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1． 有關(guān)晶面及晶向附圖2.1所示。 2． 見附圖2.2所示。 3． {100}＝(100)十(010)+(001)，共3個(gè)等價(jià)面。 {110}＝(110)十()+(101)+()+(011)+()，共6個(gè)等價(jià)面。 {111}＝(111)+()+()+()，共4個(gè)等價(jià)面。 共12個(gè)等價(jià)面。 4． 單位晶胞的體積為VCu＝0.14 nm3(或1.410-28m3) 5． (1)0.088 nm；(2)0.100 nm。 6． Cu原子的線密度為2.77106個(gè)原子/mm。 Fe原子的線密度為3.50106個(gè)原子/mm。 7． 1.6ll013個(gè)原子/mm2；1.14X1013個(gè)原子/mm2；1.861013個(gè)原子/mm2。 8． (1) 5.291028個(gè)矽原子/m3； (2) 0.33。 9． 9. 0.410-18/個(gè)原子。 10． 1.061014倍。 11． (1) 這種看法不正確。在位錯(cuò)環(huán)運(yùn)動移出晶體后，滑移面上、下兩部分晶體相對移動的距離是由其柏氏矢量決定的。位錯(cuò)環(huán)的柏氏矢量為b，故其相對滑移了一個(gè)b的距離。 (2) AB為右螺型位錯(cuò)，CD為左螺型位錯(cuò)；BC為正刃型位錯(cuò)，DA為負(fù)刃型位錯(cuò)。位錯(cuò)運(yùn)動移出晶體后滑移方向及滑移量如附圖2.3所示。 12． (1)應(yīng)沿滑移面上、下兩部分晶體施加一切應(yīng)力τ0，的方向應(yīng)與de位錯(cuò)線平行。 (2)在上述切應(yīng)力作用下，位錯(cuò)線de將向左(或右)移動，即沿著與位錯(cuò)線de垂直的方向(且在滑移面上)移動。在位錯(cuò)線沿滑移面旋轉(zhuǎn)360后，在晶體表面沿柏氏矢量方向產(chǎn)生寬度為一個(gè)b的臺階。 13． (1)，其大小為，其方向見附圖2.4所示。 (2) 位錯(cuò)線方向及指數(shù)如附圖2.4所示。 14． (1) 能。幾何條件：∑b前＝∑b后＝；能量條件：∑b前2＝>∑b后2＝ (2) 不能。能量條件：∑b前2＝∑b后2，兩邊能量相等。 (3) 不能。幾何條件：∑b前＝a/b[557]，∑b后＝a/b[111]，不能滿足。 (4) 不能。能量條件：∑b前2＝a2 < ∑b后2＝，即反應(yīng)后能量升高。 15． (1) 能夠進(jìn)行。因?yàn)榧葷M足幾何條件：∑b前＝∑b后＝，又滿足能量條件：∑b前2＝>∑b后2＝ (2) b合＝；該位錯(cuò)為弗蘭克不全位錯(cuò)。 16． (1)假設(shè)晶體中位錯(cuò)線互相纏結(jié)、互相釘扎，則可能存在的位錯(cuò)源數(shù)目個(gè)／Cm3。 (2) τNi＝1.95107 Pa。 17． 當(dāng)θ＝1，D＝14 nm；θ＝10，D＝1.4 nm時(shí)，即位錯(cuò)之間僅有5～6個(gè)原子間距，此時(shí)位錯(cuò)密度太大，說明當(dāng)θ角較大時(shí)，該模型已不適用。 18． 畸變能是原來的0.75倍 (說明形成亞晶界后，位錯(cuò)能量降低)。 19． 設(shè)小角度晶界的結(jié)構(gòu)由刃型位錯(cuò)排列而成，位錯(cuò)間距為D。晶界的能量γ由位錯(cuò)的能量E構(gòu)成，設(shè)l為位錯(cuò)線的長度，由附圖2.5可知， 由位錯(cuò)的能量計(jì)算可知， 取R＝D (超過D的地方，應(yīng)力場相互抵消)，r0＝b和θ＝b/D代入上式可得： 式中 20． (1)晶體點(diǎn)陣也稱晶體結(jié)構(gòu)，是指原子的具體排列；而空間點(diǎn)陣則是忽略了原子的體積，而把它們抽象為純幾何點(diǎn)。 (2) 密排六方結(jié)構(gòu)。 (3) 原子半徑發(fā)生收縮。這是因?yàn)樵右M量保持自己所占的體積不變或少變 [原子所占體積VA＝原子的體積(4/3πr3+間隙體積]，當(dāng)晶體結(jié)構(gòu)的配位數(shù)減小時(shí)，即發(fā)生間隙體積的增加，若要維持上述方程的平衡，則原子半徑必然發(fā)生收縮。 (4) 不能。因?yàn)槲诲e(cuò)環(huán)是通過環(huán)內(nèi)晶體發(fā)生滑移、環(huán)外晶體不滑移才能形成。 (5) 外力在滑移面的滑移方向上的分切應(yīng)力。 (6) 始終是柏氏矢量方向。 (7) 位錯(cuò)的交割。 (8) 共格界面。 (9) 否，扭轉(zhuǎn)晶界就由交叉的同號螺型位錯(cuò)構(gòu)成。 1． 其比較如附表2.1所示。 附表2.1 間隙固溶體與間隙化合物的比較 類 別 間隙固熔體 間隙化合物 相 同 點(diǎn) 一般都是由過渡族金屬與原子半徑較小的C，N，H，O，B等非金屬元素所組成 不同點(diǎn) 晶體結(jié)構(gòu) 屬于固熔體相，保持熔劑的晶格類型 屬于金屬化合物相，形成不同于其組元的新點(diǎn)陣 表達(dá)式 用α、β、γ等表示 用化學(xué)分子式MX，M2X等表示 機(jī)械性能 強(qiáng)度、硬度較低，塑性、韌性好 高硬度、高熔點(diǎn)，甥性、韌性差 2． 有序固熔體，其中各組元原子分別占據(jù)各自的布拉菲點(diǎn)陣——稱為分點(diǎn)陣，整個(gè)固熔體就是由各組元的分點(diǎn)陣組成的復(fù)雜點(diǎn)陣，也叫超點(diǎn)陣或超結(jié)構(gòu)。 這種排列和原子之間的結(jié)合能(鍵)有關(guān)。結(jié)合能愈大，原子愈不容易結(jié)合。如果異類原子間結(jié)合能小于同類原子間結(jié)合能，即EAB < (EAA十EBB)/2，則熔質(zhì)原子呈部分有序或完全有序排列。 有序化的推動力是混合能參量(εm＝εAB－1/2(EAA+EBB))εm < 0，而有序化的阻力則是組態(tài)熵；升溫使后者對于自由能的貢獻(xiàn)(-TS)增加，達(dá)到某個(gè)臨界溫度以后，則紊亂無序的固熔體更為穩(wěn)定，有序固熔體消失，而變成無序固熔體。 3． 在原子尺寸因素相近的情況下，上述元素在Ag中的固熔度(摩爾分?jǐn)?shù))受原子價(jià)因素的影響，即價(jià)電子濃度e/a是決定固熔度(摩爾分?jǐn)?shù))的一個(gè)重要因素。