無機材料科學基礎11章14章三章習題及答案

1、第十一章 擴 散11-1 名詞解釋（試比較其同）1無序擴散：原子或離子的無規(guī)則擴散遷移運動發(fā)生在結構無序的非晶態(tài)材料中，稱為無序擴散。晶格擴散：原子或離子在晶體結構中不斷地改變位置而出現(xiàn)由一處向另一處的無規(guī)則遷移運動，稱為晶格擴散。2本征擴散：不含有任何雜質的物質中由于熱起伏引起的擴散。非本征擴散：由于雜質引入引起的擴散。3自擴散：一種原子或離子通過由該種原子或離子所構成的晶體中的擴散。互擴散：兩種或兩種以上的原子或離子同時參與的擴散。4穩(wěn)定擴散：是指擴散物質的濃度分布不隨時間變化的擴散過程，使用菲克第一定律可解決穩(wěn)定擴散問題。不穩(wěn)定擴散：是指擴散物質濃度分布隨時間變化的一類擴散，這類問題的解

2、決應借助于菲克第二定律。 11-2 欲使Mg2+在MgO中的擴散直至MgO的熔點（2825）都是非本征擴散，要求三價雜質離子有什么樣的濃度？試對你在計算中所作的各種特性值的估計作充分說明。（已知MgO肖特基缺陷形成能為6eV）Mg2+離子在MgO 晶體中以空位機構擴散，MgO 中肖特基空位濃度： 式中E 為空位生成能， E=6ev ；MgO的熔點Tm=3098k。故當 MgO 加溫至靠近熔點（TM=3098k）時肖特基空位濃度為： 因空位擴散機構的擴散系數 ，所以欲使在MgO中的擴散直至MgO的熔點均是非本征擴散，應使離子產生的遠大于熱缺陷空位離子進入MgO晶格，將發(fā)生下面缺陷反應： 因此，雜

3、質離子的濃度應遠大于兩倍的熱缺陷空位濃度：11-3 a) T=1145, , T=1393, , 解得： Q=6045kcal/mol D0=4.21×10-4cm2/secb) 1393(1666k) 1716(1989k) 1923k(自取) 0.600 0.503 0.520 D / 2.42×10-11 7.02×10-12 解方程組： 2.42×10-11=D0exp(-Q/8.314×1989) 7.02×10-12=D0exp(-Q/8.314×1923) 得 Q=142.6kcal/mol D0=1.16&#

4、215;105cm2/sec11-4 在二根金晶體圓棒的端點涂上示蹤原子Au*，并把兩棒端點連接，如圖11-16（A）所示。在920下加熱100h，Au*示蹤原子擴散分布如圖11-16(B）所示，并滿足下列關系： 為實驗中示蹤原子總量，求此時金的自擴散系數。設表面層的飽和濃度為Cs 則或 由實驗濃度分布圖可得：0.20.040.950.0510.30.090.880.1280.40.160.660.4160.50.250.400.9160.60.360.291.2380.90.810.102.303作的線性回歸，得斜率K=2.9797(相關系數R=0.9866)。 11-5 定性分析：當NaC

5、l 中溶有小量ZnCl2 時，的擴散系數一方面受缺陷濃度（Schottky缺陷：）影響，另一方面受由于引入Zn2+而形成的空位濃度影響。但可認為：當溫度較低時，由Zn2+的引入而產生的對擴散系數影響是主要的；而當溫度較高時，的本征擴散將占優(yōu)勢。在整個溫度范圍內，的擴散均以本征擴散為主。因為Zn2+的引入并不明顯改變亞點陣的情況。定量計算： 10-6（mol） 10-6(mol)可查得NaCl的Schottky缺陷形成能.E=2.3ev若要NaCl中Schottky缺陷濃度達到10-6，則溫度必須大于由下式所決定的臨界溫度Tc：即后，離子本征擴散占優(yōu)勢。116 影響擴散的因素有：1）晶體組成的復

6、雜性。在大多數實際固體材料中，整個擴散可能是兩種或兩種以上的原子或離子同時參與的集體行為，所以實測得到的相應擴散系數應是互擴散系數?；U散系統(tǒng)不僅要考慮每一種擴散組成與擴散介質的相互作用，同時要考慮各種擴散組分本身彼此間的相互作用。互擴散系數有下面所謂的Darken方程得到聯(lián)系：式中，分別表示二元體系各組成摩爾分數濃度和自擴散系數。2）化學鍵的影響。在金屬鍵、離子鍵或共價鍵材料中，空位擴散機構始終是晶粒內部質點遷移的主導方式，當間隙原子比格點原子小得多或晶格結構比較開放時，間隙機構將占優(yōu)勢。3）結構缺陷的影響。多晶材料由不同取向的晶粒相接合而構成，因此晶粒與晶粒之間存在原子排列非常紊亂、結構非

7、常開放的晶界區(qū)域，在某些氧化物晶體材料中，晶界對離子的擴散有選擇性的增強作用。除晶界以外，晶粒內部存在的各種位錯也往往是原子容易移動的途徑，結構中位錯密度越高，位錯對原子（或離子）擴散的貢獻越大。4）溫度與雜質對擴散的影響。擴散系數與溫度的依賴關系服從下式： 擴散活化能Q值越大，溫度對擴散系數的影響越敏感。11-7 T:563(836k) 450(723k) D:3×10-4cm2/sec 1.0×10-4cm2/sec 3×10-4=D0exp(-Q/836R) 1.0×10-4=D0exp(-Q/723R) R=8.3145 聯(lián)立求解可得：D0=0.

