3.如何解释等温与绝对零度下电子平均动能十分相近的原因。
4.举出两个由长程扩散控制长大的实例。
5.为何过饱和固溶体适当固溶处理后强度比室温平衡组织高？
6.（1）已知Zn在Cu中扩散时，D=2.1x10(-5)m2/s,Q=1.71x10(5)J/mol 求820℃时在中的扩散系数
（2）讨论影响金属材料扩散的因素。
7.冷加工金属加热时发生回复过程中位错组态有哪些变化？
8.Al-Cu相图可简化为Tm=660℃，共晶温度TE=546℃,Cu在Al中最大溶解度C(Cu)=5.65%，
共晶成分CE=33%，液固相线为直线，若液相中Cu扩散系数D2=3x10(-9)m2/s，金在无对流条件下凝固，界面为平面，推移速度5um/s，那么C(Cu)=5%的Al-Cu合金在平衡稳压下凝固时临界温度是到少？溶质溶解的特征距离多大？为保持平
面界面，液相温度梯度应多大？
答案提示：2.由晶面指数列等式
 3.课本55页
 4.a-Fe----r—Fe,    Al合金中第二相析出
5.共格亚稳相产生应变
 8.提示：成分过冷判据（课本）
 ko=5.65/33=0.17
 Ml=(660-546)/33%(液相线斜率)
Ti=660℃+(546-660)/33%x0.15/0.17
08年‘材料科学基础“部分真题

一：名词
晶体，相，间隙相，晶带，反应扩散，记忆形变效应，热加工
二：简答
1.相律；2.形核充分和必要条件；3.........4.。。。。。。。。。。。。。
三：答问
1.位错反应（111）【1—10】的平位错，纯刃错和纯螺位错
2.证明：D=a*aP***则D=a*aF
3.已知三元结构平面图，画出立体图
4.块型转变特征，结晶过程
5..................
6.珠光体的组织变化及纵向生长情况
7.单晶体在拉伸作用下的旋转情况
09年材料科学基础
一，    名词解释 晶带 schmid因子 层错 过冷度  伪共析转变 非均匀行核30分
二， Fcc晶体晶胞内1画出一个滑移面4分；2画出该面上的所有滑移方向8分；3计算面间距4分；4计算面密度4分
三， 析出硬化型合金能否在一定温度下淬火软化，为什么？什么合金易产生时效？泠变形对过饱和固溶体的时效影响。（表述有点出入，大体相同）15分
四， 晶界对多晶体塑性变形的作用及原理15分
五， 什么是强度？合金的强化方式有哪些10分
六， 分析脱溶析出和调幅分解的主要区别15分
七， 三元共晶相图，分析o点结晶15分（只画了一个三角形，然后随便画了一点）
八， Ti-Ni相图，分析恒温转变类型。Ti-30%Ni合金结晶路线，计算平衡相成分。30分
09复试 《特种陶瓷工艺学》
一名词解释 5×5分压电陶瓷
PTC热敏陶瓷 电绝缘陶瓷
反应烧结碳化硅 βAl2O3
二干压成型与等静压成型的优缺点10分
三什么是重烧结氮化硅?性能如何?10分
四均匀沉淀的原理?10分
五什么是烧结?驱动力?15分
六添加剂促进致密化的机理25分
七论述二氧化锆的增韧机制25分
09年金属材料学复试题
1合金元素中奥氏体形成元素,铁素体形成元素,提高工程结构钢耐大气腐蚀性能的元素(各写出四个)
2工程结构钢的强化方法
3间隙固溶体和间隙相的异同
4什么是调质钢,组织是什么和机械性能如何
5两种细化奥氏体晶粒方法
6合金钢中提高萃透性元素
7高速钢二次硬化的原因
8低合金钢高温回火脆性的原因及防止和减轻方法
9奥氏体不锈钢晶间腐蚀的原因及改善措施
10 16MnNb和1Cr18Ni9Ti各代表什么及各元素的作用
11铝合金的时效强化四个阶段
12铝合金的强化方式
13钛合金根据成分和组织特点分类
14钛合金中主要元素的分类
08年金属材料学试题.
一.填空.
1形成强，中，弱碳（氮）的合金元素
2耐大气腐蚀的合金元素
3铸铁的分类
4不锈钢,耐热钢,耐蚀钢.(参考《金属学与热处理》机械工业出版社 钢的牌号)

二.名词解释
1、相间沉淀：合金元素钒在钢中的有利作用主要是以其碳,氧化物形式存在于基体和晶界上,起到沉淀强化和抑制晶粒长大的作用.钒在铁素体中的溶解度比在奥氏体中的溶解度小的很多,随着相变的进行,在一定的热力学和动力学条件下,钒的碳,氮化物在相界析出,通过在两相区加速冷却,可以细化晶粒,控制其碳,氮化物的析出,其沉淀物的大小和分布,决定了其沉淀强化的效果.

