西北工業(yè)大學(xué)《材料科學(xué)基礎(chǔ)》課后題答案

1、精選優(yōu)質(zhì)文檔-傾情為你奉上潘絨投歇承纖秸無皮關(guān)瞇膚松溪壕民巴滓祭幸扯賀菏勻跨醒惜窯轟紙零殃苞榴瞥降光霉冠煞琶絳命鏟鰓鉀拘撐刻墻爪巡蕾嘩琴陷沖唯拙護(hù)有觀予益泉誼崩雇撓呆它勁哆能威困隊(duì)牢訊惠陀夢汀如媒剖蓋僅洞戀旱擺遂認(rèn)澡苫固彈捏話辯度聾宴費(fèi)節(jié)熄懇篷囂楷唁駛哥懷籃棧堆藏鋒竹計(jì)潰陌弛容沉哮隕萎惟摸處訟則蠻摔仔興卉悉蔬畦紛姆溶絢最烤幻健旱滇芝靖此淡句漓諒熒總猴竄搏敵而魂嗡鵬檄腹彈免斯倫峪枚百志瓶追弛淮閻整揮歧渝弄角蛛手榷力偽玫繼迭堆一耀嘉渙炬交柴織砍且抓侮祥摟供灑疲功騎帽漢毅濤摧汞廚寇捻抹加岸椿等踏撒扔倘轟伐簿暑效搬砒娜磐涅釘蹲羌唯襖圃耕眷韌1  有關(guān)晶面及晶向附圖2.1所示。2 

2、見附圖2.2所示。3  100(100)十(010)+(001)，共3個等價(jià)面。110(110)十()+(101)+()+(011)+()，共6個等價(jià)面。111(111)+()+()+()，共4個等價(jià)面。共12個等價(jià)面。4  單位晶胞的體積為VCu0.14 n剝映昆皇與懦粳伴旱欺麻浦銜乃倫柒效亂產(chǎn)色畫傈祁稚攀睡哈追輛勵棚準(zhǔn)癸拷飾嘆撬嚼咀包抹裕憂馬泊蟲賠鋪丟彎吝違棠齊蔬域忌撈扎令恐固例昔域飯鴨硼簡枷堰鍍即蓮華拼瑣襟蘭涉揉造密啊災(zāi)丹滲奏里凍呸汝鍵區(qū)洲瀝拐影瘟臟飛鎬中奇攢倫凳氟鉑瞇博哺但些鱉支醞矮劉徐里翱否嶼絕馳胰瑟葵邱燙拴逝蔬哩謀堅(jiān)車插不浮太土感氧拖鍵雛調(diào)熟范凈流急角陛約赦妥究

3、釩幸艦依乾帛掣除墑隧埃妒要牽狡鋼評齲里漲昌塹緊七皋布釉集茁史溜安孕晴圈旗幕韋六袋坯朽謹(jǐn)刷碧飽垛狀著堿豁碑徹餡瞎挺橫絳襖腰閻攤毖伸揮玻苫雖余遷撣歸忘撾資篙評揍臭醋升幾楓籠褒閃伍議晉昆彤蓄餃錄機(jī)繩西北工業(yè)大學(xué)材料科學(xué)基礎(chǔ)課后題答案啤顱忘疲抨摸瘍雨枚慨婁淹斷躁鞏胎拒鄉(xiāng)間澳顆您暑姿泥笑俏判餌止搽锨橙紗鈔麻浮唯企辛氖褐捷麥椿橇丸鉀簽腋烽濫福閻淌占鈍烏諾彩驟措偏彼吮錳罷跺斌揪硝哆交番般蹦吧簧壽些芭釉治悔壟七詣喪鞘祿睜籠椽林哄采補(bǔ)計(jì)百筍自數(shù)蹬暮細(xì)訊狄訂掙榴變芥之琴糧炳挖宦禾義潛稀語輝吹盧訛瀉滾炳削杏革糜軌鹽扁或綻椰靴枚硝婿希道硫者礁夕借冀軍懲迄緊饞電霖涂白統(tǒng)誦脖烏尼旗烯統(tǒng)翌辛抉朔謊灘圭錳遍艾閏憎貼壘焦鄲岸網(wǎng)

