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第一章 原子排列與晶體結(jié)構(gòu) 1. [110]， (111)， ABCABC…， 0.74 ， 12 , 4 ， ； [111]， (110) , 0.68 , 8 , 2 ， ； ， (0001) ， ABAB ， 0.74 ， 12 ， 6 ， 。 2. 0.01659nm3 ， 4 ， 8 。 3. FCC ， BCC ，減少 ，降低 ，膨脹 ，收縮 。 4. 解答：見圖1－1 5. 解答：設(shè)所決定的晶面為（hkl），晶面指數(shù)與面上的直線[uvw]之間有hu+kv+lw=0，故有： h+k-l=0,2h-l=0?？梢郧蟮茫╤kl）＝（112）。 6 解答：Pb為fcc結(jié)構(gòu)，原子半徑R與點(diǎn)陣常數(shù)a的關(guān)系為，故可求得a＝0.494910-6mm。則（100）平面的面積S＝a2＝0.2449260110-12mm2，每個(gè)（100）面上的原子個(gè)數(shù)為2。 所以1 mm2上的原子個(gè)數(shù)＝4.081012。 第二章 合金相結(jié)構(gòu) 一、 填空 1） 提高，降低，變差，變大。 2） （1）晶體結(jié)構(gòu)；（2）元素之間電負(fù)性差；（3）電子濃度 ；（4）元素之間尺寸差別 3） 存在溶質(zhì)原子偏聚 和短程有序 。 4） 置換固溶體 和間隙固溶體 。 5） 提高 ，降低 ，降低 。 6） 溶質(zhì)原子溶入點(diǎn)陣原子溶入溶劑點(diǎn)陣間隙中形成的固溶體，非金屬原子與金屬原子半徑的比值大于0.59時(shí)形成的復(fù)雜結(jié)構(gòu)的化合物。 二、 問答 1、 解答： a-Fe 為bcc結(jié)構(gòu)，致密度雖然較小，但是它的間隙數(shù)目多且分散，間隙半徑很小，四面體間隙半徑為0.291Ra，即R＝0.0361nm，八面體間隙半徑為0.154Ra，即R＝0.0191nm。氫，氮，碳，硼由于與a-Fe的尺寸差別較大，在a-Fe中形成間隙固溶體，固溶度很小。a-Fe的八面體間隙的[110]方向R=0.633 Ra，間隙元素溶入時(shí)只引起一個(gè)方向上的點(diǎn)陣畸變，故多數(shù)處于a-Fe的八面體間隙中心。B原子較大，有時(shí)以置換方式溶入a-Fe。 由于g-Fe為fcc結(jié)構(gòu)，間隙數(shù)目少，間隙半徑大，四面體間隙半徑為0.225 Ra，即R＝0.028nm，八面體間隙半徑為0.414 Ra，即R＝0.0522nm。氫，氮，碳，硼在g-Fe 中也是形成間隙固溶體，其固溶度大于在a-Fe中的固溶度，氫，氮，碳，硼處于g-Fe的八面體間隙中心。 2、簡(jiǎn)答：異類原子之間的結(jié)合力大于同類原子之間結(jié)合力；合金成分符合一定化學(xué)式；低于臨界溫度（有序化溫度）。 第三章 純金屬的凝固 1. 填空 1. 結(jié)構(gòu)和能量。 2 表面，體積自由能 ,，。 3 晶核長(zhǎng)大時(shí)固液界面的過冷度。 4 減少，越大，細(xì)小。 5. 快速冷卻。 二、 問答 1 解答： 凝固的基本過程為形核和長(zhǎng)大，形核需要能量和結(jié)構(gòu)條件，形核和長(zhǎng)大需要過冷度。細(xì)化晶粒的基本途徑可以通過加大過冷度，加入形核劑，振動(dòng)或攪拌。 2 解答： 根據(jù)金屬結(jié)晶過程的形核和長(zhǎng)大理論以及鑄錠的散熱過程，可以得出通常鑄錠組織的特點(diǎn)為最外層為細(xì)小等軸晶，靠?jī)?nèi)為柱狀晶，最內(nèi)層為粗大等軸晶。 