1、一、名词解释v1.空间点阵v2.原子配位数v3.晶体缺陷v4.晶界v5.螺位错 返回返回答案答案答案答案答案v1.空间点阵空间点阵 把原子或原子团按某种规律抽象成三维空间排列的点，这些有规律排列的点称为空间点阵。v2.原子配位数原子配位数 晶体中与任何一原子最临近并且等距离的原子数，它表示晶体中原子的密堆程度以及原子的化学键数。v3.晶体缺陷晶体缺陷 晶体中原子排列的不完全区域，按几何特征分为点、线、面、体晶体缺陷。v4.晶界晶界 在两个晶粒接触区间原子错排的区域。v5.螺位错螺位错 位错线与柏氏矢量平行的位错。返回返回二、简答题v1.空间点阵与晶体点阵有何区别？v2.金属的3种常见晶体结构中
2、，不能作为一种空间点阵的是哪种结构？v3.原子半径与晶体结构有关。当晶体结构的配位数降低时原子半径如何变化？v4.在晶体中插入柱状半原子面时能否形成位错环？v5.计算位错运动受力的表达式为，其中是指什么？返回返回答案答案答案答案答案v6.位错受力后运动方向处处垂直于位错线，在运动过程中是可变的，晶体作相对滑动的方向应是什么方向？v7.位错线上的割阶一般如何形成？v8.界面能最低的界面是什么界面？v9.“小角度晶界都是由刃型位错排成墙而构成的”这种说法对吗？返回返回答案答案答案答案1.晶体点阵也称晶体结构晶体结构，是指原子的具体排列；而空间点阵则是忽略了原子的体积，而把它们抽象为纯几何点。2.密
3、排六方结构。3.原子半径发生收缩。这是因为原子要尽量保持自己所占的体积不变或少变 原子所占体积VA原子的体积(4/3r3+间隙体积)，当晶体结构的配位数减小时，即发生间隙体积的增加，若要维持上述方程的平衡，则原子半径必然发生收缩。返回返回 4.不能。因为位错环是通过环内晶体发生滑 移、环外晶体不滑移才能形成。5.外力在滑移面的滑移方向上的分切应力。6.始终是柏氏矢量方向。7.位错的交割。8.共格界面。9.否，扭转晶界就由交叉的同号螺型位错构成返回返回三、综合题v1.作图表示立方晶体的（123）（0-1-2）（421）晶面及-102-211346晶向。v2.写出立方晶体中晶向族，等所包括的等价晶
4、向。v3.写出立方晶体中晶面族100，110，111，112等所包括的等价晶面。v4.总结3种典型的晶体结构的晶体学特征。v5.在立方晶系中画出以001为晶带轴的所有晶面。返回返回答案答案答案答案答案v6.面心立方晶体的(100),(110),(111)等晶面的面间距和面密度，并指出面间距最大的面。v7.Ni 的晶体结构为面心立方结构，其原子半径为r=0.1243求Ni 的晶格常数和密度。v8.Mo的晶体结构为体心立方结构，其晶格常数a=0.3147nm，试求Mo的原子半径r。v9.在Fe中形成1mol 空位的能量为104.67kJ，试计算从20升温至850时空位数目增加多少倍?返回返回答案答
5、案答案答案v10.判断下列位错反应能否进行。1)a/210-1+a/6-121a/311-1 2)a100a/2101+a/210-1 3)a/3112+a/2111a/611-1 4)a100a/2111+a/21-1-1 返回返回答案v11.若面心立方晶体中有b=a/2-101的单位位错及b=a/612-1的不全位错，此二位错相遇产生位错反应。1)问此反应能否进行？为什么？2)写出合成位错的柏氏矢量，并说明合成位错的类型。v12.已知柏氏矢量b=0.25nm，如果对称倾侧晶界的取向差=1及10，求晶界上位错之间的距离。从计算结果可得到什么结论？返回返回答案答案返回返回v1.v2.答案：10
6、0十010+001，共3个等价晶向。110十-110+101+-101+011+0-11，共6个等价晶向。111+-111+1-11+11-1，共4个等价晶向。返回返回v3.答案：100(100)+(010)+(001)，共3个。110(110)+(-110)+(101)+(-101)+(011)+(0-11)，共6个。111(111)+(-111)+(1-11)+(11-1)，共4个。112=(112)+(-112)+(1-12)+(11-2)+(121)+(-121)+(1-21)+(12-1)+(211)+(-211)+(2-11)+(21-1)共12个。返回返回v4.返回返回v 5.答