8、339cm2/sec, Q=11.67kcal/mol=49014J/mol 空位間隙擴散系數有如下表達式：在空位機構中，空位來源于晶體結構中本征熱缺陷，結點原子成功躍遷到空位中的頻率與原子成功躍過能壘的次數和該原子周圍出現(xiàn)空位的幾率有關，故空位擴散活化能由空位形成能和空位遷移能兩部分組成。對于以間隙機構進行的擴散，由于晶體中間隙原子濃度往往很小，所以實際上間隙原子所有鄰近的間隙位都是空著的，因此間隙機構擴散時可提供間隙原子躍遷的位置幾率可近似地看成為100%，故而間隙擴散活化能只包括間隙原子遷移能。在實際晶體材料中空位的來源除本征熱缺陷提供的以外，還往往包括雜質離子固溶所引入的空位。因此，空

9、位機構擴散系數中應考慮晶體結構中總空位濃度。其中和分別為本征空位濃度和雜質空位濃度。此時擴散系數應由下式表達： 在溫度足夠高的情況下，結構中來自于本征缺陷的空位濃度可遠大于，此時擴散為本征缺陷所控制，擴散活化能等于： 當溫度足夠低時，結構中本征缺陷提供的空位濃度可遠小于，此時擴散活化能為： 11-8 碳、氮、氫一般以固溶的方式賦存于體心立方鐵的點陣空隙中，它們通過間隙位進行擴散。顯然，在這種情況下影響擴散系數（或活化能）的主要因素將該是它們的原子尺寸。元 素CNH原子半徑0.770.710.46隨著原子半徑的減小，擴散活化能減小。11-9 a)貧鐵的Fe3O4相當于 FeO+少許Fe2O3，其

10、結構式可寫成：Fe1-xO；相應的缺陷方程式為： b)鐵過剩的Fe2O3相當于Fe2O3+少許FeO，其結構式可寫成：Fe2+xO3；相應的缺陷反應式為： 11-10 a)若反應僅通過、互擴散進行，氧離子不發(fā)生遷移，則可認為標志物不發(fā)生移動。即使有所移動，也是微小的。它取決于氧離子晶格的萎縮或膨脹量的相對大小。b)若只有和共同向MgO中擴散,則可望標志物朝Fe2O3方向移動。但實際上這種固相反應的機理是難以令人相信的。c)與a)相似，可望標志物不移動或小許移動。11-11 對于離子晶體，離子電導與離子擴散系數可由如下所謂愛因斯坦公式得到聯(lián)系： 式中：電導；D擴散系數；C濃度；q離子電量 因此，

11、理論上對于任何濃度分布符合玻爾茲曼分布的帶電粒子平衡體系，上式都適用。這也是用電導法測量離子晶體中離子擴散系數的理論依據。然而實驗中也常出現(xiàn) （此處D用示蹤法測定），造成這種偏差的主要原因是：1）導電機制和擴散機制不完全相同；2）晶體中可能有參與擴散但不參與導電的中性復合體。第十二章 相 變12-1 名詞解釋1一級相變：體系由一相變?yōu)榱硪幌鄷r，兩相的化學勢相等但化學勢的一級偏微商（一級導數）不相等，即相變時有相變潛熱，并伴隨有體積改變。二級相變：相變時兩相化學勢相等，其一級偏微商也相等，但二級偏微商不等，即無相變潛熱，沒有體積的不連續(xù)變化，而只有熱容量、熱膨脹系數和壓縮系數的不連續(xù)變化。2玻璃

12、析晶：當玻璃熔體冷卻到析晶溫度范圍時，晶核形成和晶粒長大速率均較大，導致玻璃中析出晶體，即為玻璃析晶。玻璃分相：一個均勻的玻璃相在一定的溫度和組成范圍內有可能分成兩個互不溶解或部分溶解的玻璃相（或液相），并相互共存，這種現(xiàn)象稱為玻璃的分相。 3均勻成核：是指晶核從均勻的單相熔體中產生的幾率處處是相同的。非均勻成核：是指借助于表面、界面、微粒裂紋、器壁以及各種催化位置等而形成晶核的過程。4馬氏體相變：一個晶體在外加應力的作用下通過晶體的一個分立體積的剪切作用以極迅速的速率而進行相變稱為馬氏體轉變。12-2 將（1）式代入 得到 令 則 12-3 將rc代入 12-4 設臨界球形粒子半徑為k v