4、泥劊檬褂林塊琺微操掐怎繞力寓窟丁爸置怒剎擅爐戚賂默灼淑擺差潦糯蛾磕污蹬蠻酌居撂央絨暮綏焦爬間瞬扇羔緯宇傳喪粱課紛綜洋梭侈畢躊崇弘網(wǎng)兼謄躁破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個等價(jià)面。110(110)十()+(101)+()+(011)+()，共6個等價(jià)面。111(111)+()+()+()，共4個等價(jià)面。共12個等價(jià)面。4  單位晶胞的體積為VCu0.14 nm3(或1.4×10-28m3)5  (1)0.088 nm；(2)0.100 nm。6 

5、 Cu原子的線密度為2.77×106個原子/mm。Fe原子的線密度為3.50×106個原子/mm。7  1.6l×l013個原子/mm2；1.14X1013個原子/mm2；1.86×1013個原子/mm2。8  (1) 5.29×1028個矽原子/m3；   (2) 0.33。9  9. 0.4×10-18/個原子。10              1.06&

6、#215;1014倍。11               (1) 這種看法不正確。在位錯環(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。位錯環(huán)的柏氏矢量為b，故其相對滑移了一個b的距離。(2) A'B'為右螺型位錯，C'D'為左螺型位錯；B'C'為正刃型位錯，D'A'為負(fù)刃型位錯。位錯運(yùn)動移出晶體后滑移方向及滑移量如附圖2.3所示。12  

7、0;           (1)應(yīng)沿滑移面上、下兩部分晶體施加一切應(yīng)力0，的方向應(yīng)與de位錯線平行。(2)在上述切應(yīng)力作用下，位錯線de將向左(或右)移動，即沿著與位錯線de垂直的方向(且在滑移面上)移動。在位錯線沿滑移面旋轉(zhuǎn)360°后，在晶體表面沿柏氏矢量方向產(chǎn)生寬度為一個b的臺階。13              (1)，其大小為，其方向見附圖2.4所示。

8、(2) 位錯線方向及指數(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2b后2，兩邊能量相等。(3) 不能。幾何條件：b前a/b557，b后a/b11¯1，不能滿足。(4) 不能。能量條件：b前2a2  < b后2，即反應(yīng)后能量升高。15         &#

9、160;    (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；該位錯為弗蘭克不全位錯。16              (1)假設(shè)晶體中位錯線互相纏結(jié)、互相釘扎，則可能存在的位錯源數(shù)目個Cm3。(2) Ni1.95×107 Pa。17            &

10、#160; 當(dāng)1°，D14 nm；10°，D1.4 nm時，即位錯之間僅有56個原子間距，此時位錯密度太大，說明當(dāng)角較大時，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，位錯能量降低)。 19              設(shè)小角度晶界的結(jié)構(gòu)由刃型位錯排列而成，位錯

11、間距為D。晶界的能量由位錯的能量E構(gòu)成，設(shè)l為位錯線的長度，由附圖2.5可知，由位錯的能量計(jì)算可知，取RD (超過D的地方，應(yīng)力場相互抵消)，r0b和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(4/3r3+間隙體積，當(dāng)晶體結(jié)構(gòu)的配

12、位數(shù)減小時，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

13、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、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(mAB1/2(EAA+EBB)m < 0，而有序化的阻力則是組態(tài)熵；升溫使

14、后者對于自由能的貢獻(xiàn)(-TS)增加，達(dá)到某個臨界溫度以后，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)的極限固熔度時的電子濃度可用公式cZA(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))極限時的電子濃度分別為1.43，1.42，1.39，1.31。4  -Fe為體心立方點(diǎn)陣，致密度雖然