3 解答： 液態(tài)金屬結(jié)晶時(shí)，均勻形核時(shí)臨界晶核半徑rK與過冷度vT關(guān)系為，臨界形核功vGK等于。異質(zhì)形核時(shí)固相質(zhì)點(diǎn)可作為晶核長(zhǎng)大，其臨界形核功較小，，θ為液相與非均勻形核核心的潤(rùn)濕角。 形核率與過冷度的關(guān)系為： ，其中N為形核率，C為常數(shù)，ΔGA、ΔGk分別表示形核時(shí)原子擴(kuò)散激活能和臨界形核功。在通常工業(yè)凝固條件下形核率隨過冷度增大而增大。 4 解答： 在金屬凝固時(shí)，可以近似認(rèn)為L(zhǎng)M=vHm,根據(jù)均勻形核時(shí)臨界晶核半徑rK與過冷度vT關(guān)系為，可以計(jì)算得到r＝0.7910－7cm＝0.79nm。 5： 解答： 過冷是指金屬結(jié)晶時(shí)實(shí)際結(jié)晶溫度Tn比理論結(jié)晶溫度Tm低的現(xiàn)象。過冷度ΔT指Tm與Tn的差值。動(dòng)態(tài)過冷度指晶核長(zhǎng)大時(shí)的過冷度。金屬形核和長(zhǎng)大都需要過冷，過冷度增大通常使形核半徑、形核功減少，形核過程容易，形核率增加，晶粒細(xì)化。 6 解答： 冷卻速度極大影響金屬凝固后的組織。冷卻快一般過冷度大，使形核半徑、形核功減少，形核過程容易，形核率增加，晶粒細(xì)化，冷卻非?？鞎r(shí)可以得到非晶，在一般工業(yè)條件下快速冷卻可以得到亞穩(wěn)相。 7、 解答： 純金屬凝固時(shí) 潤(rùn)濕角θ＝0，形核功為0，固相粒子促進(jìn)形核效果最好； 潤(rùn)濕角θ＝180，異質(zhì)形核功等于均勻形核功，固相粒子對(duì)形核無促進(jìn)作用； 潤(rùn)濕角0<θ<180，形核功比均勻形核的形核功小，θ越小，固相粒子促進(jìn)形核效果越好。 雜質(zhì)顆粒的晶體結(jié)構(gòu)與晶核相同或相近時(shí)，促進(jìn)形核效果好，當(dāng)兩者結(jié)構(gòu)不相同時(shí)，一般對(duì)促進(jìn)形核效果差或不促進(jìn)形核。 雜質(zhì)粒子的表面成凹形時(shí)，促進(jìn)形核效果好，成平面狀時(shí)次之，凸形時(shí)最差。 第四章 二元合金相圖與合金凝固 一、填空 1. 成分 2. 光滑界面 ,粗糙界面 3. 垂直長(zhǎng)大機(jī)制，二維平面長(zhǎng)大 , 依靠晶體缺陷長(zhǎng)大 4 枝晶 ，均勻化退火 5 平直狀 ， 樹枝 。 6. _偽共晶_。 7 ， 1 。 8. 共晶 ， 熔晶 ， 偏析 ，包析 9 0.0218% ， 4.3% ； P 和 Fe3C ； FCC， 間隙 ， 間隙固溶體 ， BCC ， 2.11% ； 0.77 ， 珠光體 和 滲碳體 ； 4.3% ； P+F， P+Fe3C ， Ld ， A+ Fe3C ， P+Fe3C +Fe3CII ， 液相 ， A ， F ， 6.69 ， 硬、脆 ， P 。 2 問答 1 解答： 1）見圖中標(biāo)注。兩相區(qū)由相鄰的兩個(gè)單相區(qū)所構(gòu)成。水平線代表三相區(qū)，見3）中的恒溫反應(yīng)式。 2）穩(wěn)定化合物為δ、ε，不穩(wěn)定化合物為β、γ。 3）1455℃，L＋δ－ε，包晶反應(yīng)； 1387℃，L－ε＋Ni，共晶反應(yīng)； 1135℃，L＋δ－γ，包晶反應(yīng)； 855℃，L＋γ－β，包晶反應(yīng)； 640℃，L－Al＋β，共晶反應(yīng)； 4）Ni 30%(重量)的合金在平衡冷卻時(shí)的相變過程：L－γ；855℃，L＋γ－β，包晶反應(yīng)；L－β；640℃，L－Al＋β，共晶反應(yīng)； 室溫下相組成為Al＋β，,β=1-Al%=71.4%。 