它們的原子價(jià)分別為2，3，4，5價(jià)，Ag為1價(jià)，相應(yīng)的極限固熔度時(shí)的電子濃度可用公式c＝ZA(1一xB)＋ZBxB 計(jì)算。式中，ZA，ZB分別為A，B組元的價(jià)電子數(shù)；xB為B組元的摩爾分?jǐn)?shù)。上述元素在固溶度(摩爾分?jǐn)?shù))極限時(shí)的電子濃度分別為1.43，1.42，1.39，1.31。 4． Α-Fe為體心立方點(diǎn)陣，致密度雖然較小，但是它的間隙數(shù)目多且分散，因而間隙半徑很小：r四=0.291，R＝0.0361nm；r八＝0.154，R＝0.0191nm。 H，N，C，B等元素熔人。α-Fe中形成間隙固熔體，由于尺寸因素相差很大，所以固熔度(摩爾分?jǐn)?shù))都很小。例如N在α-Fe中的固熔度(摩爾分?jǐn)?shù))在590℃時(shí)達(dá)到最大值，約為WN＝0.1/l0-2，在室溫時(shí)降至WN＝0.001/l0-2；C在α-Fe中的固溶度(摩爾分?jǐn)?shù))在727℃時(shí)達(dá)最大值，僅為WC＝0.02l8/10-2，在室溫時(shí)降至WC＝0.006/10-2。所以，可以認(rèn)為碳原子在室溫幾乎不熔于α-Fe中，微量碳原子僅偏聚在位錯(cuò)等晶體缺陷附近。假若碳原子熔入。α-Fe中時(shí)，它的位置多在α-Fe的八面體間隙中心，因?yàn)?。?Fe中的八面體間隙是不對稱的，形為扁八面體，[100]方向上間隙半徑r＝0.154R，而在[110]方向上，r＝0.633R，當(dāng)碳原子熔入時(shí)只引起一個(gè)方向上的點(diǎn)陣畸變。硼原子較大，熔人間隙更為困難，有時(shí)部分硼原子以置換方式熔人。氫在α-Fe中的固熔度(摩爾分?jǐn)?shù))也很小，且隨溫度下降時(shí)迅速降低。 以上元素在γ-Fe。中的固熔度(摩爾分?jǐn)?shù))較大一些。這是因?yàn)棣?Fe具有面心立方點(diǎn)陣，原子堆積致密，間隙數(shù)目少，故間隙半徑較大：rA＝0.414，R＝0.0522nm；r四＝0.225，R＝0.0284 nm。故上述原子熔入時(shí)均處在八面體間隙的中心。如碳在γ-Fe中最大固熔度(質(zhì)量分?jǐn)?shù))為WC＝2.1l/10-2；氮在γ-Fe中的最大固熔度(質(zhì)量分?jǐn)?shù))約為WN＝2.8/10-2。 5． 密度ρ＝5.97 g／cm3。 6． 兩離子的中心距離為0.234 nm。 7． 碳原子占據(jù)10.2％的八面體間隙位置；氮原子占據(jù)12.5％的八面體間隙位置。 8． 這是因?yàn)樾纬晒倘垠w時(shí)，熔質(zhì)原子的熔入會使熔劑結(jié)構(gòu)產(chǎn)生點(diǎn)陣畸變，從而使體系能量升高。熔質(zhì)與熔劑原子尺寸相差越大，點(diǎn)陣畸變的程度也越大，則畸變能越高，結(jié)構(gòu)的穩(wěn)定性越低，熔解度越小。一般來說，間隙固熔體中熔質(zhì)原子引起的點(diǎn)陣畸變較大，故不能無限互溶，只能有限熔解。 9． 9 (1)0.278 nm；(2)0.393 nm(3)0.482 nm；(4)0.622 nm；(5)0.393 nm。 10． (1)WLi+＝16/10-2，WMg2+＝24/1020，WF-＝44/10-2，WO2—＝16/10-2 (2)該固熔體的密度ρ＝2.9 g／cm3。 11． 故理論強(qiáng)度介于之間，即4900～7000 MPa 12． 模子的尺寸l＝15.0 mm。 13． 故可能是丙酮。 14． 畫出丁醇(C4H9OH)的4種可能的異構(gòu)體如下： 15． (1)單體質(zhì)量為12X2+1X2+35.5X2＝97 g／mol；(2)聚合度為 n＝60000/97＝620。 16． (1)均方根據(jù)長度4.65 nm；(2)分子質(zhì)量m＝7125 g。 17． 理論上的最大應(yīng)變?yōu)?380％。 18． 單體的摩爾分?jǐn)?shù)為:X苯烯＝20/10-2，X丁二烯＝40/10-2，X丙烯晴＝40/10-2 19． （1）和（2）如下： (3)每摩爾的水(0.6X1024)形成時(shí)，需要消去0.6X1024的C—O及N—H鍵，同時(shí)形成0．6X1024的C—N及H—O鍵。 凈能量變化為-15 kJ／mol。 20． 硅酸鹽結(jié)構(gòu)的基本特點(diǎn)： (1)硅酸鹽的基本結(jié)構(gòu)單元是[Si04]四面體，硅原子位于氧原子四面體的間隙中。硅—氧之間的結(jié)合鍵不僅是純離子鍵，還有相當(dāng)?shù)墓矁r(jià)鍵成分。 (2)每一個(gè)氧最多只能被兩個(gè)[Si04]四面體所共有。 (3)[Si04]四面體可以是互相孤立地在結(jié)構(gòu)中存在，也可以通過共頂點(diǎn)互相連接。 (4)Si—O--Si的結(jié)合鍵形成一折線。 硅酸鹽分成下列幾類： (1)含有有限硅氧團(tuán)的硅酸鹽； (2)鏈狀硅酸鹽； (3)層狀硅酸鹽； (4)骨架狀硅酸鹽。 21． 因?yàn)榇蠖鄶?shù)陶瓷主要由晶相和玻璃相組成，這兩種相的熱膨脹系數(shù)相差較大，由高溫很快冷卻時(shí)，每種相的收縮不同，所造成的內(nèi)應(yīng)力足以使陶瓷器件開裂或破碎。 22． 陶瓷材料中主要的結(jié)合鍵是離子鍵及共價(jià)鍵。由于離子鍵及共價(jià)鍵很強(qiáng)，故陶瓷的抗壓強(qiáng)度很高，硬度極高。因?yàn)樵右噪x子鍵和共價(jià)鍵結(jié)合時(shí)，外層電子處于穩(wěn)定的結(jié)構(gòu)狀態(tài)，不能自由運(yùn)動，故陶瓷材料的熔點(diǎn)很高，抗氧化性好，耐高溫，化學(xué)穩(wěn)定性高。 1． 分析結(jié)晶相變時(shí)系統(tǒng)自由能的變化可知，結(jié)晶的熱力學(xué)條件為?G<0；由單位體積自由能的變化可知，只有?T>0，才有?GB<0。即只有過冷，才能使?G<0。 動力學(xué)條件為液—固界面前沿液體的溫度T1010℃／s)才能獲得玻璃態(tài)。為了在較低的冷速下獲得金屬玻璃，就應(yīng)增加液態(tài)的穩(wěn)定性，使其能在較寬的溫度范圍存在。實(shí)驗(yàn)證明，當(dāng)液相線很陡從而有較低共晶溫度時(shí)，就能增加液態(tài)的穩(wěn)定性，故選用這樣的二元系(如Fe—B，F(xiàn)e—C，h—P，F(xiàn)e—Si等)。為了改善性能，可以加入一些其他元 素(如Ni，Mo，Cr，Co等)。這類金屬玻璃可以在10’一10‘℃／s的冷速下獲得。 9． 