7、案：晶带轴uvw与该晶带的晶面(hkl)之间存在以下关系:hu+kv+lw=0;将晶带轴001代人，则 h*0+k*0+l*1=0;返回返回v6.答案：在面心立方晶体中，当(hkl)不全为奇数或偶数时，有附加面。从上面计算结果得知，原子排列最密排的(111)晶面的面间距最大。返回返回v 7.答案：返回返回v8.答案：返回返回v9.答案：返回返回v 10.答案：(1)。：b前b后；：b前2b后2 (2)。：b前2b后2，两边能量相等。(3)。：b前a/b557，b后a/b11-1，不能满足。(4)。：b前2 b后2(2)b合a/3-111；该位错为弗兰克不全位错。返回返回v12.答案：当1，D1
8、4 nm；10，D1.4 nm时，即位错之间仅有56个原子间距，此时位错密度太大，说明当角较大时，该模型已不适用。返回返回第二章固体中的相结构固体中的相结构 返回返回一、名词解释1.金属间化合物2.固溶体3.同素异构体4.间隙固溶体5.重合位置点阵答案答案答案答案答案返回返回v1.金属间化合物 由不同的金属或金属与亚金属组成的一类合金相，其点阵既不同于溶剂的点阵，也不同于溶质的点阵，而是属于一种新的点阵。v2.固溶体 在合金相中，组成合金的异类原子以不同比例均匀混合，混合后形成的合金相的点阵与组成合金的溶剂组元结构相同。v3.同素异构体 相图同素异构体成分的化学物质在不同热力学条件下形成的各种
9、不同结构的物质。返回v4.间隙固溶体 溶质原子分布于溶剂晶格间隙而形成的固溶体称为间隙固溶体。v5.重合位置点阵 由于两晶粒的位相差符合某些特殊角度时，部分晶界原子将处于相邻晶体点阵的重合位置，由这些原子重合位置组成比原来点阵大的新点阵原子称为重合位置点阵。返回返回二、简答题 1.为什么外界温度的急剧变化可以使许多陶瓷器件开裂或破碎？2.为什么只有置换固熔体的两个组元之间才能无限互溶，而间隙固熔体则不能？3.陶瓷材料中主要结合键是什么？从结合键的角度解释陶瓷材料所具有的特殊性能。返回返回答案答案答案v1.因为大多数陶瓷主要由晶相和玻璃相组成，这两种相的热膨胀系数相差较大，由高温很快冷却时，每种
10、相的收缩不同，所造成的内应力足以使陶瓷器件开裂或破碎。v2.这是因为形成固熔体时，熔质原子的熔入会使熔剂结构产生点阵畸变，从而使体系能量升高。熔质与熔剂原子尺寸相差越大，点阵畸变的程度也越大，则畸变能越高，结构的稳定性越低，熔解度越小。一般来说，间隙固熔体中熔质原子引起的点阵畸变较大，。返回返回v3.陶瓷材料中主要的结合键是离子键及共价键。由于离子键及共价键很强，故陶瓷的抗压强度很高，硬度极高。因为原子以离子键和共价键结合时，外层电子处于稳定的结构状态，不能自由运动，故陶瓷材料的熔点很高，抗氧化性好，耐高温，化学稳定性高。返回返回三、综合题v1.计算fcc和bcc晶体中四面体间隙及八面体间隙的
11、大小(用原子半径尺表示)，并注明间隙中心坐标。指出溶解在-Fe中C原子所处的位置，若此位置全部被C原子占据，那么，间在此情况下，-Fe能溶解C的质量分数为多少?实际上碳在铁中的最大溶解质量分数是多少?二者在数值上有差异的原因是什么?v2.试从晶体结构的角度，说明间隙固溶体、间隙相及间隙化合物之间的区别。返回返回答案答案v3.何谓玻璃？从内部原子排列和性能上看，非晶态和晶态物质主要区别何在?v4.有序合金的原子排列有何特点？这种排列和结合键有什么关系？为什么许多有序合金在高温下变成无序？v5.试分析H、N、C、B在Fe和Fe中形成固熔体的类型、存在位置和固溶度（摩尔分数）。各元素的原子半径如下：
12、H为0.046nm，N为0.071nm，C为0.077nm，B为0.091nm，Fe为0.124nm，Fe为0.126 nm。返回返回答案答案答案v6.已知Cd,Zn,Sn,Sb等元素在Ag中的固熔度（摩尔分数）极限分别为 它们的原子直径分别为0.3042nm，0.314nm，0.316nm，0.3228nm，Ag为0.2883nm。试分析其固熔度（摩尔分数）极限差别的原因，并计算它们在固熔度（摩尔分数）极限时的电子浓度。返回返回答案v1.fcc八面体间隙半径:间隙中心坐标为：1/2,1/2,1/2 fcc四面体间隙半径：间隙中心坐标为：3/4,1/4,3/4 bcc八面体间隙半径：返回返回
13、间隙中心坐标为：1/2,1/2,1 bcc四面体间隙半径：间隙中心坐标为：1/2,1/4,1 -Fe为fcc结构，八面体间隙半径较大，所以-Fe中的C原子一般处于八面体间隙位置。由于fcc结构中八面体间隙数与原子数相等，若此类位置全部被C原子占据，则-Fe中C的原子数分数为50%，质量分数为17.6%。而实际上C在-Fe中 最大质且分数为 2.11%，大大小于理论值，这是因为因为C原子半径为原子半径为 0.077nm，大于八面体间隙半径，大于八面体间隙半径(0.054nm),所以所以碳的溶人会引起碳的溶人会引起-Fe晶格畸变晶格畸变，这就妨碍了碳原子进一步的溶人。返回返回v2.答案：溶质原子分