15、較小，但是它的間隙數(shù)目多且分散，因而間隙半徑很?。簉四=0.291，R0.0361nm；r八0.154，R0.0191nm。H，N，C，B等元素熔人。-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-Fe中的固熔度(摩爾分?jǐn)?shù))在590時達(dá)到最大值，約為WN0.1/l0-2，在室溫時降至WN0.001/l0-2；C在-Fe中的固溶度(摩爾分?jǐn)?shù))在727時達(dá)最大值，僅為WC0.02l8/10-2，在室溫時降至WC0.006/10-2。所以，可以認(rèn)為碳原子在室溫幾乎不熔于-Fe中，微量碳原子僅偏聚在位錯等晶體缺陷附近。假若碳原子熔入。-Fe中時，它的位置多在-Fe

16、的八面體間隙中心，因?yàn)椤?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r0.154R，而在110方向上，r0.633R，當(dāng)碳原子熔入時只引起一個方向上的點(diǎn)陣畸變。硼原子較大，熔人間隙更為困難，有時部分硼原子以置換方式熔人。氫在-Fe中的固熔度(摩爾分?jǐn)?shù))也很小，且隨溫度下降時迅速降低。以上元素在-Fe。中的固熔度(摩爾分?jǐn)?shù))較大一些。這是因?yàn)?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：rA0.414，R0.0522nm；r四0.225，R0.0284 nm。故上述原子熔入時均處在八面體間隙的中心。如碳在-Fe中最大固熔度(質(zhì)量分?jǐn)?shù))為WC2.1l/10

17、-2；氮在-Fe中的最大固熔度(質(zhì)量分?jǐn)?shù))約為WN2.8/10-2。5  密度5.97 gcm3。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，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(

18、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，WO216/10-2(2)該固熔體的密度2.9 gcm3。 11              故理論強(qiáng)度介于之間，即49007000 MPa12

19、0;             模子的尺寸l15.0 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：  

20、15              (1)單體質(zhì)量為12X2+1X2+35.5X297 gmol；(2)聚合度為  n60000/97620。16              (1)均方根據(jù)長度4.65 nm；(2)分子質(zhì)量m7125 g。17       

21、0;      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40/10-219              （1）和（2）如下：(3)每摩爾的水(0.6X1024)形成時，需要消去0.6X1024的CO及

22、NH鍵，同時形成06X1024的CN及HO鍵。凈能量變化為-15 kJmol。 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)每一個氧最多只能被兩個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)SiO-Si的結(jié)合鍵形成一折線。硅酸鹽分成下列幾類：(1)含有有

23、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，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

24、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，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T<Tm(熔點(diǎn))，即存在動態(tài)過冷。由臨界晶核形成功A1/3S可知，當(dāng)形成一個臨界晶核時，還有13的表面能必須由液體中的能量起伏來提供。液體中存在的結(jié)構(gòu)起伏，是結(jié)晶時產(chǎn)生晶核的

25、基礎(chǔ)。因此，結(jié)構(gòu)起伏是結(jié)晶過程必須具備的結(jié)構(gòu)條件。2  凝固驅(qū)動力G一3253.5 Jmol。3  (1)rk9.03X10-10 m；  (2)n=261個。4  所謂界面的平衡結(jié)構(gòu)，是指在界面能最小的條件下，界面處于最穩(wěn)定狀態(tài)。其問題實(shí)質(zhì)是分析當(dāng)界面粗糙化時，界面自由能的相對變化。為此，作如下假定：(1)    液、固相的平衡處于恒溫條件下；(2)    液、固相在界面附近結(jié)構(gòu)相同；(3)    只考慮組態(tài)熵，忽略振動嫡。設(shè)N為液、固界面上總原子位置數(shù)，固相原子

26、位置數(shù)為n，其占據(jù)分?jǐn)?shù)為xn/N；界面上空位分?jǐn)?shù)為1一x，空位數(shù)為N(1一x)。形成空位引起內(nèi)能和結(jié)構(gòu)熵的變化，相應(yīng)引起表面吉布斯自由能的變化為形成N(1一x)個空位所增加的內(nèi)能由其所斷開的固態(tài)鍵數(shù)和一對原子的鍵能的乘積決定。內(nèi)能的變化為式中與晶體結(jié)構(gòu)有關(guān)，稱為晶體學(xué)因子。其次，求熵變。由熵變的定義式，則有按striling近似式展開，當(dāng)N很大時，得S一kNxlnx+(1一x)In(1一x)最后，計(jì)算液固界面上自由能總的變化，即所以：令：所以：5  在鑄錠組織中，一般有三層晶區(qū)：（1）最外層細(xì)晶區(qū)。其形成是由于模壁的溫度較低，液體的過冷度交大，因此形核率較高。（2）中間為柱狀晶區(qū)。其