實(shí)際結(jié)晶溫度與理論結(jié)晶溫度之間的溫度差，稱為過冷度(?T＝Tm一Tn)。它是相變熱力學(xué)條件所要求的，只有AT>0時(shí)，才能造成固相的自由能低于液相自由能的條件，液、固相間的自由能差便是結(jié)晶的驅(qū)動力。 過冷液體中，能夠形成等于臨界晶核半徑的晶胚時(shí)的過冷度，稱為臨界過冷度(?T*)。顯然，當(dāng)實(shí)際過冷度?T?T*時(shí)，才能均勻形核。所以，臨界過冷度是形核時(shí)所要求的。 晶核長大時(shí)，要求液—固界面前沿液體中有一定的過冷，才能滿足(dN／dt)F>(dN／dt)M，這種過冷稱為動態(tài)過冷度(?Tk＝Tm一Ti)，它是晶體長大的必要條件。 10． 純金屬生長形態(tài)是指晶體宏觀長大時(shí)界面的形貌。界面形貌取決于界面前沿液體中的溫度分布。 (1) 平面狀長大：當(dāng)液體具有正溫度梯度時(shí)，晶體以平直界面方式推移長大。此時(shí)，界面上任何偶然的、小的凸起伸入液體時(shí)，都會使其過冷度減小，長大速率降低或停止長大，而被周圍部分趕上，因而能保持平直界面的推移。長大中晶體沿平行溫度梯度的方向生長，或沿散熱的反方向生長，而其他方向的生長則受到抑制。 (2) 樹枝狀長大：當(dāng)液體具有負(fù)溫度梯度時(shí)，在界面上若形成偶然的凸起伸入前沿液體時(shí)，由于前方液體有更大的過冷度，有利于晶體長大和凝固潛熱的散失，從而形成枝晶的一次軸。一個(gè)枝晶的形成，其潛熱使鄰近液體溫度升高，過冷度降低，因此，類似的枝晶只在相鄰一定間距的界面上形成，相互平行分布。在一次枝晶處的溫度比枝晶間溫度要高，如附圖2．7(a)中所示的AA斷面上丁A>丁n，這種負(fù)溫度梯度使一次軸上又長出二次軸分枝，如附圖2.7(b)所示。同樣，還會產(chǎn)生多次分枝。枝晶生長的最后階段，由于凝固潛熱放出，使枝晶周圍的液體溫度升高至熔點(diǎn)以上，液體中出現(xiàn)正溫度梯度，此時(shí)晶體長大依靠平界面方式推進(jìn)，直至枝晶間隙全部被填滿為止。 11． 根據(jù)自由能與晶胚半徑的變化關(guān)系，可以知道半徑rrk的晶胚才有可能成核；而r＝rk的晶胚既可能消失，也可能穩(wěn)定長大。因此，半徑為“的晶胚稱為臨界晶核。其物理意義是，過冷液體中涌現(xiàn)出來的短程有序的原子團(tuán)，當(dāng)其尺寸r≥rk時(shí)，這樣的原子團(tuán)便可成為晶核而長大。 臨界晶核半徑rk，其大小與過冷度有關(guān)，則有 12． 晶體長大機(jī)制是指晶體微觀長大方式，它與液—固界面結(jié)構(gòu)有關(guān)。 具有粗糙界面的物質(zhì)，因界面上約有50％的原子位置空著，這些空位都可接受原子，故液體原子可以單個(gè)進(jìn)入空位，與晶體相連接，界面沿其法線方向垂直推移，呈連續(xù)式長大。 具有光滑界面的晶體長大，不是單個(gè)原子的附著，而是以均勻形核的方式，在晶體學(xué)小平面界面上形成一個(gè)原子層厚的二維晶核與原界面間形成臺階，單個(gè)原子可以在臺階上填充，使二維晶核側(cè)向長大，在該層填滿后，則在新的界面上形成新的二維晶核，繼續(xù)填滿，如此反復(fù)進(jìn)行。 若晶體的光滑界面存在有螺型位錯(cuò)的露頭，則該界面成為螺旋面，并形成永不消失的臺階，原子附著到臺階上使晶體長大。 13． 形成單晶體的基本條件是使液體金屬結(jié)晶時(shí)只產(chǎn)生一個(gè)核心(或只有一個(gè)核心能夠長大)并長大成單晶體。 14． (1)……在冷卻曲線上出現(xiàn)的實(shí)際結(jié)晶溫度與熔點(diǎn)之差……液-固界面前沿液態(tài)中的溫度與熔點(diǎn)之差。 (2)……使體系自由能減小…… (3)在過冷液體中，液態(tài)金屬中出現(xiàn)的…… (4)在一定過冷度(>厶了’)下…… (5)……就是體系自由能的減少能夠補(bǔ)償2／3表面自由能…… (6)……不能成核，即便是有足夠的能量起伏提供，還是不能成核。 (7)測定某純金屬均勻形核時(shí)的有效過冷度…… (8)……那么總的形核率N＝N2。 (9)……則結(jié)晶后就可以形成數(shù)萬顆晶粒。 (10)……非均勻形核的形核功最小。 (11)……則只要在工藝上采取對厚處加快冷卻(如加冷鐵)就可以滿足。 (12)……因?yàn)榍罢呤且酝饧淤|(zhì)點(diǎn)為基底，形核功小…… (13)……主要尋找那些熔點(diǎn)高，且…… (14)……若液—固界面呈粗糙型，則其液相原子…… (15)只有在負(fù)溫度梯度條件下，常用純金屬…… (16)……結(jié)晶終了時(shí)的組織形態(tài)不同，前者呈樹枝晶(枝間是水)，后者呈一個(gè)個(gè)(塊狀)晶粒。 (17)……生長過程，但可以通．過實(shí)驗(yàn)方法，如把正在結(jié)晶的金屬剩余液體倒掉，或者整體淬火等進(jìn)行觀察，所以關(guān)于樹枝狀生長形態(tài)不是一種推理。 (18)……其生長形態(tài)不會發(fā)生改變。 (19)……其界面是粗糙型的。 (20)……平直的稱為粗糙界面結(jié)構(gòu)……鋸齒形的稱為平滑界面結(jié)構(gòu)。 (21)……因還與液—固界面的結(jié)構(gòu)有關(guān)，即與該金屬的熔化熵有關(guān)。 (22)……增加，但因金屬的過冷能力小，故不會超過某一極大值…… (23)……動態(tài)過冷度比形核所需要的臨界過冷度小。 1. wMg=0.0456。 2. 。 3. 設(shè)純?nèi)軇┙M元A的熔點(diǎn)為TA，液相線與固相線近似為直線，則離界面距離x處液相線溫度TL為： 但在x處液相的實(shí)際溫度T如附圖2.8所示，應(yīng)為： 因?yàn)槿苜|(zhì)分布而產(chǎn)生的成分過冷為： 令，得： 將（4）代入（3）得： 4. C1合金成分為wMg＝0.873，wNi＝0.127； C2合金成分為wMg＝0.66，wNi＝0.368 5. (1)高溫區(qū)水平線為包晶線，包晶反應(yīng)：Lj+δk→αn 中溫區(qū)水平線為共晶線，共晶反應(yīng)：Ld′→αg+βh (2)各區(qū)域組織組成物如圖4—30中所示。 (3)I合金的冷卻曲線和結(jié)晶過程如附圖2.9所示。 1～2，均勻的液相L。 2～3勻晶轉(zhuǎn)變，L→δ不斷結(jié)晶出δ相。 3～3′，發(fā)生包品反應(yīng)L+δ→α。 3′～4，剩余液相繼續(xù)結(jié)晶為α。 4，凝固完成，全部為α。 4～5，為單一α相，無變化。 