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

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1、 1. 有關(guān)晶面及晶向附圖2.1所示。 2. 見(jiàn)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

2、;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(dòng)移出晶體后,滑移面上、下兩部分晶體相對(duì)移動(dòng)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(duì)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(dòng)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

3、行。 (2)在上述切應(yīng)力作用下,位錯(cuò)線de將向左(或右)移動(dòng),即沿著與位錯(cuò)線de垂直的方向(且在滑移面上)移動(dòng)。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(tái)階。 13. (1),其大小為,其方向見(jiàn)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(mǎn)足。 (4) 不能。能量條件:∑b前2=a2 < ∑b后2=,即反應(yīng)后

4、能量升高。 15. (1) 能夠進(jìn)行。因?yàn)榧葷M(mǎn)足幾何條件:∑b前=∑b后=,又滿(mǎn)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(shuō)明當(dāng)θ角較大時(shí),該模型已不適用。 18. 畸變能是原來(lái)的0.75倍 (說(shuō)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

5、由位錯(cuò)的能量E構(gòu)成,設(shè)l為位錯(cuò)線的長(zhǎng)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(guò)D的地方,應(yīng)力場(chǎng)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(chēng)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(guò)環(huán)內(nèi)晶體發(fā)

6、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(hào)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(lèi) 別 間隙固熔體 間隙化合物 相 同 點(diǎn) 一般都是由過(guò)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(lèi)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

7、 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(chēng)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(lèi)原子間結(jié)合能小于同類(lèi)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(dòng)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(duì)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(wú)序的固熔體更

8、為穩(wěn)定,有序固熔體消失,而變成無(wú)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?。簉四=0.291,R=0.03

9、61nm;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

10、是不對(duì)稱(chēng)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

11、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(huì)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(lái)說(shuō),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(wú)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

12、 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(huà)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(zhǎng)度4.65 nm;(2)分子質(zhì)量m=71

13、25 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。

14、 (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(guò)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(lèi): (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(kāi)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(dòng),故陶瓷材

15、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(guò)冷,才能使?G<0。 動(dòng)力學(xué)條件為液—固界面前沿液體的溫度T

16、 (2)n=261個(gè)。 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(wèn)題實(shí)質(zhì)是分析當(dāng)界面粗糙化時(shí),界面自由能的相對(duì)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(dòng)嫡。 設(shè)N為液、固界面上總原子位置數(shù),固相原子位置數(shù)為n,其占據(jù)分?jǐn)?shù)為x=n/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(gè)空位所增加的內(nèi)能由其所斷開(kāi)的固態(tài)鍵數(shù)和一對(duì)原子的鍵能的乘積決定。內(nèi)能的變化為 式中ξ與晶體結(jié)構(gòu)有

17、關(guān),稱(chēng)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(kāi),當(dāng)N很大時(shí),得 ?S=一kN[xlnx+(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(guò)冷度交大,因此形核率較高。(2)中間為柱狀晶區(qū)。其形成是由于模壁的溫度升高,晶核的成長(zhǎng)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(zhǎng)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(guò)冷度進(jìn)一步降低,剩余液

18、體的散熱方向性已不明顯,處于均勻冷卻狀態(tài);同時(shí),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(huì)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(shí)不一定出現(xiàn)過(guò)熱。如熔化時(shí),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(shí),就會(huì)很快復(fù)蓋在整個(gè)表面(因?yàn)橐后w金屬總是潤(rùn)濕同一種固體金屬),由附圖2.6表面張力平衡可知,而實(shí)驗(yàn)指出,說(shuō)明在熔化時(shí),自由能的變化aG(表面)

19、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(guò)超快速冷卻的方法,抑制液—固結(jié)晶過(guò)程,獲得性能異常的非晶態(tài)結(jié)構(gòu)。 玻璃是過(guò)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,因而需要很大的冷卻速度(估計(jì)>1010℃/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(