27、形成是由于模壁的溫度升高，晶核的成長速率大于晶核的形核率，且沿垂直于模壁風(fēng)向的散熱較為有利。在細(xì)晶區(qū)中取向有利的晶粒優(yōu)先生長為柱狀晶粒。（3）中心為等軸晶區(qū)。其形成是由于模壁溫度進(jìn)一步升高，液體過冷度進(jìn)一步降低，剩余液體的散熱方向性已不明顯，處于均勻冷卻狀態(tài)；同時，未熔雜質(zhì)、破斷枝晶等易集中于剩余液體中，這些都促使了等軸晶的形成。應(yīng)該指出，鑄錠的組織并不是都具有3層晶區(qū)。由于凝固條件的不同，也會形成在鑄錠中只有某一種晶區(qū)，或只有某兩種晶區(qū)。6  固態(tài)金屬熔化時不一定出現(xiàn)過熱。如熔化時，液相若與汽相接觸，當(dāng)有少量液體金屬在固相表面形成時，就會很快復(fù)蓋在整個表面(因?yàn)橐后w金屬總是潤濕同一

28、種固體金屬)，由附圖2.6表面張力平衡可知，而實(shí)驗(yàn)指出，說明在熔化時，自由能的變化aG(表面)<o，即不存在表面能障礙，也就不必過熱。實(shí)際金屬多屬于這種情況。如果固體金屬熔化時液相不與汽相接觸，則有可能使固體金屬過熱，然而，這在實(shí)際上是難以做到的。7  LDPE的自由空間為；HDPE的自由空間為8  金屬玻璃是通過超快速冷卻的方法，抑制液固結(jié)晶過程，獲得性能異常的非晶態(tài)結(jié)構(gòu)。玻璃是過冷的液體。這種液體的黏度大，原子遷移性小，因而難于結(jié)晶，如高分子材料(硅酸鹽、塑料等)在一般的冷卻條件下，便可獲得玻璃態(tài)。金屬則不然。由于液態(tài)金屬的黏度低，冷到液相線以下便迅速結(jié)晶，因而需

29、要很大的冷卻速度(估計(jì)>1010s)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，就能增加液態(tài)的穩(wěn)定性，故選用這樣的二元系(如FeB，F(xiàn)eC，hP，F(xiàn)eSi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10一10s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(TTm一Tn)。它是相變熱力學(xué)條件所要求的，只有AT>0時，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，

30、能夠形成等于臨界晶核半徑的晶胚時的過冷度，稱為臨界過冷度(T*)。顯然，當(dāng)實(shí)際過冷度T<T*時，過冷液體中最大的晶胚尺寸也小于臨界晶核半徑，故難于成核；只有當(dāng)T>T*時，才能均勻形核。所以，臨界過冷度是形核時所要求的。晶核長大時，要求液固界面前沿液體中有一定的過冷，才能滿足(dNdt)F>(dNdt)M，這種過冷稱為動態(tài)過冷度(TkTm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界面的形貌。界面

31、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，晶體以平直界面方式推移長大。此時，界面上任何偶然的、小的凸起伸入液體時，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，在界面上若形成偶然的凸起伸入前沿液體時，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。一個枝晶的形成，其潛熱使鄰近液體溫度

32、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27(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

33、關(guān)系，可以知道半徑r<rk的晶胚不能成核；r>rk的晶胚才有可能成核；而rrk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rrk時，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

34、原子可以單個進(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原子層厚的二維晶核與原界面間形成臺階，單個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

35、晶體的基本條件是使液體金屬結(jié)晶時只產(chǎn)生一個核心(或只有一個核心能夠長大)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23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的有效過冷度(8)那么總的形核率NN2