14、布于溶剂晶格间隙溶剂晶格间隙而形成的固溶体称为间隙固溶体间隙固溶体。形成间隙固溶体的溶质原子通常是原子半径小于0.1nm的非金属元素，H,B,C,N,O等。保持母相(溶剂)的晶体结构，其成分可在一定固溶度极限值内波动，。和属原子尺寸因素占主导地位的中间相。它们显然也是原子半径较小的非金属元素占据晶格的间隙，然而间隙相、间隙化合物的晶格与组成他们的任一组元晶格都不相同。它们的成分可在一定范围内波动.但组成示。当RB/RA0.59时，则形成间隙化合物，其结构为复杂的晶体结构。返回返回v 3.答案：所谓玻璃，是指具有玻璃化转变温度的非晶态固体。玻璃与其他非晶态的区别就在于有无玻璃化转变温度。玻璃态也
15、指非晶态金属和合，它实际上是一种过冷状态液体金属。从内部原子排列的特征来看，晶体结构的基本特征是原子在三维空间呈周期性排列，即，而非晶体中的原子排列却无长程有序的特点。从性能上看，晶体具有，而非晶体则无固定熔点，且系各向同性。返回返回v 4.答案：有序固熔体，其中各组元原子分别占据各自的布拉菲点阵称为分点阵，整个固熔体就是由各组元的分点阵组成的复杂点阵，也叫超点阵或超结构。这种排列和原子之间的结合能结合能(键键)有关。结合能愈大，原子愈不容易结合。如果异类原子间结合能小于同类原子间结合能，即EAB (EAA十EBB)/2，则熔质原子呈部分有序或完全有序排列。有序化的推动力是混合能参量 (mAB
16、1/2(EAA+EBB)m 0，而有序化的阻力则是组态熵；升温使后者对于自由能的贡献(-TS)增加，达到某个临界温度以后，则紊乱无序的固熔体更为稳定，有序固熔体消失，而变成无序固熔体。返回返回v5.答案：-Fe为体心立方点阵，致密度虽然较小，但是它的间隙数目多且分散，因而间隙半径很小：r四=0.291，R0.0361nm；r八0.154，R0.0191nm。H，N，C，B等元素熔人。-Fe中形成间隙固熔体，由于尺寸因素相差很大，所以固熔度(摩尔分数)都很小。例如N在-Fe中的固熔度(摩尔分数)在590时达到最大值，约为N0.110-2，在室温时降至N0.00110-2；C在-Fe中的固溶度(摩
17、尔分数)在727时达最大值，仅为C0.02l810-2，在室温时降至C0.00610-2。所以，可以认为碳原子在室温几乎不熔于-Fe中，微量碳原子仅偏聚在位错等晶体缺陷附近。假若碳原子熔入-Fe中时，它的位置多在-Fe的八面体间隙中心，因为-Fe中的八面体间隙是不对称的，形为扁八面体，100方向上间隙半径r0.154R，而在110方向上，r0.633R，当碳原子熔入时只引起一个方向上的点阵畸变。硼原子较大，熔人间隙更为困难，有时部分硼原子以置换方式熔人。氢在-Fe中的固熔度(摩尔分数)也很小，且随温度下降时迅速降低。以上元素在-Fe中的固熔度(摩尔分数)较大一些。这是因为-Fe具有面心立方点阵
18、，原子堆积致密，间隙数目少，故间隙半径较大：rA0.414，R0.0522nm；r四0.225，R0.0284 nm。故上述原子熔入时均处在八面体间隙的中心。如碳在-Fe中最大固熔度(质量分数)为c2.110-2；氮在-Fe中的最大固熔度(质量分数)约为N2.810-2。返回返回v6.答案：在原子尺寸因素相近的情况下，上述元素在Ag中的固熔度(摩尔分数)受的影响，即价电子浓度e/a是决定固熔度(摩尔分数)的一个重要因素。它们的原子价分别为2，3，4，5价，Ag为1价，相应的极限固熔度时的电子浓度可用公式 cZA(1-xB)ZBxB 计算，式中，ZA，ZB分别为A，B组元的价电子数；xB为B组元
19、的摩尔分数。上述元素在固溶度(摩尔分数)极限时的电子浓度分别为1.43，1.42，1.39，1.31。返回返回第三章凝固凝固 返回返回一、名词解释v1.过冷度v2.成分过冷v3.微观偏析v4.偏析v5.能量起伏v6.动态过冷v7.均匀形核返回返回答案答案答案答案答案答案答案v1.过冷度理论熔点与实际结晶温度的差值。v2.成分过冷合金凝固时由于液固界面前沿溶质浓度分布不均匀，使其实际温度低于其理论熔点而所造成的一种特殊过冷现象。v3.微观偏析是在一个晶粒范围内成分不均匀的现象。根据凝固时晶体生长形态的不同，可分为枝晶偏析、胞状偏析和晶界偏析。v4.偏析合金凝固时会发生溶质原子重新再分配布，在非平