5～6，發(fā)生脫溶轉(zhuǎn)變α→βII。室溫下的組織為α+βII。 II合金的冷卻曲線和結(jié)晶過程如附圖2.10所示。 1～2，均勻的液相L。 2～3，結(jié)晶出α初，隨溫度下降α相不斷析出，液相不斷減少。 3～3′，剩余液相發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變L→α+β。 3′～4，α→βII，β→αII，室溫下的組織為。α初+（α+β）共+βII (4)室溫時(shí)，合金I、II組織組成物的相對量可由杠桿定律求得。 合金I： 合金II： 9． 此說法不正確。固體中的宏觀擴(kuò)散流不是單個(gè)原子定向跳動的結(jié)果，擴(kuò)散激活能也不是單個(gè)原子遷：移時(shí)每一次跳動需越過的能壘，固體中原子的跳動具有隨機(jī)性質(zhì)，擴(kuò)散流是固體中擴(kuò)散物質(zhì)質(zhì)點(diǎn)(如原子，離子)隨機(jī)跳動的統(tǒng)計(jì)結(jié)果的宏觀體現(xiàn)，當(dāng)晶體中的擴(kuò)散以空位機(jī)制進(jìn)行時(shí)，晶體中任何一個(gè)原子在兩個(gè)平衡位置之間發(fā)生跳動必須同時(shí)滿足兩個(gè)條件： (2) 該原子具有的能量必須高于某一臨界值?Gf，即原子跳動激活能，以克服阻礙跳動的阻力； (3) 該原子相鄰平衡位置上存在空位。 根據(jù)統(tǒng)計(jì)熱力學(xué)理論，在給定溫度T下，晶體中任一原子的能量高于?Gf 的幾率Pf，即晶體中能量高于?Gf的原子所占原子百分?jǐn)?shù)為 而晶體中的平衡空位濃度Cv，即任一原子平衡位置出現(xiàn)空位的幾率Pv，為 顯然，某一瞬間晶體中原子發(fā)生一次跳動的幾率為 P也等于該瞬間發(fā)生跳動原子所占的原子百分?jǐn)?shù)。其中Q＝?Gf＋?Gv，就是空位擴(kuò)散機(jī)制的擴(kuò)散激活能。 11． 因α-Fe中的最大碳熔解度(質(zhì)量分?jǐn)?shù))只有0.0218％，對于含碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)大于0.0218％的鋼鐵在滲碳時(shí)零件中的碳濃度梯度為零，滲碳無法進(jìn)行，即使是純鐵，在α相區(qū)滲碳時(shí)鐵中濃度梯度很小，在表也不能獲得高含碳層；另外，由于溫度低，擴(kuò)散系數(shù)也很小，滲碳過程極慢，沒有實(shí)際意義。γ-Fe中的碳固溶度高，滲碳時(shí)在表層可獲得較高的碳濃度梯度使?jié)B碳順利進(jìn)行。 12． 原因是。α-Fe中的擴(kuò)散系數(shù)較γ-Fe中的擴(kuò)散系數(shù)高。 13． 轉(zhuǎn)折點(diǎn)向低溫方向移動。 14． 三元系擴(kuò)散層內(nèi)不可能存在三相共存區(qū)，但可以存在兩相共存區(qū)。原因如下：三元系中若出現(xiàn)三相平衡共存，其二相中成分一定且不同相中同一組分的化學(xué)位相等，化學(xué)位梯度為零，擴(kuò)散不可能發(fā)生。三元系在兩相共存時(shí)，由于自由度數(shù)為2，在溫度一定時(shí)，其組成相的成分可以發(fā)生變化，使兩相中相同組元的原子化學(xué)位平衡受到破壞，引起擴(kuò)散。 15． (1) 固體中即使不存在宏觀擴(kuò)散流，但由于原子熱振動的遷移跳躍，擴(kuò)散仍然存在。純物質(zhì)中的自擴(kuò)散即是一個(gè)典型例證。 (2) 原子每次跳動方向是隨機(jī)的。只有當(dāng)系統(tǒng)處于熱平衡狀態(tài)，原子在任一跳動方向上的跳動幾率才是相等的。此時(shí)雖存在原子的遷移(即擴(kuò)散)，但沒有宏觀擴(kuò)散流。如果系統(tǒng)處于非平衡狀態(tài)，系統(tǒng)中必然存在熱力學(xué)勢的梯度(具體可表示為濃度梯度、化學(xué)位梯度、應(yīng)變能梯度等)。原子在熱力學(xué)勢減少的方向上的跳動幾率將大于在熱力學(xué)勢增大方向上的跳動幾率。于是就出現(xiàn)了宏觀擴(kuò)散流。 (3) 晶界上原子排列混亂，與非晶體相類似，其原子堆積密集程度遠(yuǎn)不及晶粒內(nèi)部，因而對原子的約束能力較弱，晶界原子的能量及振動頻率ν明顯高于晶內(nèi)原子。所以晶界處原子具有更高的遷移能力。晶界擴(kuò)散系數(shù)也罷明顯鬲于晶內(nèi)擴(kuò)散系數(shù)。 (4) 事實(shí)上這種情況不可能出現(xiàn)。間隙固熔體的熔質(zhì)原子固熔度十分有限。即使是達(dá)到過飽合狀態(tài)，溶質(zhì)原子數(shù)目要比晶體中的間隙總數(shù)要小幾個(gè)數(shù)量級，因此，在間隙原子周圍的間隙位置可看成都是空的。即對于給定晶體結(jié)構(gòu)，z為一個(gè)常數(shù)。 (5) 雖然體心立方晶體的配位數(shù)小，但其屬于非密堆結(jié)構(gòu)。與密堆結(jié)構(gòu)的面心立方晶體相比較，公式中的相關(guān)系數(shù)f值相差不大(0.72和0.78)，但原子間距大，原子因約束力小而振動頻率ν高，其作用遠(yuǎn)大于配位數(shù)的影響。而且原子遷移所要克服的阻力也小，具體表現(xiàn)為擴(kuò)散激活能低，擴(kuò)散常數(shù)較大，實(shí)際情況是在同一溫度下α-Fe有更高的自擴(kuò)散系數(shù)，而且熔質(zhì)原子在。α-Fe中的擴(kuò)散系數(shù)要比γ-Fe高。 1． (1)臨界分切應(yīng)力n及取向因子數(shù)據(jù)如附表2.3所示。 以上數(shù)據(jù)表明，實(shí)驗(yàn)結(jié)果符合臨界分切應(yīng)力定律τk＝σm。 (2)屈服應(yīng)力σs與取向因子，m之間的關(guān)系如附圖2.17所示。 6． 單滑移是指只有一個(gè)滑移系進(jìn)行滑移。滑移線呈一系列彼此平行的直線。這是因?yàn)閱位苾H有一組多滑移是指有兩組或兩組以上的不同滑移系同時(shí)或交替地進(jìn)行滑移。它們的滑移線或者平行，或者相交成一定角度。這是因?yàn)橐欢ǖ木w結(jié)構(gòu)中具有一定的滑移系，而這些滑移系的滑移面之間及滑移方向之間都交滑移是指兩個(gè)或兩個(gè)以上的滑移面沿共同的滑移方向同時(shí)或交替地滑移。它們的滑移線通常為折線或波紋狀。只是螺位錯(cuò)在不同的滑移面上反復(fù)“擴(kuò)展”的結(jié)果。 10． 滑移帶一般不穿越晶界。