2、晶间腐蚀：晶间腐蚀是一种常见的局部腐蚀。腐蚀沿着金属或合金的晶粒边界或它的邻近区域发展，晶粒本身腐蚀很轻微，这种腐蚀便称为晶间腐蚀。

3、高温回火脆性：在回火过程中随着回火温度的升高，塑性不断增加，而冲击韧性却不是呈直线上升的，在低温250-400度回火和高温450-650度范围内回火时，韧性会出现下降现象，这就是回火脆性。前者称为低温回火脆性，后者称为高温回火脆性。低温回火脆性又称为不可逆回火脆性或第一类回火脆性。碳钢与合金钢均会出现这种回火脆性，可能与低温回火时在晶界或亚晶界上析出连续碳化物薄片有关，对于低温回火脆性，只有避免在该脆性温度范围内回火才能防止。
合金钢在450-650度范围内回火时可能产生高温回火脆性，高温回火脆性可以用更高温度回火+快冷的办法消除。
4、475℃脆性：Fe-Cr合金在400～550℃环境中长期加热时,会产生一种特殊的脆性,硬度显著提高,冲击韧性严重下降。此情况称为475℃脆性，可用加入稀土元素的方法解决。
三.大题:
1、沉淀强化
    位错和第二相交互作用形成第二相强化。对于一般合金来说第二相强化往往比固溶强化效果更为显著。根据获得第二相的工艺不同，按习惯将各种第二相强化分别称呼。其中通过相变热处理获得的称为沉淀强化；而把通过粉末烧结获得的，称为弥散强化。有时也不加区分地混称为分散强化或颗粒强化。[4] 如果要单独对析出强化给出一个定义。析出强化是指金属在过饱和固溶体中溶质原子产生偏聚和（或）由之脱溶出微粒弥散分布于基体中而产生的一种强化。
    析出强化在微合金钢等金属材料的生产中有相当重要的作用。微合金钢生产中，只加入微量的合金元素，只能形成碳、氮化物，主要通过细晶强化和析出强化来进行强化。微合金化钢的特点之一就是利用碳、氮化物的溶解—析出行为。微合金钢的基体内分布的碳、氮化物，还有金属间化合物、亚稳中间相等第二相质点的析出在间界、运动位错之间产生的相互作用，导致钢的流变应力和屈服强度的提高。这就是微合金钢的析出强化。
    就位错与第二相的交互作用而言，一般将第二相分为变形的和不变形的两大类，其强化机制不同。 
对于多数的析出强化合金，在经过固溶处理及时效后，在其早期阶段，析出相的尺寸小，与基体保持共格，这时的析出相是可以变形的，位错可以切过析出相。当析出相有一定尺寸的时候，就属于不可变形的，运动位错接近它们时，只能绕过它们。像钢中的碳化物、氮化物一般都是不可变形的。
对于可变形的析出相，其强化效果主要决定于析出相的本性，由于强化来源的不同，可以有不同的机制。对于不变形的析出相，其强化效果主要决定于第二相尺寸或相间的平均距离。析出相对位错的障碍力集中施加在位错的钉扎点上。
可变形第二相的切过机制下，位错穿越质点，能够造成共格应变以及对层错、有序化以及弹性模量等产生种种影响。例如析出强化合金在经过固溶处理和时效后，析出相与基体保持共格，因而能够产生共格应变能。这种共格应变能是由析出相与基体原子的错配度引起的。当位错在析出相的共格内应力场中运动时，因弹**互作用产生强化。

