荷，纖維也不會(huì)斷裂。纖維體積分?jǐn)?shù)小于臨界體積分?jǐn)?shù)時(shí)，復(fù)合材料強(qiáng)度小于基體強(qiáng)度，起不到增強(qiáng)作用。纖維增強(qiáng)的復(fù)合材料的性能不僅與纖維的長度有關(guān)，與纖維的長徑比l/d也有關(guān)，還與復(fù)合材料板的厚度有關(guān)。②短纖維和晶須增強(qiáng)復(fù)合材料中纖維長度應(yīng)大于臨界長度，或長徑比應(yīng)大于臨界值。微粒以機(jī)械約束的方式限制基體變形。界面能起到協(xié)調(diào)基體和增強(qiáng)體變形的作用，通過界面可將基體的應(yīng)力傳遞到增強(qiáng)體上，基體和增強(qiáng)體通過界面發(fā)生結(jié)合，但結(jié)合力的大小要適當(dāng)，既不能過大，也不能太小，結(jié)合力過大會(huì)使復(fù)合材料韌性下降，結(jié)合力過小，起不到傳遞應(yīng)力的作用，容易在界面處開裂?；w是能起到類似隔膜的作用，將增強(qiáng)體分隔開來，當(dāng)有的增強(qiáng)體發(fā)生損傷和斷裂時(shí)，裂紋不致從一個(gè)增強(qiáng)體傳播到另一個(gè)增強(qiáng)體。相的回復(fù)、再結(jié)晶。WC＝，其馬氏體成分為WC＝，形態(tài)為針狀，精細(xì)結(jié)構(gòu)為孿晶。9．由粒子大小對(duì)固熔度的影響可知，小粒子的固熔度較大，因而在。調(diào)幅分解與形核、。由于沉淀物的性質(zhì)、大小、形狀及在顯微組織中的分布不同，合金的性能可以有很大的變化。由于在z軸方向錯(cuò)配量太大，所以只能與基體保持局部共格。θ過渡相呈圓片狀，其厚度為2 nm，直徑為30～40 nm，在母相的｛100｝面上形成。 胞狀析出物長大時(shí)，熔質(zhì)原子的分配是通過其在析出相與母相之間的界面擴(kuò)散來實(shí)現(xiàn)的，擴(kuò)散距離通常小于1mm?！嗟南噜従ЯＶ恢虚L大。(2)前者擴(kuò)散場(chǎng)延伸到一個(gè)相當(dāng)長的距離，而后者擴(kuò)散距離只是片層間距的數(shù)量級(jí)(一般小于1mm)不連續(xù)脫熔有以下特征：(1)與連續(xù)脫熔相反，當(dāng)脫熔一旦發(fā)生，其周圍一定范圍內(nèi)的固熔體立即由過飽和狀態(tài)變成飽和狀態(tài)，并與母相原始成分形成明顯界面。為了減小表面能，新相往往形成與母相晶格接近，并與母相保持共格的亞穩(wěn)過渡相，以使體系能量降低，有利于相變。 脫溶順序?yàn)椋篢1溫度，α－ θ’－ θ；T2溫度，α－ θ”－ θ’－ θ。4.相比之下，固態(tài)相變的阻力大。應(yīng)變能Ee產(chǎn)生的原因是，在母相中產(chǎn)生新相時(shí)，由于兩者的比體積不同，會(huì)引起體積應(yīng)變，這種體積應(yīng)變通常是通過新相與母相的彈性應(yīng)變來調(diào)節(jié)，結(jié)果產(chǎn)生體積應(yīng)變能。 不對(duì)。(12)(11)晶粒正常長大，是在界面曲率作用下發(fā)生的均勻長大；反常長大才是大晶粒吞食小晶粒的不均勻長大。 不對(duì)。(7)因此，它可以在一個(gè)較寬的溫度范圍內(nèi)變化。如果在臨界變形度下變形的金屬，再結(jié)晶退火后，晶粒反而粗化。 不對(duì)。(2)(α為接觸角)；若選擇合適的φ和r，使R盡可能小，即晶粒不再長大。對(duì)已出現(xiàn)帶狀組織的材料，在單相區(qū)加熱、正火處理，則可予以消除或改善。 前者采用去應(yīng)力退火(低溫退火)；后者采用再結(jié)晶退火(高溫退火)。9.溫度越高，晶界移動(dòng)的激活能就越低，晶界平均遷移率就越高，晶粒長大速率就越快，在相同保溫時(shí)間下，退火后的晶粒越粗大，這與前段的分析并不矛盾。故圖中曲線中再結(jié)晶終了的晶粒尺寸與退火溫度關(guān)系不大。(2)變形越大，冷變形儲(chǔ)存能越高，越容易再結(jié)晶。 (1)。這與雜質(zhì)吸附在位錯(cuò)中組成柯氏氣團(tuán)阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)相似，影響了晶界的活動(dòng)性晶粒長大前后總的界面能差，而界面移動(dòng)的驅(qū)動(dòng)力是界面曲率5. 冷變形金屬加熱時(shí)晶體缺陷的行為缺陷表現(xiàn)、物理變化晶體缺陷的行為缺陷運(yùn)動(dòng)驅(qū)動(dòng)力 能。3. 測(cè)定G：將(1)中淬火后的一組試樣進(jìn)行金相觀察，量每個(gè)試樣(代表不同保溫時(shí)間)中最大晶核的線尺寸D，作D—t圖，在D—t曲線上每點(diǎn)的斜率便為了溫度下保溫不同時(shí)間時(shí)的長大線速度G。 測(cè)定N：把一批經(jīng)大變形量變形后的試樣加熱到一定溫度(丁)后保溫，每隔一定時(shí)間t，取出一個(gè)試樣淬火，把做成的金相樣品在顯微鏡下觀察，數(shù)得再結(jié)晶核心的個(gè)數(shù)N，得到一組數(shù)據(jù)(數(shù)個(gè))后作N—t圖，在N—t曲線上每點(diǎn)的斜率便為此材料在溫度丁下保溫不同時(shí)間時(shí)的再結(jié)晶形核率N。 可用金相法求再結(jié)晶形核率N和長大線速度G。1.19．把已冷拉高聚物的試樣加熱到Tg以上，形變基本上全能回復(fù)。在這一段變形過程中應(yīng)力幾乎不變。這是因?yàn)樵诶鞎r(shí)當(dāng)裂紋一達(dá)到臨界尺寸就失穩(wěn)擴(kuò)展而斷裂；而壓縮時(shí)裂紋或者閉合或者呈穩(wěn)態(tài)地緩慢擴(kuò)展，并轉(zhuǎn)向平行于壓縮軸。在冷卻或熱循環(huán)時(shí)由熱應(yīng)力產(chǎn)生了顯微裂紋，由于腐蝕所造成的表面裂紋，使得陶瓷晶體與金屬不同，具有先天性微裂紋。方