如果沒有多滑移時(shí)，以平行直線和波紋線出現(xiàn)，如附圖2.19(a)，它可以通過拋光而去除。 機(jī)械孿晶也在晶粒內(nèi)，因?yàn)樗诨齐y以進(jìn)行時(shí)發(fā)生，而當(dāng)孿生使晶體轉(zhuǎn)動后，又可使晶體滑移。所以一般孿晶區(qū)域不大，如附圖2．19(b)所示。孿晶與基體位向不同，不能通過拋光去除。 退火孿晶以大條塊形態(tài)分布于晶內(nèi)，孿晶界面平直，一般在金相磨面上分布比較均勻，如附圖2。19(c)所示，且不能通過拋光去除。 11． 低碳鋼的屈服現(xiàn)象可用位錯(cuò)理論說明。由于低碳鋼是以鐵素體為基的合金，鐵素體中的碳(氮)原子與位錯(cuò)交互作用，總是趨于聚集在位錯(cuò)線受拉應(yīng)力的部位以降低體系的畸變能，形成柯氏氣團(tuán)對位錯(cuò)起“釘扎”作用，致使σs升高。而位錯(cuò)一旦掙脫氣團(tuán)的釘扎，便可在較小的應(yīng)力下繼續(xù)運(yùn)動，這時(shí)拉伸曲線上又會出現(xiàn)下屈服點(diǎn)。已經(jīng)屈服的試樣，卸載后立即重新加載拉伸時(shí)，由于位錯(cuò)已脫出氣團(tuán)的釘扎，故不出現(xiàn)屈服點(diǎn)。但若卸載后，放置較長時(shí)間或稍經(jīng)加熱后，再進(jìn)行拉伸時(shí)，由于熔質(zhì)原子已通過熱擴(kuò)散又重新聚集到位錯(cuò)線周圍形成氣團(tuán)，故屈服現(xiàn)象又會重新出現(xiàn)。 呂德斯帶會使低碳薄鋼板在沖壓成型時(shí)使工件表面粗糙不平。其解決辦法，可根據(jù)應(yīng)變時(shí)效原理，將鋼板在沖壓之前先進(jìn)行一道微量冷軋(如1％～2％的壓下量)工序，使屈服點(diǎn)消除，隨后進(jìn)行沖壓成型，也可向鋼中加入少量Ti，A1及C，N等形成化合物，以消除屈服點(diǎn)。 12． 材料經(jīng)冷加工后，除使紊亂取向的多晶材料變成有擇優(yōu)取向的材料外，還使材料中的不熔雜質(zhì)、第二相和各種缺陷發(fā)生變形。由于晶粒、雜質(zhì)、第二相、缺陷等都沿著金屬的主變形方向被拉長成纖維狀，故稱為纖維組織。一般來說，纖維組織使金屬縱向(纖維方向)強(qiáng)度高于橫向強(qiáng)度。這是因?yàn)樵跈M斷面上雜質(zhì)、第二相、缺陷等脆性、低強(qiáng)度“組元”的截面面積小，而在縱斷面上截面面積大。當(dāng)零件承受較大載荷或承受沖擊和交變載荷時(shí)，這種各向異性就可能引起很大的危險(xiǎn)。 金屬在冷加工以后，各晶粒的位向就有一定的關(guān)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參考方向，這樣一種位向分布就稱為擇優(yōu)取向或簡稱為織構(gòu)。 形成織構(gòu)的原因并不限于冷加工，而這里主要是指形變織構(gòu)。無論從位向還是從性能看，有織構(gòu)的多晶材料都介于單晶體和完全紊亂取向的多晶體之間。由于織構(gòu)引起金屬各向異性，在很多情況下給金屬加工帶來不便，如冷軋鎂板會產(chǎn)生(0001)<1120>織構(gòu)，若進(jìn)一步加工很容易開裂；深沖金屬杯的制耳，金屬的熱循環(huán)生長等。但有些情況下也有其有利的一面。 13． 加工硬化是由于位錯(cuò)塞積、纏結(jié)及其相互作用，阻止了位錯(cuò)的進(jìn)一步運(yùn)動，流變應(yīng)力。 細(xì)晶強(qiáng)化是由于晶界上的原子排列不規(guī)則，且雜質(zhì)和缺陷多，能量較高，阻礙位錯(cuò)的通過，；且晶粒細(xì)小時(shí)，變形均勻，應(yīng)力集中小，裂紋不易萌生和傳播。 固熔強(qiáng)化是由于位錯(cuò)與熔質(zhì)原子交互作用，即柯氏氣團(tuán)阻礙位錯(cuò)運(yùn)動。 彌散強(qiáng)化是由于位錯(cuò)繞過、切過第二相粒子，需要增加額外的能量(如表面能或錯(cuò)排能)；同時(shí)，粒子周圍的彈性應(yīng)力場與位錯(cuò)產(chǎn)生交互作用，阻礙位錯(cuò)運(yùn)動。 14． 氣泡阻礙位錯(cuò)運(yùn)動的機(jī)制是由于位錯(cuò)通過氣泡時(shí)，切割氣泡，增加了氣泡—金屬間界面的面積，因此需要增加外切應(yīng)力做功，即提高了金屬鎢的強(qiáng)度。 設(shè)位錯(cuò)的柏氏矢量為b，氣泡半徑為r，則位錯(cuò)切割氣泡后增加的氣泡—金屬間界面面積為A＝2rb。 設(shè)氣泡—金屬的比界面能為σ，則界面能增值為2rbσ。 若位錯(cuò)切割一個(gè)氣泡的切應(yīng)力增值為?τ’，，則應(yīng)力所做功為?τ’b。 所以2rbσ=?τ’b，即：2rσ=?τ’ 當(dāng)氣泡密度為n時(shí)，則切應(yīng)力總增值：?τ=n?τ’=2nrσ 可見，切應(yīng)力增值與氣泡密度成正比。 15． 作為一類材料，陶瓷是比較脆的。晶態(tài)陶瓷缺乏塑性是由于其離子鍵和共價(jià)鍵造成的。在共價(jià)鍵鍵合的陶瓷中，原子之間的鍵合是特定的并具有方向性，如附圖2.20(a)所示。當(dāng)位錯(cuò)以水平方向運(yùn)動時(shí)，必須破壞這種特殊的原子鍵合，而共價(jià)鍵的結(jié)合力是很強(qiáng)的，位錯(cuò)運(yùn)動有很高的點(diǎn)陣阻力(即派—納力)。因此，以共價(jià)鍵鍵合的陶瓷，不論是單晶體還是多晶體，都是脆的。 基本上是離子鍵鍵合的陶瓷，它的變形就不一樣。具有離子鍵的單晶體，如氧化鐵和氯化鈉，在室溫受壓應(yīng)力作用時(shí)可以進(jìn)行相當(dāng)多的塑性變形，但是具有離子鍵的多晶陶瓷則是脆的，并在晶界形成裂紋。這是因?yàn)榭梢赃M(jìn)行變形的離子晶體，如附圖2.20(b)所示，當(dāng)位錯(cuò)運(yùn)動一個(gè)原子間距時(shí)，同號離子的巨大斥力，使位錯(cuò)難以運(yùn)動；但位錯(cuò)如果沿45方向而不是水平方向運(yùn)動，則在滑移過程中相鄰晶面始終由庫侖力保持相吸，因而具有相當(dāng)好的塑性。但是多晶陶瓷變形時(shí)，相鄰晶粒必須協(xié)調(diào)地改變形狀，由于滑移系統(tǒng)較少而難以實(shí)現(xiàn)，結(jié)果在晶界產(chǎn)生開裂，最終導(dǎo)致脆性斷裂。 16． 這是由于陶瓷粉末燒結(jié)時(shí)存在難以避免的顯微空隙。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。