一般说来，析出强化产生的强化作用在析出的第二相是尺寸细小、数量较多而且分布均匀的情况下，可以使材料获得最大的强化效果。比如在Nb、V、Ti三种微合金元素中，Nb、 V和Ti的微细析出相才能起这种作用，所以钢的热机械处理（或控轧控冷）要力图实现细小的析出，然而0.003～0.1mm颗粒度的析出也都能产生一定的效果。
2、固溶强化  
一般来说，无论置换固溶体还是间隙固溶体，固溶体的硬度、强度总是比组成它的纯金属要高，并且随着溶质原子浓度的增加，溶质原子和溶剂原子尺寸差别的增大（置换固溶体情况下），强化的效果加大。比如，低碳钢在常温状态属于体心立方晶格结构的材料，较小原子半径的元素如C、N，通常以间隙的形式固溶在铁的晶格之中，多数合金元素的原子如Nb、V、Ti、Mo、Al等等都置换晶格某个铁原子的位置的形式。固溶造成晶格的畸变，使钢的屈服强度提高。这种由于溶质原子的固溶而引起的强化效应，即称为“固溶强化”。[2]  
就固溶强化的微观机理而言，固溶强化是由于溶质原子和位错的交互作用的结果。溶质原子和位错的交互作用就其性质而言，可以是弹性的、化学的、电性的和几何的等几种类型。溶质原子可以偏聚到位错周围形成各种气团，也可以是均匀不规则地分布在基体中，这两种情况都可以使金属材料的基体造成强化。[3]  
在几种性质类型的交互作用中，溶质原子和位错的弹**互作用最为重要。  
晶体中的溶质原子是点缺陷的一种，会引起其周围发生弹性畸变。
3、铝合金时效强化四个阶段（参考《金属学与热处理》）
在时效热处理过程中，该合金组织有以下四个阶段：
补充：时效强化：过饱和固溶体在室温放置或加热到某一温度保温，随着时间延长，其强度、硬度升高，塑性、韧性下降的现象
(1) 形成溶质原子偏聚区－G•P（Ⅰ）区

在新淬火状态的过饱和固溶体中，铜原子在铝晶格中的分布是任意的、无序的。时效初
期，即时效温度低或时效时间短时，铜原子在铝基体上的某些晶面上聚集，形成溶质原子偏
聚区，称G•P（Ⅰ）区。G•P（Ⅰ）区与基体α保持共格关系，这些聚合体构成了提高抗
变形的共格应变区，故使合金的强度、硬度升高。

(2)G•P 区有序化－形成G•P（Ⅱ）区
随着时效温度升高或时效时间延长，铜原子继续偏聚并发生有序化，即形成G•P（Ⅱ）
区。它与基体α仍保持共格关系，但尺寸较G•P（Ⅰ）区大。它可视为中间过渡相，常用θ”
表示。它比G•P（Ⅰ）区周围的畸变更大，对位错运动的阻碍进一步增大，因此时效强化作
用更大，θ”相析出阶段为合金达到最大强化的阶段。 (3)形成过渡相θ′
随着时效过程的进一步发展，铜原子在G•P（Ⅱ）区继续偏聚，当铜原子与铝原子比为
1：2 时，形成过渡相θ′。由于θ′的点阵常数发生较大的变化，故当其形成时与基体共格
关系开始破坏，即由完全共格变为局部共格，因此θ′相周围基体的共格畸变减弱，对位错
运动的阻碍作用亦减小，表现在合金性能上硬度开始下降。由此可见，共格畸变的存在是造
成合金时效强化的重要因素。
(4)形成稳定的θ相
过渡相从铝基固溶体中完全脱溶，形成与基体有明显界面的独立的稳定相Al2Cu，称为
θ相此时θ相与基体的共格关系完全破坏，并有自己独立的晶格，其畸变也随之消失，并随
时效温度的提高或时间的延长，θ相的质点聚集长大，合金的强度、硬度进一步下降，合金
就软化并称为“过时效”。θ相聚集长大而变得粗大。
4、工程结构钢的焊接性（参考《金属材料学》冶金工业出版社）

08年东大材料学复试题（特种陶瓷工艺学）
一，    简答
1，画出PTC及NTC典型的阻温曲线
2，简述两种制备特种陶瓷粉体的方法及原理
3，什么事重结晶Si3N4陶瓷，性能有何特点
4，分别写出注浆成型和干压成型坯体的优缺点
5，简述溶胶-凝胶法制备粉体的原理
6，写出Al2O3透明陶瓷的制造工艺过程
二，简述Zr2O3增韧陶瓷的机理
三，简述BaTiO3系压电陶瓷产生压电效应的机理