20、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(lèi)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(chēng)為過(guò)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(dòng)力。 過(guò)冷液體中,能夠形成等于臨界晶核半徑的晶胚時(shí)的過(guò)冷度,稱(chēng)為臨界過(guò)冷度(?T*)。顯然,當(dāng)實(shí)際過(guò)冷度?T?T*時(shí),才能均勻形核。所以,臨界過(guò)冷度

21、是形核時(shí)所要求的。 晶核長(zhǎng)大時(shí),要求液—固界面前沿液體中有一定的過(guò)冷,才能滿(mǎn)足(dN/dt)F>(dN/dt)M,這種過(guò)冷稱(chēng)為動(dòng)態(tài)過(guò)冷度(?Tk=Tm一Ti),它是晶體長(zhǎng)大的必要條件。 10. 純金屬生長(zhǎng)形態(tài)是指晶體宏觀長(zhǎng)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(zhǎng)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(zhǎng)大。此時(shí),界面上任何偶然的、小的凸起伸入液體時(shí),都會(huì)使其過(guò)冷度減小,長(zhǎng)大速率降低或停止長(zhǎng)大,而被周?chē)糠众s上,因而能保持平直界面的推移。長(zhǎng)大中晶體沿平行溫度梯度的方向生長(zhǎng),或沿散熱的反方向生長(zhǎng),而其他方向的生長(zhǎng)則受到抑制。 (2) 樹(shù)枝狀長(zhǎng)大:

22、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(guò)冷度,有利于晶體長(zhǎng)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(guò)冷度降低,因此,類(lèi)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(zhǎng)出二次軸分枝,如附圖2.7(b)所示。同樣,還會(huì)產(chǎn)生多次分枝。枝晶生長(zhǎng)的最后階段,由于凝固潛熱放出,使枝晶周?chē)囊后w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(zhǎng)大依靠平界面方式推進(jìn),直至枝晶間隙全部被填滿(mǎn)為止。 1

23、1. 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(zhǎng)大。因此,半徑為“的晶胚稱(chēng)為臨界晶核。其物理意義是,過(guò)冷液體中涌現(xiàn)出來(lái)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(zhǎng)大。 臨界晶核半徑rk,其大小與過(guò)冷度有關(guān),則有 12. 晶體長(zhǎng)大機(jī)制是指晶體微觀長(zhǎng)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(zhǎng)大。 具有光滑界面的晶體長(zhǎng)大,不是單個(gè)原

24、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(tái)階,單個(gè)原子可以在臺(tái)階上填充,使二維晶核側(cè)向長(zhǎng)大,在該層填滿(mǎn)后,則在新的界面上形成新的二維晶核,繼續(xù)填滿(mǎn),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(tái)階,原子附著到臺(tái)階上使晶體長(zhǎng)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(zhǎng)大)并長(zhǎng)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(guò)冷液體中,液態(tài)金

25、屬中出現(xiàn)的…… (4)在一定過(guò)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(cè)定某純金屬均勻形核時(shí)的有效過(guò)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(wàn)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(duì)厚處加快冷卻(如加冷鐵)就可以滿(mǎn)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

26、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(shù)枝晶(枝間是水),后者呈一個(gè)個(gè)(塊狀)晶粒。 (17)……生長(zhǎng)過(guò)程,但可以通.過(guò)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(shù)枝狀生長(zhǎng)形態(tài)不是一種推理。 (18)……其生長(zhǎng)形態(tài)不會(huì)發(fā)生改變。 (19)……其界面是粗糙型的。 (20)……平直的稱(chēng)為粗糙界面結(jié)構(gòu)……鋸齒形的稱(chēng)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(guò)冷能力小,故不會(huì)超過(guò)某一極大值…… (23)……動(dòng)態(tài)過(guò)冷度比形核所需要的臨界過(guò)冷度小。

27、 1. wMg=0.0456。 2. 。 3. 設(shè)純?nèi)軇┙M元A的熔點(diǎn)為T(mén)A,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(guò)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

28、冷卻曲線和結(jié)晶過(guò)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(wú)變化。 5~6,發(fā)生脫溶轉(zhuǎn)變?chǔ)痢翴I。室溫下的組織為α+βII。 II合金的冷卻曲線和結(jié)晶過(guò)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