在裂紋尖端，會產(chǎn)生嚴(yán)重的應(yīng)力集中，按照彈性力學(xué)估算，裂紋尖端的最大應(yīng)力已達(dá)到理論斷裂強(qiáng)度或理論屈服強(qiáng)度(因?yàn)樘沾删w中可動位錯(cuò)很少，而位錯(cuò)運(yùn)動又很困難，故一旦達(dá)到屈服強(qiáng)度就斷裂了)。反過來，也可以計(jì)算當(dāng)裂紋尖端的最大應(yīng)力等于理論屈服強(qiáng)度時(shí)，晶體斷裂的名義應(yīng)力，它和實(shí)際得出的抗拉強(qiáng)度極為接近。陶瓷的壓縮強(qiáng)度一般為抗拉強(qiáng)度的15倍左右。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。即在拉伸時(shí)，陶瓷的抗拉強(qiáng)度是由晶體中的最大裂紋尺寸決定的，而壓縮強(qiáng)度是由裂紋的平均尺寸決定的。 18． 玻璃態(tài)高聚物在Tb～Tg之間或部分結(jié)晶高聚物在Tg～Tm之間的典型拉伸應(yīng)力—應(yīng)變曲線表明，過了屈服點(diǎn)之后，材料開始在局部地區(qū)(如應(yīng)力集中處)出現(xiàn)頸縮，再繼續(xù)變形時(shí)，其變形不是集中在原頸縮處，使得該處愈拉愈細(xì)，而是頸縮區(qū)擴(kuò)大，不斷沿著試樣長度方向延伸，直到整個(gè)試樣的截面尺寸都均勻減小。在這一段變形過程中應(yīng)力幾乎不變，如附圖2.21所示。 在開始出現(xiàn)頸縮后，繼續(xù)變形時(shí)頸縮沿整個(gè)試樣擴(kuò)大，這說明原頸縮處出現(xiàn)了加工硬化。X射線證明，高聚物中的大分子無論是呈無定形態(tài)還是呈結(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。由于鍵的方向性(主要是共價(jià)鍵)在產(chǎn)生定向排列之后，產(chǎn)生了應(yīng)變硬化。 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)。這說明非晶態(tài)高聚物冷拉中產(chǎn)生的形變屬高彈性形變范疇。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)。這是因?yàn)椴糠纸Y(jié)晶高聚物的冷拉中伴隨著晶片的排列與取向，而取向的晶片在Tm以下是熱力學(xué)穩(wěn)定的。 19． 銀紋不同于裂紋。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。銀紋的形成是由于材料在張應(yīng)力作用下局部屈服和冷拉造成。 1. 可用金相法求再結(jié)晶形核率N和長大線速度G。具體操作： (1) 測定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。 (2) 測定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。 2. 再結(jié)晶退火必須用于經(jīng)冷塑性變形加工的材料，其目的是改善冷變形后材料的組織和性能。再結(jié)晶退火的溫度較低，一般都在臨界點(diǎn)以下。若對鑄件采用再結(jié)晶退火，其組織不會發(fā)生相變，也沒有形成新晶核的驅(qū)動力(如冷變形儲存能等)，所以不會形成新晶粒，也就不能細(xì)化晶粒。 3. 能。可經(jīng)過冷變形而后進(jìn)行再結(jié)晶退火的方法。 4. 答案如附表2.5所示。 附表2.5 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)動驅(qū)動力 冷加工變形時(shí)主要的形變方式是滑移，由于滑移，晶體中空位和位錯(cuò)密度增加，位錯(cuò)分布不均勻 切應(yīng)力作用 回復(fù) 空位擴(kuò)散、集聚或消失；位錯(cuò)密度降低，位錯(cuò)相互作用重新分布(多邊化) 彈性畸變能 再結(jié)晶 毗鄰低位錯(cuò)密度區(qū)晶界向高位錯(cuò)密度的晶粒擴(kuò)張。位錯(cuò)密度減少，能量降低，成為低畸變或無畸變區(qū) 形變儲存能 晶粒長大 彎曲界面向其曲率中心方向移動。微量雜質(zhì)原子偏聚在晶界區(qū)域，對晶界移動起拖曳作用。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)動相似，影響了晶界的活動性 晶粒長大前后總的界面能差，而界面移動的驅(qū)動力是界面曲率 5. (1)銅片經(jīng)完全再結(jié)晶后晶粒大小沿片長方向變化示意圖如附圖2.22所示。由于銅片寬度不同，退火后晶粒大小也不同。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。在最寬處，變形量很大，在局部地區(qū)形成變形織構(gòu)，退火后形成異常大晶粒。 (2)變形越大，冷變形儲存能越高，越容易再結(jié)晶。因此，在較低溫度退火，在較寬處先發(fā)生再結(jié)晶。 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。若以再結(jié)晶晶粒中心點(diǎn)之間的平均距離d表征再結(jié)晶的晶粒大小，則d與再結(jié)晶形核率N及長大線速度之間有如下近似關(guān)系： 且 由于Qn與Qg幾乎相等，故退火溫度對G／N比值的影響微弱，即晶粒大小是退火溫度的弱函數(shù)。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。 再結(jié)晶完成以后，若繼續(xù)保溫，會發(fā)生晶粒長大的過程。對這一過程而言，退火溫度越高，(保溫時(shí)間相同時(shí))退火后晶粒越大。這是因?yàn)榫ЯｉL大過程是通過大角度晶界的移動來進(jìn)行的。溫度越高，晶界移動的激活能就越低，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。 8. 前種工藝，由于鋁件變形處于臨界變形度下，故退火時(shí)可形成個(gè)別再結(jié)晶核心，最終晶粒極為粗大，而后種工藝，是由于進(jìn)行再結(jié)晶退火時(shí)的溫度選擇不合理（溫度過高），若按T再＝0.4T熔估算，則T再＝100℃，故再結(jié)晶溫度不超過200℃為宜。由于采用630℃退火1 h，故晶粒仍然粗大。 綜上分析，在80％變形量條件下，采用150℃退火1 h，則可使其晶粒細(xì)化。 9. 