20、衡凝固条件下，溶质原子来不及重新分布，使得先后结晶的固相中成分不均匀，即为偏析。返回返回 5.能量起伏系统中由于原子热运动使每个微小区域内的能量偏离系统平衡能量而此起彼伏的现象。v6.动态过冷晶体生长时，在液固相界面处的液体同样需要过冷，以保证具有足够大的生长驱动力，这种过冷称为动态过冷，也称界面界面过冷，其过冷程度用动态过冷表示，即界面处液体的理论结晶温度与界面实际温度之差。v7.均匀形核在均一相中靠自身结构起伏和能量起伏等条件形成晶核。返回返回二、简答题v1.试述结晶相变的热力学条件、动力学条件、能量及结构条件。v2.什么叫临界晶核？它的物理意义及与过冷度的定量关系如何？v3.试分析单晶体
21、形成的基本条件。返回返回答案答案答案v1.分析结晶相变时系统自由能的变化可知，结晶的热力学条件为G0，才有GB0。即只有过冷，才能使G0。动力学条件为液固界面前沿液体的温度TTm(熔点)，即。由临界晶核形成功可知，当形成一个临界晶核时，还有13的表面能必须由液体中的能量起伏来提供。液体中存在的结构起伏，是结晶时产生晶核的基础。因此，结构起伏是结晶过程必须具备的结构条件。返回返回v2.答案：根据自由能与晶胚半径的变化关系，可以知道 半径rrk的晶胚才有可能成核；而rrk的晶胚既可能消失，也可能稳定长大。因此，半径为rk的晶胚称为临界晶核。其物理意义是，过冷液体中涌现出来的短程有序的原子团，过冷液
22、体中涌现出来的短程有序的原子团，当其尺寸当其尺寸rrk时，这样的原子团便可成为晶核而长时，这样的原子团便可成为晶核而长大大。临界晶核半径rk，其大小与过冷度有关，则有返回返回v3.形成单晶体的基本条件是使液体金属结晶时只产生一个核心(或只有一个核心能够长大)并长大成单晶体。返回返回三、综合题v1.铸件组织有何特点？v2.液体金属凝固时都需要过冷，那么固态金属熔化时是否会出现过热，为什么？v3.欲获得金属玻璃，为什么一般选用液相线很陡，从而有较低共晶温度的二元系？v4.比较说明过冷度、临界过冷度、动态过冷度等概念的区别。v5.分析纯金属生长形态与温度梯度的关系。返回返回答案答案答案答案答案v6.
23、简述纯金属晶体长大的机制。v7.指出下列概念的错误之处，并改正。(1)所谓过冷度，是指结晶时，在冷却曲线上出现平台的温度与熔点之差；而动态过冷度是指结晶过程中，实际液相的温度与熔点之差。(2)金属结晶时，原子从液相无序排列到固相有序排列，使体系熵值减少，因此是一个自发过程。(3)在任何温度下，液体金属中出现的最大结构起伏都是晶胚。(4)在任何温度下，液相中出现的最大结构起伏都是核。返回返回答案答案答案答案答案 (5)所谓临界晶核，就是体系自由能的减少完全补偿表面自由能的增加时的晶胚的大小。(6)在液态金属中，凡是涌现出小于临界晶核半径的晶胚都不能成核，但是只要有足够的能量起伏提供形核功，还是可
24、以成核的。(7)测定某纯金属铸件结晶时的最大过冷度，其实测值与用公式T=0.2Tm计算值基本一致。(8)某些铸件结晶时，由于冷却较快，均匀形核率N1提高，非均匀形核率N2也提高，故总的形核率为N=N1+N2。返回返回答案答案答案答案 (9)若在过冷液体中，外加10 000颗形核剂，则结晶后就可以形成10 000颗晶粒。(10)从非均匀形核功的计算公式A非A均中可以看出，当润湿角00时，非均匀形核的形核功最大。(11)为了生产一批厚薄悬殊的砂型铸件，且要求均匀的晶粒度，则只要在工艺上采取加形核剂就可以满足。(12)非均匀形核总是比均匀形核容易，因为前者是以外加质点为结晶核心，不象后者那样形成界面
25、，而引起自由能的增加。返回返回答案答案答案答案 (13)在研究某金属细化晶粒工艺时，主要寻找那些熔点低、且与该金属晶格常数相近的形核剂，其形核的催化效能最高。(14)纯金属生长时，无论液固界面呈粗糙型或者是光滑型，其液相原子都是一个一个地沿着固相面的垂直方向连接上去。(15)无论温度如何分布，常用纯金属生长都是呈树枝状界面。(16)氮化铵和水溶液与纯金属结晶终了时的组织形态一样，前者呈树枝晶，后者也呈树枝晶。返回返回答案答案答案答案 (17)人们是无法观察到极纯金属的树枝状生长过程，所以关于树枝状的生长形态仅仅是一种推理。(18)液体纯金属中加入形核剂，其生长形态总是呈树枝状。(19)纯金属结