29、 (4)室溫時(shí),合金I、II組織組成物的相對(duì)量可由杠桿定律求得。 合金I: 合金II: 9. 此說(shuō)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(dòng)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(dòng)需越過(guò)的能壘,固體中原子的跳動(dòng)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(dòng)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(dòng)必須同時(shí)滿(mǎn)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(dòng)激活能,以克服阻礙跳動(dòng)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

30、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(dòng)的幾率為 P也等于該瞬間發(fā)生跳動(dòng)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(duì)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(wú)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

31、很小,滲碳過(guò)程極慢,沒(méi)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(dòng)。 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(dòng)的遷移跳

32、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(dòng)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(dòng)方向上的跳動(dòng)幾率才是相等的。此時(shí)雖存在原子的遷移(即擴(kuò)散),但沒(méi)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(shì)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(shì)減少的方向上的跳動(dòng)幾率將大于在熱力學(xué)勢(shì)增大方向上的跳動(dòng)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(lèi)似,其原子堆積密集程度遠(yuǎn)不及晶粒內(nèi)部,因而對(duì)原子的約束能力較弱,晶界原子的能量及振動(dòng)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

33、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(guò)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(jí),因此,在間隙原子周?chē)拈g隙位置可看成都是空的。即對(duì)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(dòng)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)

34、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?;凭€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

35、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(méi)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(guò)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(dòng)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(guò)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(guò)拋光去除。 11. 低碳鋼的屈服現(xiàn)象可用位錯(cuò)理論說(shuō)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

36、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(duì)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(dòng),這時(shí)拉伸曲線上又會(huì)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(zhǎng)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(guò)熱擴(kuò)散又重新聚集到位錯(cuò)線周?chē)纬蓺鈭F(tuán),故屈服現(xiàn)象又會(huì)重新出現(xiàn)。 呂德斯帶會(huì)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

37、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(zhǎng)成纖維狀,故稱(chēng)為纖維組織。一般來(lái)說(shuō),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

38、方向,這樣一種位向分布就稱(chēng)為擇優(yōu)取向或簡(jiǎn)稱(chēng)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(wú)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(lái)不便,如冷軋鎂板會(huì)產(chǎn)生(0001)<1120>織構(gòu),若進(jìn)一步加工很容易開(kāi)裂;深沖金屬杯的制耳,金屬的熱循環(huán)生長(zhǎng)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(dòng),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(guò),;且晶粒細(xì)小時(shí),變形均勻,應(yīng)力集中小,裂紋不

39、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(dòng)。 彌散強(qiáng)化是由于位錯(cuò)繞過(guò)、切過(guò)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?chē)膹椥詰?yīng)力場(chǎng)與位錯(cuò)產(chǎn)生交互作用,阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)。 14. 氣泡阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的機(jī)制是由于位錯(cuò)通過(guò)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2

40、rbσ=?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(jiàn),切應(yīng)力增值與氣泡密度成正比。 15. 作為一類(lèi)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(dòng)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(dòng)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

41、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(dòng)一個(gè)原子間距時(shí),同號(hào)離子的巨大斥力,使位錯(cuò)難以運(yùn)動(dòng);但位錯(cuò)如果沿45方向而不是水平方向運(yùn)動(dòng),則在滑移過(guò)程中相鄰晶面始終由庫(kù)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(kāi)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(huì)產(chǎn)生嚴(yán)重的

42、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(dòng)位錯(cuò)很少,而位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)又很困難,故一旦達(dá)到屈服強(qiáng)度就斷裂了)。反過(guò)來(lái),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

43、伸應(yīng)力—應(yīng)變曲線表明,過(guò)了屈服點(diǎn)之后,材料開(kāi)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(zhǎng)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(guò)程中應(yīng)力幾乎不變,如附圖2.21所示。 在開(kāi)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(shuō)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(wú)論是呈無(wú)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(shuō)明非晶態(tài)