室溫下組織組成為β+(Al＋β)共晶，，，(Al＋β)共晶=1-β%=28.6%。 5）含Ni89%（重量）的Ni-Al合金其平衡凝固時(shí)室溫組織為Ni和Ni中析出的ε，非平衡凝固后會(huì)出現(xiàn)非平衡共晶組織，即為Ni和少量的1387℃反應(yīng)生成的L－（ε＋Ni）共晶。 6）X合金平衡凝固完畢時(shí)的組織a初晶占80%，則(a+b)共晶＝20％，設(shè)此合金中Ni組元的含量是X，,可以求得X＝0.01%。 7）1500e 時(shí)Al-Ni合金系的自由能—成分曲線示意圖如圖。 2 解答： 1）a相晶體結(jié)構(gòu)與Cu的結(jié)構(gòu)保持一致，為fcc結(jié)構(gòu)； 2）共晶反應(yīng)前的平衡分配系數(shù)； 3) Cu-13.47%Sn合金在正常條件下凝固后，由于固相平均成分線相對(duì)于固相線下移，在合金凝固過程中剩余少量液相出現(xiàn)非平衡結(jié)晶，發(fā)生包晶反應(yīng)而出現(xiàn)少量b相。這些少量b相可以通過均勻化退火消除。 4）Cu-70%Sn合金平衡凝固過程為L(zhǎng)－ε，L92.4+ε38.2—η59.0，L—η，L99.3—η60.9+（Sn），η－ 共晶反應(yīng)剛完畢時(shí)相組成物為η+（Sn），組織組成物為η+（η+Sn）共晶。 相組成物的相對(duì)含量為： 和組織組成物的相對(duì)含量：（η+Sn）共晶％＝1－η％＝23.7％。 5）合金在450℃時(shí)各相自由能---成分曲線示意圖如圖所示。 3 解答： 1）相區(qū)填寫如圖所示。相圖中各等溫反應(yīng)如下： 935℃：L+β（Y）—ε；780℃：L+ε—δ；776℃：β（Y）—ε＋α（Y）； 635℃：L+ε—γ； 557℃：L—（Mg）＋γ。 Y=5%wt時(shí)的合金K在室溫時(shí)的平衡組織為（Mg）固溶體。 2）Mg為hcp結(jié)構(gòu)，因?yàn)閞＝a/2，一個(gè)hcp晶胞中有6個(gè)原子，設(shè)，則致密度為 3）提高合金K強(qiáng)度的可能方法有細(xì)化晶粒，加工硬化。 4）Y=10%wt之合金可能的強(qiáng)化方法有細(xì)化晶粒，加工硬化和固溶時(shí)效。 4 解答： 相同點(diǎn)：均需要形核與長(zhǎng)大，形核要滿足一定熱力學(xué)條件，形成一定臨界晶核半徑，即需要能量起伏和結(jié)構(gòu)起伏。 不同點(diǎn)：固溶體合金形核除需要能量起伏和結(jié)構(gòu)起伏外，還需要成分起伏，非平衡結(jié)晶時(shí)產(chǎn)生偏析，一般會(huì)產(chǎn)生成分過冷，凝固過程是在一個(gè)溫度區(qū)間進(jìn)行，而純金屬凝固在等溫進(jìn)行。 5 解答： 1）Fe3CII含量最多的合金、珠光體含量最多的合金、萊氏體含量最多的合金的合金成分分別為含碳量2.11%，0.77%，4.3%。 2）二元系中比較適合做變形合金和合金為單相固溶體，適合作為鑄造合金的成分范圍為含有較多共晶體的合金。故在含碳量小于2.11%的合金可以經(jīng)過加熱得到單相合金適合作為變形合金，含碳量大于4.3％的合金有共晶反應(yīng)適合作為鑄造合金。 3）提高壓力加工合金的強(qiáng)度的方法主要有加工硬化，合金元素固溶產(chǎn)生的固溶強(qiáng)化，細(xì)化晶粒強(qiáng)化，熱處理強(qiáng)化，第二相強(qiáng)化，彌散質(zhì)點(diǎn)的彌散強(qiáng)化。 