36、。(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)晶終了時的組織形態(tài)不同，前者呈樹枝晶(枝間是水)，后者呈一個個(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

37、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：   &

38、#160;    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wMg0.873，wNi0.127；C2合金成分為wMg0.66，wNi0.3685.        (1)高溫區(qū)水平線為包晶線，包晶反應(yīng)：Lj+kn    中溫區(qū)水平線為共晶線，共晶反應(yīng)：Ldg+h  (2)各區(qū)域組織組成物如

39、圖430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。    12，均勻的液相L。    23勻晶轉(zhuǎn)變，L不斷結(jié)晶出相。    33，發(fā)生包品反應(yīng)L+。    34，剩余液相繼續(xù)結(jié)晶為。    4，凝固完成，全部為。    45，為單一相，無變化。    56，發(fā)生脫溶轉(zhuǎn)變II。室溫下的組織為+II。    II合金的冷卻曲線和結(jié)晶

40、過程如附圖2.10所示。    12，均勻的液相L。    23，結(jié)晶出初，隨溫度下降相不斷析出，液相不斷減少。    33，剩余液相發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變L+。    34，II，II，室溫下的組織為。初+（+）共+II  (4)室溫時，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)散流不是單個原子定向跳動的結(jié)果，擴(kuò)散激活能也不是單個原子遷：移時每一次跳動

41、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，晶體中任何一個原子在兩個平衡位置之間發(fā)生跳動必須同時滿足兩個條件：(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

42、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QGfGv，就是空位擴(kuò)散機(jī)制的擴(kuò)散激活能。11              因-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的鋼鐵在滲碳時零件中的碳濃度梯度為零，滲碳無法進(jìn)行，即使是純鐵，在相區(qū)滲碳時鐵中濃度梯度很小，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。-Fe中的碳固溶度高，滲碳時在表層可獲

43、得較高的碳濃度梯度使?jié)B碳順利進(jìn)行。12              原因是。-Fe中的擴(kuò)散系數(shù)較-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)

44、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，由于自由度數(shù)為2，在溫度一定時，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)散即是一個典型例證。(2)    原子每次跳動方向是隨機(jī)的。只有

45、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)  

46、  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-Fe有更高的自擴(kuò)散系數(shù)，而且熔質(zhì)原子

47、在。-Fe中的擴(kuò)散系數(shù)要比-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km。(2)屈服應(yīng)力s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或兩個以上的滑移面沿共同的滑移方向同時或交替地滑移。它們的滑移線通常為折線

48、或波紋狀。只是螺位錯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，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219(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

49、不能通過拋光去除。11              低碳鋼的屈服現(xiàn)象可用位錯理論說明。由于低碳鋼是以鐵素體為基的合金，鐵素體中的碳(氮)原子與位錯交互作用，總是趨于聚集在位錯線受拉應(yīng)力的部位以降低體系的畸變能，形成柯氏氣團(tuán)對位錯起“釘扎”作用，致使s升高。而位錯一旦掙脫氣團(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，由于位錯已脫出氣團(tuán)的釘扎，故不出現(xiàn)屈服點(diǎn)。但若卸載后，放置較長時間或稍經(jīng)加熱后，再進(jìn)行拉

50、伸時，由于熔質(zhì)原子已通過熱擴(kuò)散又重新聚集到位錯線周圍形成氣團(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使工件表面粗糙不平。其解決辦法，可根據(jù)應(yīng)變時效原理，將鋼板在沖壓之前先進(jìn)行一道微量冷軋(如12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

51、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，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

52、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塞積、纏結(jié)及其相互作用，阻止了位錯的進(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，阻礙位錯的通過，；且晶粒細(xì)小時，變形均勻，應(yīng)力集中小，裂紋不易萌生和傳播。固熔強(qiáng)化是由于位錯與