44、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(kāi)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(zhǎng)大線速度G。具體操作: (1) 測(cè)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

45、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(cè)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(zhǎng)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(duì)鑄件采用再結(jié)晶退火,其組織不會(huì)發(fā)生相變,也沒(méi)有形成新晶核的驅(qū)動(dòng)力(如冷變形儲(chǔ)存能等),所以不會(huì)形成新晶粒,也就不能細(xì)化晶粒。 3. 能??山?jīng)過(guò)冷變形

46、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(dòng)驅(qū)動(dòng)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(wú)畸變區(qū) 形變儲(chǔ)存能 晶粒長(zhǎng)大 彎曲界面向其曲率中心方向移動(dòng)。微量雜質(zhì)原子偏聚在晶界區(qū)域,對(duì)晶界移動(dòng)起拖曳作用。這與雜質(zhì)吸附在位錯(cuò)中組成柯氏

47、氣團(tuán)阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)相似,影響了晶界的活動(dòng)性 晶粒長(zhǎng)大前后總的界面能差,而界面移動(dòng)的驅(qū)動(dòng)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(zhǎng)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(wú)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(chǔ)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(zhǎng)大時(shí)的晶粒

48、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(zhǎng)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(duì)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(huì)發(fā)生晶粒長(zhǎng)大的過(guò)程。對(duì)這一過(guò)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(zhǎng)大過(guò)程是通過(guò)大角度晶界的移動(dòng)來(lái)進(jìn)行的。溫度越高,晶界移動(dòng)的激活能就越低,晶界平均遷移率就越高,晶粒長(zhǎng)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

49、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(guò)高),若按T再=0.4T熔估算,則T再=100℃,故再結(jié)晶溫度不超過(guò)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(guò)程中,位錯(cuò)通過(guò)攀移和滑移重新排列,從高能態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)榈湍軕B(tài);動(dòng)態(tài)回復(fù)過(guò)程中,則是通過(guò)螺位錯(cuò)的交滑移和刃位錯(cuò)的攀移,使異號(hào)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(dòng)態(tài)平

50、衡。 從顯微組織上觀察,靜態(tài)回復(fù)時(shí)可見(jiàn)到清晰的亞晶界,靜態(tài)再結(jié)晶時(shí)形成等軸晶粒;而動(dòng)態(tài)回復(fù)時(shí)形成胞狀亞結(jié)構(gòu),動(dòng)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(duì)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(guò)程中經(jīng)歷了動(dòng)態(tài)變形和動(dòng)態(tài)回復(fù)及再結(jié)晶過(guò)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

51、。 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(zhǎng)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(zhǎng)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(zhǎng)其壽命。 15.(1)不對(duì)。對(duì)于冷變形(較大變形量)后的金屬,才能通過(guò)適當(dāng)?shù)脑俳Y(jié)晶退火細(xì)化晶粒。 (2) 不對(duì)。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(huì)發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。 (3) 不對(duì)。多邊化過(guò)程中,空位濃度下降、位錯(cuò)重新組合,致使異號(hào)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(duì)。如果在臨界變形

52、度下變形的金屬,再結(jié)晶退火后,晶粒反而粗化。 (5) 不對(duì)。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(duì)。微量熔質(zhì)原子的存在(20#鋼中WC=0.002),會(huì)阻礙金屬的再結(jié)晶,從而提高其再結(jié)晶溫度。 (7) 不對(duì)。只有再結(jié)晶過(guò)程才是形核及核長(zhǎng)大過(guò)程,其驅(qū)動(dòng)力是儲(chǔ)存能。 (8) 不對(duì)。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(duì)。晶粒正常長(zhǎng)大,是在界面曲率作用下發(fā)生的均勻長(zhǎng)大;反常長(zhǎng)大才是大晶粒吞食小晶粒的不均勻長(zhǎng)大。 (10) 不對(duì)。合金中的第二相粒子一般可阻礙再結(jié)晶,也會(huì)阻止晶粒長(zhǎng)