4）平衡反應(yīng)的成分及溫度，反應(yīng)式為 1495℃，L0.53＋δ0.09－A0.17，包晶反應(yīng)； 1148℃，L4.3－A2.11＋Fe3C，共晶反應(yīng)； 727℃，A0.77－F0.0218+Fe3C，共析反應(yīng)； 5）凝固過程：935℃：L—γ，γ—Fe3CⅡ，γ—F＋Fe3CⅡ（P） 室溫下相組成為F＋Fe3CⅡ，其中；室溫下組織組成為P＋Fe3CⅡ，其中，F(xiàn)e3CⅡ％＝1－P％＝1.9%。 6）亞穩(wěn)轉(zhuǎn)變后組織為P＋Fe3CⅡ，淬火冷卻后C在Fe中形成過飽和固溶體（馬氏體相變）。 7) 三種鋼在給定溫度下的顯微組織如表。 8）1200℃時(shí)各相的自由能---成分曲線示意圖如圖。 6： 解答： 1）Ⅱ合金的平衡冷卻曲線和組織如圖；室溫下相組成物為α＋β，其中，β＝1－α％＝88.2%，組織組成為β＋（α＋β）共晶， ，（α＋β）共晶％＝1－β％＝25％； 2） Ⅰ合金在平衡凝固時(shí)室溫組織為α＋βⅡ，工業(yè)條件冷卻時(shí)出現(xiàn)少量非平衡共晶組織，室溫組織為α＋βⅡ＋少量（α＋β）共晶。 3） 可以根據(jù)相圖估計(jì)，在共晶溫度下盡可能高的溫度進(jìn)行退火。 7： 解答： 1）金屬固液界面的微觀結(jié)構(gòu)為粗糙界面，長(zhǎng)大機(jī)制為垂直長(zhǎng)大方式，在正溫度梯度下固液界面保持平直，在負(fù)溫度梯度下成長(zhǎng)時(shí)固/液界面不穩(wěn)定，結(jié)晶后容易長(zhǎng)成樹枝狀晶。 8： 解答： 1）相區(qū)填充如圖； 2）設(shè)X合金中Bi組元的含量是x，依題意有，可以解得x＝53.44，即Bi組元的含量是53.44％。 3）設(shè)Y合金中Bi組元的含量是y，依題意有共晶含量，可以解得y＝78.15，即Pb組元的含量是21.85％。 4）Pb-30%Bi合金平衡凝固過程為L(zhǎng)—α，L＋α—β，L—β，β—Bi，室溫下平衡組織為β＋Bi，非平衡凝固下由于L＋α—β包晶反應(yīng)很難進(jìn)行完全，故在β晶粒內(nèi)部會(huì)保留部分α，室溫下組織為β＋殘留α＋Bi。 第五章 三元合金相圖 圖8 1 解答： 0.8%C的Fe-C-Si三元合金在平衡冷卻時(shí)的相變過程為L(zhǎng)—α，L＋α—γ，L—γ，1100℃時(shí)的平衡組織為γ。 2 解答： 1）Cu-30%Zn-10%Al合金的成分點(diǎn)見圖中X點(diǎn)。 2）Cu-20%Zn-8%Al合金，位于α+γ兩相區(qū)邊界線上，由α＋γ兩相組成。Cu-25Zn-6Al合金位于α＋＋γ的三相區(qū)中，由α＋＋γ的三相區(qū)組成，可以從圖中讀出各相成分點(diǎn)： α：Cu-22.6Zn-3.45Al, γ：Cu-18Zn-11.5Al, β：Cu-30Zn-4Al 故Cu-20Zn-8Al合金中α％＝100％＝43.50% γ％＝1－α％＝56.5% Cu－25Zn－6Al合金中＝100％=50% α%=(1-)43.5%=21.75%,γ％=(1-)56.5%=28.25% 3) Y合金凝固過程：L－α，L－α＋β，β－α 3 解答： 1) ：L+α－β ：L－β+γ ：L－α+γ 2) L+α－β+γ 3）O合金凝固過程：L－α,L+α－β,L+α－β+γ,α,β,γ同析。 4 解答：e－1085℃：L→FeC+γ；P－1335℃：L+α－γ；γ－1380℃：L+FeW2－α 1700℃ L＋WC＋W－η 1200℃ L＋η－γ+WC 1085℃ L－γ＋Fe3C＋WC 5 解答： 1) 2Cr13.不銹鋼的淬火加熱在γ相區(qū)，從圖上估計(jì)為1050℃－1300℃； 2）2％C，13％Cr剛的平衡凝固過程為：L－γ,L－γ+C； γ→α＋C（P）；α→C； 室溫下組織為C+P。 