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)。 10. 去應(yīng)力退火過程中，位錯(cuò)通過攀移和滑移重新排列，從高能態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)榈湍軕B(tài)；動態(tài)回復(fù)過程中，則是通過螺位錯(cuò)的交滑移和刃位錯(cuò)的攀移，使異號位錯(cuò)相互抵消，保持位錯(cuò)增殖率與位錯(cuò)消失率之間的動態(tài)平衡。 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；而動態(tài)回復(fù)時(shí)形成胞狀亞結(jié)構(gòu)，動態(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)。 11. 一是不在兩相區(qū)變形；二是減少夾雜元素含量；三是采用高溫?cái)U(kuò)散退火，消除元素偏析。對已出現(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。 12. 金屬材料在熱加工過程中經(jīng)歷了動態(tài)變形和動態(tài)回復(fù)及再結(jié)晶過程，柱狀晶區(qū)和粗等軸晶區(qū)消失了，代之以較細(xì)小的等軸晶粒；原鑄錠中許多分散縮孔、微裂紋等由于機(jī)械焊合作用而消失，顯微偏析也由于壓縮和擴(kuò)散得到一定程度的減弱，故使材料的致密性和力學(xué)性能(特別是塑性、韌性)提高。 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。因?yàn)槿鬞hO2的體積分?jǐn)?shù)為φ，半徑為r時(shí)，晶粒的極限尺寸(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。由于晶粒細(xì)化將使燈絲脆性大大下降而不易破斷，從而有效地延長其壽命。 15．(1)不對。對于冷變形(較大變形量)后的金屬，才能通過適當(dāng)?shù)脑俳Y(jié)晶退火細(xì)化晶粒。 (2) 不對。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，也會發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶。 (3) 不對。多邊化過程中，空位濃度下降、位錯(cuò)重新組合，致使異號位錯(cuò)互相抵消，位錯(cuò)密度下降，使點(diǎn)陣畸變減輕。 (4) 不對。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。 (5) 不對。再結(jié)晶不是相變。因此，它可以在一個(gè)較寬的溫度范圍內(nèi)變化。 (6) 不對。微量熔質(zhì)原子的存在(20#鋼中WC＝0.002)，會阻礙金屬的再結(jié)晶，從而提高其再結(jié)晶溫度。 (7) 不對。只有再結(jié)晶過程才是形核及核長大過程，其驅(qū)動力是儲存能。 (8) 不對。金屬的冷變形度較小時(shí)，相鄰晶粒中才易于出現(xiàn)變形不均勻的情況，即位錯(cuò)密度不同，越容易出現(xiàn)晶界弓出形核機(jī)制。 (9) 不對。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。 (10) 不對。合金中的第二相粒子一般可阻礙再結(jié)晶，也會阻止晶粒長大。 (11) 不對。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)。它是在形變織構(gòu)的基礎(chǔ)上形成的，有兩種情況，一是保持原有形變織構(gòu)，二是原有形變織構(gòu)消失，而代之以新的再結(jié)晶織構(gòu)。 (12) 不對。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。 (13) 不對。再結(jié)晶雖然是形核—長大過程，但晶體點(diǎn)陣類型并未改變，故不是相變過程。 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。其中，界面能Eγ包括兩部分：一部分是在母相中形成新相界面時(shí)，由同類鍵、異類鍵的強(qiáng)度和數(shù)量變化引起的化學(xué)能，稱為界面能中的化學(xué)項(xiàng)；另一部分是由界面原子不匹配(失配)，原子間距發(fā)生應(yīng)變引起的界面應(yīng)變能，稱為界面能中的幾何項(xiàng)。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。 從總體上說，隨著新相晶核尺寸的增加及新相的生長，(Eγ＋Ee)會增加。當(dāng)然，Eγ、Ee也會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。 母相為液態(tài)時(shí)，不存在體積應(yīng)變能問題；而且固相界面能比液—固的界面能要大得多。相比之下，固態(tài)相變的阻力大。 2. 如同在液相中一樣，固相中的形核幾乎總是非均勻的，這是由于固相中的非平衡缺陷(諸如非平衡空位、位錯(cuò)、晶界、層錯(cuò)、夾雜物等)提高了材料的自由能。如果晶核的產(chǎn)生結(jié)果使缺陷消失，就會釋放出一定的自由能，因此減少了激活能勢壘。 新相在位錯(cuò)處形核有三種情況：一是新相在位錯(cuò)線上形核，新相形成處，位錯(cuò)消失，釋放的彈性應(yīng)變能量使形核功降低而促進(jìn)形核；二是位錯(cuò)不消失，而且依附在新相界面上，成為半共格界面中的位錯(cuò)部分，補(bǔ)償了失配，因而降低了能量，使生成晶核時(shí)所消耗的能量減少而促進(jìn)形核；三是當(dāng)新相與母相成分不同時(shí)，由于溶質(zhì)原子在位錯(cuò)線上偏聚(形成柯氏氣團(tuán))有利于新相沉淀析出，也對形核起促進(jìn)作用。 4. 脫溶順序?yàn)椋? T1溫度，α－ θ’－ θ； T2溫度，α－ θ”－ θ’－ θ。 判斷一個(gè)新相能否形成，除了具有負(fù)的體積自由能外，還必須考慮新相形成時(shí)的界面能和應(yīng)變能。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。在析出初期階段，析出相很細(xì)小，此時(shí)應(yīng)變能較小，而表面能很大。