26、晶时若呈垂直方式长大，其界面时而光滑，时而粗糙，交替生长。(20)从宏观上观察，若液固界面是平直的称为光滑界面结构，若是金属锯齿形的称为粗糙界面结构。(21)纯金属结晶时以树枝状形态生长，或以平面状形态生长，与该金属的熔化熵无关。返回返回答案答案答案答案(22)金属结晶时，晶体长大所需要的动态过冷度有时还比形核所需要的临界过冷度大。返回返回答案v1.在铸锭组织中，一般有三层晶区：（1）。其形成是由于模壁的温度较低，液体的过冷度交大，因此形核率较高。（2）。其形成是由于模壁的温度升高，晶核的成长速率大于晶核的形核率，且沿垂直于模壁风向的散热较为有利。在细晶区中取向有利的晶粒优先生长为柱状。（3）
27、。其形成是由于模壁温度进一步升高，液体过冷度进一步降低，剩余液体的散热方向性已不明显，处于均匀冷却状态；同时，未熔杂质、破断枝晶等易集中于剩余液体中，这些都促使了等轴晶的形成。应该指出，铸锭的组织并不是都具有铸锭的组织并不是都具有3层晶区层晶区。由于凝固条件的不同，也会形成在铸锭中只有某一种晶区，或只有某两种晶区。返回返回v2.返回返回v3.答案：金属玻璃是通过超快速冷却的方法，抑制液固结晶过程，获得性能异常的非晶态结构。玻璃是过冷的液体。这种液体的黏度大，原子迁移性小，因而难于结晶，如高分子材料(硅酸盐、塑料等)在一般的冷却条件下，便可获得玻璃态。金属则不然。由于液态金属的黏度低，冷到液相线
28、以下便迅速结晶，因而才能获得玻璃态。为了在较低的冷速下获得金属玻璃，就应。实验证明，当液相线很陡从而有较低共晶温度时，就能当液相线很陡从而有较低共晶温度时，就能增加液态的稳定性，增加液态的稳定性，故选用这样的二元系(如FeB，FeC，hP，FeSi等)。为了改善性能，可以加入一些其他元素(如Ni，Mo，Cr，Co等)。返回返回v4.答案：实际结晶温度与理论结晶温度之间的温度差，称为过冷度过冷度(TTm一一Tn)。它是相变热力学条件所要求的，只有AT0时，才能造成固相的自由能低于液相自由能的条件，液、固相间的自由能差便是结晶的驱动力。过冷液体中，能够形成等于临界晶核半径的晶胚时的过能够形成等于临
29、界晶核半径的晶胚时的过冷度冷度，称为临界过冷度(T*)。显然，当实际过冷度TT*时，才能均匀形核。所以，是形核时所要求的。晶核长大时，要求液固界面前沿液体中有一定的过冷，才能满足 (dNdt)F(dNdt)M，这种过冷称为动态过冷度(TkTm一Ti)，它是晶体长大的必要条件。返回返回v5.纯金属生长形态是指晶体宏观长大时界面的形貌。界面形貌取决于界面前沿液体中的温度分布。(1)平面状长大：当液体具有正温度梯度时，晶体以平直界面方式推移长大。此时，界面上任何偶然的、小的凸起伸入液体时，都会使其过冷度减小，长大速率降低或停止长大，而被周围部分赶上，因而能保持平直界面的推移。返回返回 (2)树枝状长
30、大：当液体具有负温度梯度时，在界面上若形成偶然的凸起伸入前沿液体时，由于前方液体有更大的过冷度，有利于晶体长大和凝固潜热的散失，从而形成枝晶的一次轴。一个枝晶的形成，其潜热使邻近液体温度升高，过冷度降低个枝晶的形成，其潜热使邻近液体温度升高，过冷度降低，因此，类似的枝晶只在相邻一定间距的界面上形成，相互平行分布。在一次枝晶处的温度比枝晶间温度要高，如附图27(a)中所示的AA断面上丁A丁n，这种负温度梯度使一次轴上又长出二次轴分枝，如附图2.7(b)所示。同样，还会产生多次分枝。枝晶生长的最后阶段，。返回返回v6.晶体长大机制是指晶体微观长大方式，它与液固界面结构有关。具有粗糙界面的物质，因界
31、面上约有50的原子位置空着，这些空位都可接受原子，故液体原子可以单个进入空位，与晶体相连接，界面沿其法线方向垂直推移，呈连续式长大。具有光滑界面的晶体长大，不是单个原子的附着，而是以均匀形核的方式，在晶体学小平面界面上形成一个原子层厚的二维晶核与原界面间形成台阶，。若晶体的光滑界面存在有螺型位错的露头，则该界面成为螺旋面，并形成永不消失的台阶，原子附着到台阶上使晶体长大。返回返回v7.答案：v(1)在冷却曲线上出现的实际结晶温度与熔点之差液-固界面前沿液态中的温度与熔点之差。v(2)使体系自由能减小v(3)在过冷液体中，液态金属中出现的v(4)在一定过冷度下v(5)就是体系自由能的减少能够补偿