13、得 新相界面能新相分子數i為： 12-5 (1) 1000時 900時 （2） 12-6 亞穩(wěn)分解：亞穩(wěn)區(qū)發(fā)生的分相稱為亞穩(wěn)分解。旋節(jié)分解：不穩(wěn)區(qū)發(fā)生的分相稱為旋節(jié)分解。區(qū)別：亞穩(wěn)分解：熱力學，亞穩(wěn)區(qū)內第二相成核-生長的濃度變化程度大，第二相成分不隨時間而變化, 在分相開始界面有突變，第二相分離成孤立的球形顆粒, 分相需要位壘，擴散過程為正擴散，所需時間長。不穩(wěn)分解：熱力學，相變開始時濃度變化程度很小，但空間范圍很大，它是發(fā)生在平均濃度的母相中瞬間的濃度波形起伏，分相開始界面是彌散的逐漸明顯，第二相分離成高度連續(xù)性的非球形顆粒，不存在位壘，擴散過程為負擴散，分相所需時間極短。玻璃分相及其形貌幾

14、乎對玻璃的所有性質有影響，在Na2O-SiO2系統(tǒng)玻璃中，當富鈉相連續(xù)時，其電阻和粘度低，而當富硅相連續(xù)時其電阻與粘度均可高幾個數量級，其電阻近似于高SiO2端組成玻璃的數值。因此通過測試玻璃的電阻和粘度可以區(qū)分這兩個過程。127從右圖可以看出：過冷度過大或過小對成核與生長速率均不利，只有在一定過冷度下才能有最大成核和生長速率。成核速率與晶體生長速率兩曲線的重疊區(qū)通常稱為“析晶區(qū)”。在這一區(qū)域內，兩個速率都有一個較大的數值。圖中(點)為熔融溫度，兩側陰影區(qū)是亞穩(wěn)區(qū)。成核速率與晶體生長速率兩曲線峰值的大小、它們的相對位置（即曲線重疊面積的大小）、亞穩(wěn)區(qū)的寬狹等直接影響析晶過程及制品的性質。如果成

15、核與生長曲線重疊面積大，析晶區(qū)寬則可以用控制過冷度大小來獲得數量和尺寸不等的晶體。若大，控制在成核率較大處析晶，則往往容易獲得晶粒多而尺寸小的細晶，如搪瓷中TiO2析晶；若小，控制在生長速率較大處析晶則容易獲得晶粒少而尺寸大的粗晶，如陶瓷結晶釉中的大晶花。12-8 提示：用臨界半徑公式和成核速率公式計算。第十三章 固相反應13-1 對于實際可以進行的純固相反應，其反應幾乎總是放熱的。這一規(guī)律性的現(xiàn)象被稱為范特荷夫規(guī)則。出現(xiàn)這一現(xiàn)象的熱力學基礎是因為對純固相反應來說，反應的熵變S往往很小以致趨于零，所以反應自由焓變化。故欲使反應得以進行的必要條件G<0就轉化成： H<0（即放熱）。但

16、是對于有液相或氣相參與的固相反應，反應的熵變可能變的很大。因此，范特荷夫規(guī)則顯然就不適用了。13-2 當CaCO3:MoO3值逐漸從1:1升高到15:1以及CaCO3顆粒逐漸變細后，MoO3升華到CaCO3表面反應所生成的產物擴散層很薄，故擴散極為迅速。因此，整個反應的速度將由MoO3升華到CaCO3表面的速度決定。反應的動力學過程將由如下方程描述：13-3 楊德爾方程：設反應物A和B以平板模式相互接觸反應和擴散，并形成厚度為x的產物AB層，隨后物質A通過AB層擴散到B-AB界面繼續(xù)與B反應，固相反應總速率由擴散過程控制。楊德爾假設：反應物是半徑為的等徑球粒。反應物A是擴散相，即A成分總是包圍

17、著B的顆粒，而且A、B與產物是完全接觸，反應自球面向中心進行。 楊德爾方程積分式：楊德爾方程微分式： 楊德爾方程只能用于反應轉化率較小和反應截面F可近似地看成常數的反應初期。金斯特林格方程：考慮在反應過程中反應截面隨反應進程變化，認為實際反應開始以后生成產物層是一個厚度逐漸增加的球殼而不是一個平面。金斯特林格動力學方程的積分和微分式分別為： 式中，稱為金斯特林格動力學方程速率常數。金斯特林格方程能夠描述轉化率很大情況下的固相反應，。金斯特林格動力學方程中沒有考慮反應物與生成物密度不同所帶來的體積效應，為此卡特（Carter）對金斯特林格方程進行了修正，得卡特動力學方程式為：式中為消耗單位體積組

18、分所生成產物組分的體積。13-4 選用MgCO3和Al2O3.3H2O作為原料。因為MgCO3于650左右分解可產生活性較大的MgO；同時Al2O3.3H2O在600左右可出現(xiàn)反應，其產物也具較大的活性。兩者配合將最有利于MgAl2O4生成。Mg(OH)2雖也可發(fā)生分解產生較高活性的MgO，但分解溫度太低(450)與分解反應不相配。MgO和的活性最低，故選作原料顯然不適。13-5 (1) 由題意可知：T當從451增加至493時，K2/K1=10 故 得活化能Q=252.83KJ/mol=60.40Kcal/mol。（2）由于分解反應等溫線在小分解率范圍(<50%)內表現(xiàn)出線性，故可認為這