3) 1區(qū)的三相反應(yīng)是：L+δ－γ 795℃的四相平衡的反應(yīng)式：γ＋C－α+ C 6 解答：Ⅳ區(qū)合金凝固過程為：L－α,L－α＋β，α－β互析； Ⅵ區(qū)合金凝固過程為：L－α,L－α＋β，L－α＋β+γ,隨后α，β，γ同析； 四相反應(yīng)式為：L－α＋β＋γ 7 解答：四相反應(yīng)式為137.4℃時(shí)P點(diǎn)：Lp+α－β＋δ 99.5℃時(shí)E點(diǎn) L－β2＋δ＋γ 三元系初晶面有δ、α、β、γ的四個(gè)初晶面； 2）三元合金中合金1的結(jié)晶過程為：L－γ，L－γ+δ+β； 合金2的結(jié)晶過程為：L－δ，L－δ+β，L－γ+δ+β； 合金3的結(jié)晶過程為：L－α，L－δ+α,L＋α－β+δ； 合金4的結(jié)晶過程為:：L－α, L＋α－β+δ。 3）由題意分析可知改合金成分位于γ(Bi)與E點(diǎn)的連線上，設(shè)其Bi含量為x, 故有50%=100%，故Bi含量為77.5%， 即Pb%+Sn%=22.5%。由于成分線過Bi的頂點(diǎn)，故所求合金中 可求得Pb%=9%，Sn=13.5%。 第六章 空位與位錯(cuò) 一、 名詞解釋 空位平衡濃度：金屬晶體中，空位是熱力學(xué)穩(wěn)定的晶體缺陷，在一定的空位下對(duì)應(yīng)一定的空位濃度，通常用金屬晶體中空位總數(shù)與結(jié)點(diǎn)總數(shù)的比值來表示。 位錯(cuò)：晶體中的一種原子排列不規(guī)則的缺陷，它在某一個(gè)方向上的尺寸很大，另兩個(gè)方向上尺寸很小。 柏氏回路：確定柏氏族矢量的過程中圍繞位錯(cuò)線作的一個(gè)閉合回路，回路的每一步均移動(dòng)一個(gè)原子間距，使起點(diǎn)與終點(diǎn)重合。 P-N力：周期點(diǎn)陣中移動(dòng)單個(gè)位錯(cuò)時(shí)，克服位錯(cuò)移動(dòng)阻力所需的臨界切應(yīng)力 擴(kuò)展位錯(cuò)：兩個(gè)不全位錯(cuò)之間夾有層錯(cuò)的位錯(cuò)組態(tài) 堆垛層錯(cuò)：密排晶體結(jié)構(gòu)中整層密排面上原子發(fā)生滑移錯(cuò)排而形成的一種晶體缺陷。 弗蘭克-瑞德位錯(cuò)源：兩個(gè)結(jié)點(diǎn)被釘扎的位錯(cuò)線段在外力的作用下不斷彎曲弓出后，互相鄰近的位錯(cuò)線抵消后產(chǎn)生新位錯(cuò)，原被釘扎錯(cuò)位線段恢復(fù)到原狀，不斷重復(fù)產(chǎn)生新位錯(cuò)的，這個(gè)不斷產(chǎn)生新位錯(cuò)、被釘扎的位錯(cuò)線即為弗蘭克-瑞德位錯(cuò)源。 Orowan機(jī)制：合金相中與基體非共格的較硬第二相粒子與位錯(cuò)線作用時(shí)不變形，位錯(cuò)繞過粒子，在粒子周圍留下一個(gè)位錯(cuò)環(huán)使材料得到強(qiáng)化的機(jī)制。 科垂?fàn)枤鈭F(tuán)：圍繞刃型位錯(cuò)形成的溶質(zhì)原子聚集物，通常阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，產(chǎn)生固溶強(qiáng)化效果。 鈴木氣團(tuán)：溶質(zhì)原子在層錯(cuò)區(qū)偏聚，由于形成化學(xué)交互作用使金屬?gòu)?qiáng)度升高。 面角位錯(cuò)：在fcc晶體中形成于兩個(gè){111}面的夾角上，由三個(gè)不全位錯(cuò)和兩個(gè)層錯(cuò)構(gòu)成的不能運(yùn)動(dòng)的位錯(cuò)組態(tài)。 多邊形化：連續(xù)彎曲的單晶體中由于在加熱中通過位錯(cuò)的滑移和攀移運(yùn)動(dòng)，形成規(guī)律的位錯(cuò)壁，成為小角度傾斜晶界，單晶體因而變成多邊形的過程。 