32、23表面自由能v(6)不能成核，即便是有足够的能量起伏提供，还是不能成核。v(7)测定某纯金属均匀形核时的有效过冷度v(8)那么总的形核率NN2。v(9)则结晶后就可以形成数万颗晶粒。v(10)非均匀形核的形核功最小。v(11)则只要在工艺上采取对厚处加快冷却(如加冷铁)就可以满足。v(12)因为前者是以外加质点为基底，形核功小返回返回v(13)主要寻找那些熔点高，且v(14)若液固界面呈粗糙型，则其液相原子v(15)只有在负温度梯度条件下，常用纯金属v(16)结晶终了时的组织形态不同，前者呈树枝晶(枝间是水)，后者呈一个个(块状)晶粒。v(17)生长过程，但可以通过实验方法，如把正在结晶的金
33、属剩余液体倒掉，或者整体淬火等进行观察，所以关于树枝状生长形态不是一种推理。v(18)其生长形态不会发生改变。v(19)其界面是粗糙型的。v(20)平直的称为粗糙界面结构锯齿形的称为平滑界面结构。v(21)因还与液固界面的结构有关，即与该金属的熔化熵有关。v(22)增加，但因金属的过冷能力小，故不会超过某一极大值 返回返回第四章相图相图 返回返回一、名词解释v1.相变 v2.相 v3.组织v4.组织组成物 v5.相图 v6.离异共晶 v7.伪共晶v8.杠杆定理返回返回答案答案答案答案答案答案答案答案v1.相变从一个相变成另一个相的过程。v2.相体系中具有相同的物理化学性质的均匀部分。v3.组织
34、指的是在外界因素、成分等一定的情况下，组成合金的不同成分、结构和性能的相的总体。v4.组织组成物组织组成物是具有特定组织形态的某一相变的产物，它可以是单相，也可以由多相组成。v5.相图以图的形式表示在平衡状态下，物相与材料的组分和外界条件的关系。返回返回v6.离异共晶成分远离共晶点的亚共晶或过共晶在结晶时，若初晶数量较多而共晶数量较少，组成共晶的两相有时会发生分离，其中与初晶相同的相往往依附与初晶上生长，而另一相沿初晶的边界分布，将这种两相分离的共晶组织称为离异共晶。v7.伪共晶在不平衡结晶的条件下，非共晶成分的合金在冷却速度足够快时，将直接过冷到相图的共晶线以下的伪共晶区，从而全部转变为共晶
35、组织，这种共晶称为伪共晶。8.杠杆定理 在合金相图的两相区中，平衡两相的成分点与合金的成分点位于一条直线上，前者为杠杆的端点，后者为杠杆的支点，平衡两相的相对量与支点到相应相端点的线段成反比。返回返回二、综合题v1.在图430所示相图中，请指出：(1)水平线上反应的性质；(2)各区域的组织组成物；(3)分析合金I，II的冷却过程；(4)合金工，II室温时组织组成物的相对量表达式。返回返回答案2.固溶体合金的相图如下图所示，试根据相图确定：v成分为(B)=40%的合金首 先凝固出来的固体成分;v若首先凝固出来的固体成分含 (B)=60%，合金的成分为多少?v成分为(B)=70%写的合金最后 凝固
36、的液体成分;v合金成分为(B)=50%，凝固到某 温度时液相含有(B)=40%，固体含有(B)=80%，此时液体和固体各占多少?返回返回答案v3.证明固溶体合金凝固时，因成分过冷而产生的最大过冷度为：最大过冷度离液固界面的距离为：式中m 液相线斜率；CoCu 合金成分；K 平衡分配系数；G 温度梯度；D 扩散系数；R 凝固速率。说明：液体中熔质分布曲线可表示为：返回返回答案v4.指出下列相图中的错误，并加以改正。返回返回答案v5.根据图7-8所示的Fe-Fe3C相图，分别求(C)=2.11%，(C)=30%的二次渗碳体的析出量。画出(C)=4.3%的冷却曲线。返回返回答案v6.A1-Cu合金相
37、图如图7-13所示，设分配系数K和液相线斜率均为常数，试求:v (Cu)=1%固溶体进行缓慢的正常凝固，当凝固分数为50%时所凝固出的固体成分;v 经过一次区域熔化后在x-5处的固体成分，取熔区宽度L=0.5;v 测得铸件的凝固速率R=310-4 cm/s，温度梯度G=30/cm，扩散系数D=310-5 cm/s时，合金凝固时能保持平面界面的最大含铜量。返回返回答案v7.根据图7-9所示的A1-Si共晶相图，试分析图中(a)，(b)，(c)3个金相组织属什么成分并说明理由。指出细化此合金铸态组织的途径。返回返回答案 8.青铜(Cu-Sn)和黄铜C Cu-fin)相图如图7-15(a)，(b)所
38、示:v叙述Cu-10%Sn合金的不平衡冷却过程，并指出室温时的金相组织。v比较Cu-10%Sn合金铸件和Cu-30%合金铸件的铸造性能及铸造组织，说明Cu-10%Sn合金铸件中有许多分散砂眼的原因。(Sn分别为2%，11%和15%的青铜合金，哪一种可进行压力加工?哪种可利用铸造法来制造机件?答案返回返回v9.如下图所示，已知A，B，C三组元固态完全不互溶，质量分数分别84%A,，10%B，10%C的O合金在冷却过程中将进行二元共晶反应和三元共晶反应，在二元共晶反应开始时，该合金液相成分(a点)为60%A，20%B，20%C，而三元共晶反应开始时的液相成分(E点)为50%A，10%B，40%C。