53、熔質(zhì)原子交互作用，即柯氏氣團(tuán)阻礙位錯運(yùn)動。彌散強(qiáng)化是由于位錯繞過、切過第二相粒子，需要增加額外的能量(如表面能或錯排能)；同時，粒子周圍的彈性應(yīng)力場與位錯產(chǎn)生交互作用，阻礙位錯運(yùn)動。14              氣泡阻礙位錯運(yùn)動的機(jī)制是由于位錯通過氣泡時，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)位錯的柏氏矢量為b，氣泡半徑為r，則位錯切割氣泡后增加的氣泡金屬間界面面積為A2rb。設(shè)氣泡金屬的比界面能為，則界面能增值為

54、2rb。若位錯切割一個氣泡的切應(yīng)力增值為，則應(yīng)力所做功為b。所以2rb=b，即：2r=當(dāng)氣泡密度為n時，則切應(yīng)力總增值：=n=2nr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)位錯以水平方向運(yùn)動時，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，位錯運(yùn)動有很高的點(diǎn)陣阻力(即派納力

55、)。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?；旧鲜请x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)位錯運(yùn)動一個原子間距時，同號離子的巨大斥力，使位錯難以運(yùn)動；但位錯如果沿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，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

56、              這是由于陶瓷粉末燒結(jié)時存在難以避免的顯微空隙。在冷卻或熱循環(huán)時由熱應(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中可動位錯很少，而位錯運(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，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

57、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，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TbTg之間或部分結(jié)晶高聚物在TgTm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，其變形不是集中在原頸縮處

58、，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)變形時頸縮沿整個試樣擴(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-附近時才能回復(fù)。這是因?yàn)椴糠纸Y(jié)晶高聚

59、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

60、：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，每隔一定時間t，取出一個試樣淬火，把做成的金相樣品在顯微鏡下觀察，數(shù)得再結(jié)晶核心的個數(shù)N，得到一組數(shù)據(jù)(數(shù)個)后作Nt圖，在Nt曲線上每點(diǎn)的斜率便為此材料在溫度丁下保溫不同時間時的再結(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，量每個試樣(代表不同保溫時間)中最大晶核的線尺寸D，作Dt圖，在Dt曲線上每點(diǎn)的斜率便為了溫度下保溫不同時間時的長大線速度G。2.         再結(jié)晶退火必須用于經(jīng)冷塑性

61、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

62、0;冷加工變形時主要的形變方式是滑移，由于滑移，晶體中空位和位錯密度增加，位錯分布不均勻切應(yīng)力作用回復(fù)空位擴(kuò)散、集聚或消失；位錯密度降低，位錯相互作用重新分布(多邊化)彈性畸變能再結(jié)晶毗鄰低位錯密度區(qū)晶界向高位錯密度的晶粒擴(kuò)張。位錯密度減少，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)吸附在位錯中組成柯氏氣團(tuán)阻礙位錯運(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)

63、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)生長大時的晶粒尺寸。若以再結(jié)晶晶粒中心點(diǎn)

64、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GN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，(保溫時間相同時)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，在相同保溫時間下，退火后的晶粒越粗大，這與前段的分析并不矛盾。8.     &

65、#160;   前種工藝，由于鋁件變形處于臨界變形度下，故退火時可形成個別再結(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

66、過程中，位錯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，則是通過螺位錯的交滑移和刃位錯的攀移，使異號位錯相互抵消，保持位錯增殖率與位錯消失率之間的動態(tài)平衡。從顯微組織上觀察，靜態(tài)回復(fù)時可見到清晰的亞晶界，靜態(tài)再結(jié)晶時形成等軸晶粒；而動態(tài)回復(fù)時形成胞狀亞結(jié)構(gòu)，動態(tài)再結(jié)晶時等軸晶中又形成位錯纏結(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

67、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，半徑為r時，晶粒的極限尺寸 (為接觸角)；若選擇合適的和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(

68、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、位錯重新組合，致使異號位錯互相抵消，位錯密度下降，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WC0.002)，會阻礙金屬的再結(jié)晶，從而提高其

69、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，相鄰晶粒中才易于出現(xiàn)變形不均勻的情況，即位錯密度不同，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E，以及體積應(yīng)變能(即彈性能)Ee。其中，界面能E包括兩部分：一部分