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。在析出后期，由于析出相粒子長大，應(yīng)變能上升為相變的主要阻力，則新相形成與母相非共格的穩(wěn)定相，以降低體系總能量。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。 6. 如果脫熔是在母相中各處同時(shí)發(fā)生，且隨新相的形成母相成分發(fā)生連續(xù)變化，但其晶粒外形及位向均不改變，稱之為連續(xù)脫熔。 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。在晶界形核后，以層片相間分布并向晶內(nèi)生長。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。其主要差別在于擴(kuò)散途徑的長度。前者擴(kuò)散場延伸到一個(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(一般小于1mm) 不連續(xù)脫熔有以下特征： (1) 在析出物與基體界面上，成分是不連續(xù)的；析出物與基體間的界面都為大角度的非共格界面，說明晶體位向也是不連續(xù)的。 (2) 胞狀析出物通常在基體(α’)晶界上形核，而且總是向?！嗟南噜従ЯＶ恢虚L大。 (3) 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。 6． 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，其厚度為0.3～0.6 nm，直徑約為8 nm，在母相的{100}面上形成。點(diǎn)陣與基體α相同(fcc)，并與α相完全共格。 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。具有正方點(diǎn)陣，點(diǎn)陣常數(shù)為a＝b＝0.404 nm，c＝0.78 nm，與基體完全共格，但在z軸方向因點(diǎn)陣常數(shù)不同而產(chǎn)生約4％的錯(cuò)配，故在θ"附近形成一個(gè)彈性共格應(yīng)變場。 θ 過渡相也在基體的{100}面上形成，具有正方結(jié)構(gòu)，點(diǎn)陣常數(shù)a＝b＝0.404 nm，c=0.58 nm，其名義成分為CuAl2。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相具有正方結(jié)構(gòu)，點(diǎn)陣常數(shù)a＝b＝0.607 nm，c＝0.487 nm，這種平衡沉淀相與基體完全失去共格。 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。時(shí)效以后的組織中含有基體和沉淀物，基體與母相的晶體結(jié)構(gòu)相同，但成分及點(diǎn)陣常數(shù)不同；而沉淀物則可以具有與母相不同的晶體結(jié)構(gòu)和成分。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。 7． 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)幅分解的主要特征是不需要形核過程。調(diào)幅分解與形核、長大脫熔方式的比較如附表2.6所示。 附表2.6 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 件 形核特點(diǎn) 界面特點(diǎn) 擴(kuò)散方式 轉(zhuǎn)變速率 顆粒大小 調(diào)幅分解 凸 自發(fā)漲落 非形核 寬泛 上坡 高 數(shù)量多、顆粒小 形核長大 凹 過冷度及臨界形核功 形核 明晰 下坡 低 顆粒大、數(shù)量少 8． 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)，將會出現(xiàn)小粒子熔解，大粒子長大的現(xiàn)象。其物理實(shí)質(zhì)：假定始態(tài)只有附圖2.23(a)所示的兩種尺寸的第二相粒子。由粒子大小對固熔度的影響可知，小粒子的固熔度較大，因而在。相內(nèi)，從小粒子到大粒子之間，有一個(gè)從高到低的熔質(zhì)濃度梯度，小粒子周圍的熔質(zhì)有向大粒子周圍擴(kuò)散的趨勢。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)，如附圖2.23(b)所示，因而小粒子熔解而變得更小，如附圖2.23(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，如附圖2.23(c)所示。因此，不均勻尺寸的固相粒子粗化，是通過小粒子繼續(xù)熔解以及大粒子繼續(xù)長大而進(jìn)行的。 9． 直徑2r＝610-6m。 10． 無擴(kuò)散型相變具有如下特點(diǎn)： (1) 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。 (2) 由于相變過程無擴(kuò)散，新相與母相的化學(xué)成分相同。 (3) 母相與新相之間有一定的晶體學(xué)位向關(guān)系。 (4) 相界面移動速度極快，可接近聲速。 13. 860℃加熱，兩種鋼均在單相區(qū)(見Fe—Fe3C相圖)，淬火后均為M體。 WC＝0.012的碳鋼中有一定量的殘余奧氏體。 WC＝0.003的碳鋼，其馬氏體成分為WC＝0.003，形態(tài)為板條狀，精細(xì)結(jié)構(gòu)為位錯(cuò)。 WC＝0.012的碳鋼，其馬氏體成分為WC＝0.012，形態(tài)為針狀，精細(xì)結(jié)構(gòu)為孿晶。 WC＝0.003的碳鋼，在200℃以下回火時(shí)，組織形態(tài)變化較小，硬度變化也不大。但碳原子向位錯(cuò)線附近偏聚傾向增大。當(dāng)回火溫度高于250℃時(shí)，滲碳體在板條間或沿位錯(cuò)線析出，使強(qiáng)度、塑性降低；當(dāng)回火溫度達(dá)300～400℃時(shí)， 析出片狀或條狀滲碳體，硬度、強(qiáng)度顯著降低，塑性開始增高，當(dāng)400～700℃回火時(shí)，發(fā)生碳化物的聚集、長大和球化及。相的回復(fù)、再結(jié)晶。此時(shí)，硬度、強(qiáng)度逐漸降低，塑性逐漸增高。 WC＝0.012的碳鋼，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