39、试计算A%，(A-+-B)%和(A+B+C)%的相对量。写出图中I和P合金的室温平衡组织。返回返回答案v10.根据下图所示，Al-Mg-Mn系富Al一角的投影图，写出图中两个四相反应。写出图中合金和的凝固过程。答案返回返回v1.答案：(1)高温区水平线为包晶线，包晶反应：Lj+kn 中温区水平线为共晶线，共晶反应：Ldg+h (2)各区域组织组成物如图430中所示。(3)I合金的冷却曲线和结晶过程如附图2.9所示。返回返回 12，均匀的液相L。23匀晶转变，L不断结晶出相。33，发生包品反应L+。34，剩余液相继续结晶为。4，凝固完成，全部为。45，为单一相，无变化。56，发生脱溶转变II。室
40、温下的组织为+II。（4）II合金的冷却曲线和结晶过程如附图2.10所示。12，均匀的液相L。23，结晶出初，随温度下降相不断析出，液相不断减少。33，剩余液相发生共晶转变L+。34，II，II，室温下的组织为。初+（+）共+II (4)室温时，合金I、II组织组成物的相对量可由杠杆定律求得。合金I：合金II：返回返回v2.在合金成分线与液相线相交点作水平线，此线与固相线 交点的合金成分即为:80%B。作60%B垂直线与a固相线相交点的水平线，此线与液相线 L相交点的成分即为合金成分:15%B。原理同上:合金成分20%B。利用杠杆定律:返回返回v3.设纯溶剂组元A的熔点为TA，液相线与固相线近
41、似为直线，则离界面距离x处液相线温度TL为：但在x处液相的实际温度T如附图2.8所示，应为：返回返回因为溶质分布而产生的成分过冷为：将（4）代入（3）得：4.1）。2）。3）4）返回返回v5.返回返回v6.根据已知条件，由相图解得：返回返回返回返回v7.(1)，因为两相交替生成，因为初生相为有，应为非金属结晶特征，故此过共晶合金的初生相为Si。，因为初生相为，应为金属结晶特征，故为亚共晶合金的初生相(Al)固溶体。(2)可采用来细化Al-Si合金的铸态组织。返回返回v8.在条件下，首先将；随着凝固的进行，当液体中溶质富集处达到包晶成分时，将：L+，从而在枝晶间形成相;如果冷速不是特别快，可能继
42、续冷却至586时：+，甚至冷却至520时：+。因此铸件的最后组织将是在因此铸件的最后组织将是在a的枝晶间分布着的枝晶间分布着相，或者分布着相，或者分布着（+）共析体，也可能为共析体（）共析体，也可能为共析体（+）。）。Cu-30%Zn合金的，即以“壳状”方式凝固，液体的流动性好，易补缩，容易获得致密的铸件，铸件组织主要为。Cu-10%Zn合金具有，即以“糊状”方式凝固，液体的流动性差，不易补缩，这是使铸件产生分散砂眼的主要原因，铸件的致密性差，铸件组织主要由。Cu-2%Sn合金为单相组织，塑性好，易于进行压力加工；Cu-11%Sn，Cu-15%Sn合金的铸态组织中含有，不易塑性变形，适合用于铸
43、造法来制造耐磨机件。返回返回v9.返回返回v10.1)在P点发生的反应：L+MnAl3MnAl4+Mg5Al8 在E1点发生的反应：LAl+MnAl4+Mg5Al8 2)成分的合金冷却时然后剩余液相成分达到ET点，发生LAl+MnAl4+Mg5Al8三元共晶反应。3)成分的合金冷却时，随后发生LMnAl3+Mg5Al8的。这合金继续冷却剩余液相成分达到P点，经过第一个四相平面，发生L+MnAl3MnAl4+Mg5Al8，反应后余下L+MnAl4+Mg5Al8三相，当液相成分从P点到达ET发生LAl+MnAl4+Mg5Al8(第二个四相平面)，最后进人Al+MnAl4+Mg5Al8三相区直至室温
44、。返回返回第五章材料中的扩散材料中的扩散 返回返回一、名词解释v1.上坡扩散v2.柯肯达尔效应 v3.菲克第一定律 v4.自扩散 v5.反应扩散 返回返回答案答案答案答案答案v1.上坡扩散在化学位梯度的推动下，溶质由低浓度的地方向高浓度的地方扩散的现象。v2.柯肯达尔效应在置换固溶体中由于两组元的原子以不同速率相对扩散而引起标记面漂移的现象。v3.菲克第一定律 在单位时间内通过垂直扩散方向的单位截面积的扩散物质与该截面处的浓度梯度成正比。v4.自扩散纯物质晶体中扩散称自扩散。v5.反应扩散伴有相变发生的扩散。返回返回二、简答题v1.为什么钢铁零件渗碳温度一般要选择相区中进行？若不在相区进行会有