53、大。 (11) 不對(duì)。再結(jié)晶織構(gòu)是冷變形金屬在再結(jié)晶(一次,二次)過(guò)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(duì)。正常晶粒長(zhǎng)大是在再結(jié)晶完成后繼續(xù)加熱或保溫過(guò)程中,晶粒發(fā)生均勻長(zhǎng)大的過(guò)程,而反常晶粒長(zhǎng)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(zhǎng)大的晶粒和高溫加熱),繼晶粒正常長(zhǎng)大后發(fā)生的晶粒不均勻長(zhǎng)大過(guò)程。 (13) 不對(duì)。再結(jié)晶雖然是形核—長(zhǎng)大過(guò)程,但晶體點(diǎn)陣類(lèi)型并未改變,故不是相變過(guò)程。 1. 固態(tài)相變時(shí)形核的阻力,來(lái)自新相晶核與基體間形成界面所增加的界面能Eγ,

54、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(lèi)鍵、異類(lèi)鍵的強(qiáng)度和數(shù)量變化引起的化學(xué)能,稱(chēng)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(chēng)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(huì)引起體積應(yīng)變,這種體積應(yīng)變通常是通過(guò)新相與母相的彈性應(yīng)變來(lái)調(diào)節(jié),結(jié)果產(chǎn)生體積應(yīng)變能。 從總體上說(shuō),隨著新相晶核尺寸的增加及新相的生長(zhǎng),(Eγ+Ee)會(huì)增加。當(dāng)然,Eγ、Ee也會(huì)通過(guò)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

55、體積應(yīng)變能問(wèn)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(huì)釋放出一定的自由能,因此減少了激活能勢(shì)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)

56、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(duì)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(guò)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(zhǎng)大,應(yīng)變能上升為相變的主要阻力,則新相形成與

57、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(guò)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(chēng)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?chē)欢ǚ秶鷥?nèi)的固熔體立即由過(guò)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(zhǎng)。通過(guò)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(zhǎng)度。前者擴(kuò)散場(chǎng)延伸到一個(gè)相當(dāng)長(zhǎng)的距離,而后者擴(kuò)散距離只是片層間距的數(shù)量級(jí)(一般小于1mm) 不連續(xù)脫熔有以下特征:

58、 (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(shuō)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(zhǎng)大。 (3) 胞狀析出物長(zhǎng)大時(shí),熔質(zhì)原子的分配是通過(guò)其在析出相與母相之間的界面擴(kuò)散來(lái)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(guò)渡相-θ’過(guò)渡相-θ平衡相 脫熔相的基本特征: GP區(qū)為圓盤(pán)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(guò)渡相呈圓片狀,其厚度為

59、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(chǎng)。 θ 過(guò)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(guò)飽和固熔體分離出一個(gè)新相的過(guò)程,通常這個(gè)過(guò)程

60、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(guò)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(guò)程。調(diào)幅分解與形核、長(zhǎng)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(zhǎng)大脫熔方式的比較 脫熔類(lèi)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

61、核 寬泛 上坡 高 數(shù)量多、顆粒小 形核長(zhǎng)大 凹 過(guò)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(huì)出現(xiàn)小粒子熔解,大粒子長(zhǎng)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(duì)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?chē)娜圪|(zhì)有向大粒子周?chē)鷶U(kuò)散的趨勢(shì)。這種擴(kuò)散發(fā)生后,破壞了亞穩(wěn)平衡,使小粒子周?chē)娜圪|(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

62、而變得更小,如附圖2.23(c)所示;而大粒子周?chē)娜圪|(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(zhǎng)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(guò)小粒子繼續(xù)熔解以及大粒子繼續(xù)長(zhǎng)大而進(jìn)行的。 9. 直徑2r=610-6m。 10. 無(wú)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(guò)程無(wú)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(dòng)速度極快,可接近聲速。 13. 860℃加熱,兩種鋼均在單相區(qū)(見(jiàn)Fe—Fe3C相圖)

63、,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(kāi)始增高,當(dāng)400~700℃回火時(shí),發(fā)生碳化物的聚集、長(zhǎng)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

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