45、什么结果？v2.三元系发生扩散时，扩散层内能否出现两相共存区域，三相共存区？为什么？返回返回答案答案v1.因-Fe中的最大碳熔解度(质量分数)只有0.0218，对于含碳质量分数大于0.0218的钢铁在渗碳时零件中的，渗碳无法进行，即使是纯铁，；另外，由于。-Fe中的碳固溶度高，渗碳时在表层可获得较高的碳浓度梯度使渗碳顺利进行。返回返回v2.三元系扩散层内。原因如下：返回返回三、综合题v1.以空位机制进行扩散时，原子每次跳动一次相当于空位反向跳动一次，并未形成新的空位，而扩散激活能中却包含着空位形成能，此说法是否正确？请给出正确解释。v2.指出以下概念中的错误。（1）如果固溶体中不存在扩散流，则
46、说明原子没有扩散 （2）因固体原子每次跳动方向是随机的，所以在没有任何扩散情况下扩散通量为零。（3）晶界上原子排列混乱，不存在空位，所以空位机制扩散的原子在晶界处无法扩散。（4）间隙固溶体中溶质浓度越高，则溶质所占的间隙越多，供扩散的空余间隙越少，即z值越小，导致扩散系数下降。（5）体心立方比面心立方的配位数要小，故由关系式可见，Fe中原子扩散系数要小于Fe中的扩散系数。返回返回答案答案v3.一块(C)=0.1%的碳钢在930渗碳，渗到0.05cm的地方，碳的浓度达到0.45%。在t0的全部时间，渗碳气氛保持表面成分为1%，假设 DC=2.010-5exp(-14000/RT)(m2/s)，计
47、算渗碳时间。若将渗层加深1倍，则需多长时间?若规定(C)=0.3%作为渗碳层厚度的量度，则在930时渗碳10h的渗层厚度为870时渗碳10h的多少倍?4.在950下对纯铁进行渗碳，并希望在0.1mm的深度得到(C)=0.9%的碳含量。假设表面碳含量保持在(C)2=1.20%，扩散系数D-Fe=10-10m2/s。计算为达到此要求至少要渗碳多少时间。返回返回答案答案v5.有两种激活能分别为Q1=83.7kJ/mol和Q2=251kJ/mol的扩散反应。观察在温度从25高到60对这两种扩散的影响，并对结果做出评述。v6.如下图所示，利用Fe-O相图分析纯铁在1000氧化时氧化层内的不同组织与氧的浓
48、度分布规律，画出示意图。返回返回答案答案v7.已知A1在Al2O3中扩散系数D0(Al)=2.810-3m2/s，激活能477kJ/mol，而氧在Al2O3中的D0(O)=0.19m2/s，Q=636kJ/mol。分别计算二者在2000K温度下的扩散系数D。说明它们扩散系数不同的原因。返回返回答案v1.此说法不正确。：移时每一次跳动需越过的，固体中原子的跳动具有，扩散流是固体中扩散物质质点(如原子，离子)随机跳动的统计结果的宏观体现，当晶体中的扩散以空位机制进行时，晶体中任何一个原子在两个平衡位置之间发生跳动必须同时满足两个条件：(1)该原子具有的能量必须高于某一临界值Gf，即原子跳动激活能，
49、以克服阻碍跳动的阻力；(2)该原子相邻平衡位置上存在空位。根据统计热力学理论，在给定温度T下，晶体中任一原子的能量高于Gf 的几率Pf，即晶体中能量高于Gf的原子所占原子百分数为 而晶体中的平衡空位浓度Cv，即任一原子平衡位置出现空位的几率Pv，为 显然，某一瞬间晶体中原子发生一次跳动的几率为 P也等于该瞬间发生跳动原子所占的原子百分数。返回返回v2.(1)固体中即使不存在宏观扩散流，但由于原子热振动的迁移跳跃，扩散仍然固体中即使不存在宏观扩散流，但由于原子热振动的迁移跳跃，扩散仍然存在。纯物质中的自扩散即是一个典型例证。存在。纯物质中的自扩散即是一个典型例证。v(2)原子每次跳动方向是随机的
50、。只有当系统处于热平衡状态，原子在任一跳动原子每次跳动方向是随机的。只有当系统处于热平衡状态，原子在任一跳动方向上的跳动几率才是相等的。此时虽存在原子的迁移方向上的跳动几率才是相等的。此时虽存在原子的迁移(即扩散即扩散)，但没有宏观扩，但没有宏观扩散流。如果系统处于非平衡状态，系统中必然存在热力学势的梯度散流。如果系统处于非平衡状态，系统中必然存在热力学势的梯度(具体可表示具体可表示为浓度梯度、化学位梯度、应变能梯度等为浓度梯度、化学位梯度、应变能梯度等)。原子在热力学势减少的方向上的跳。原子在热力学势减少的方向上的跳动几率将大于在热力学势增大方向上的跳动几率。于是就出现了宏观扩散流。动几率将