二、 問答 1 解答：層錯(cuò)能高，難于形成層錯(cuò)和擴(kuò)展位錯(cuò)，形成的擴(kuò)展位錯(cuò)寬度窄，易于發(fā)生束集，容易發(fā)生交滑移，冷變形中線性硬化階段短，甚至被掩蓋，而拋物線硬化階段開始早，熱變形中主要發(fā)生動(dòng)態(tài)恢復(fù)軟化；層錯(cuò)能低則反之，易于形成層錯(cuò)和擴(kuò)展位錯(cuò)，形成的擴(kuò)展位錯(cuò)寬度較寬，難于發(fā)生束集和交滑移，冷變形中線性硬化階段明顯，熱變形中主要發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶軟化。 2. 解答： 1）對(duì)于位錯(cuò)反應(yīng)，需要同時(shí)滿足能量條件和幾何條件，反應(yīng)才能進(jìn)行。 在]+中，， ，，滿足能量條件；同時(shí)，滿足幾何條件，故反應(yīng)能進(jìn)行。 擴(kuò)展位錯(cuò)寬度，G為切彈性模量，b1、b2為不全位錯(cuò)柏氏矢量，γ為層錯(cuò)能。若反應(yīng)前的是刃位錯(cuò)，則反應(yīng)后的擴(kuò)展位錯(cuò)只能在原滑移面上進(jìn)行滑移；若反應(yīng)前的是螺型位錯(cuò)，反應(yīng)后形成的擴(kuò)展位錯(cuò)可以進(jìn)行束集，與其相交面如面相交處束集，而后過渡到面上進(jìn)行運(yùn)動(dòng)，并有可能再次分解為擴(kuò)展位錯(cuò)。 2）若（1，1，1）面上位錯(cuò)與面上的位錯(cuò)相遇，它們之間能滿足能量條件和幾何條件，可以發(fā)生位錯(cuò)反應(yīng)，反應(yīng)式為：。新位錯(cuò)位于（001）面上，是純?nèi)行臀诲e(cuò)，由于不在其滑移面{111}面上，為不可動(dòng)位錯(cuò)。 3）（111）與（111）兩個(gè)滑移面上全位錯(cuò)分解為肖克萊不全位錯(cuò)的兩個(gè)反應(yīng)式為： （111）晶面上：，面上的位錯(cuò) 4）如果兩擴(kuò)展位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)分解后的兩個(gè)領(lǐng)先不全位錯(cuò)為和，兩領(lǐng)先位錯(cuò)之間依據(jù)能量條件和幾何條件要求，可以判斷位錯(cuò)反應(yīng)可以進(jìn)行。新位錯(cuò)柏氏矢量為；新形成位錯(cuò)為在（001）面上刃型位錯(cuò)，牽制到其它兩個(gè)不全位錯(cuò)和兩個(gè)層錯(cuò)均不能運(yùn)動(dòng)，會(huì)引起冷加工中的加工硬化。 3 解答：1）將各參數(shù)帶入公式中可以計(jì)算得到Es＝0.73~0.92Gb2； 2）Cu中長(zhǎng)度為1個(gè)柏氏矢量的螺型位錯(cuò)割階的能量約為（1.725~2.3）10－11J/cm2。 4 解答：平衡空位濃度，A為材料常數(shù)，k＝1.3810－23 J/K，Ev為空位形成能。，即溫度越高，空位濃度越大。高溫淬火后由于高濃度空位被保留至低溫，對(duì)低溫加熱擴(kuò)散有促進(jìn)作用。 5 解答：平衡空位濃度，Al的空位形成能為0.76eV＝0.76（1.60210－19 J），k＝1.3810－23 J/K，系數(shù)A=1。計(jì)算可得27e （300K）時(shí)空位濃度C1＝1.710－13，627e 時(shí)空位濃度為C2＝5.5410－5，故從27e 升溫到627e 時(shí)空位濃度增加倍。 6 解答：兩平行同號(hào)刃型位錯(cuò)之間滑移面上的受力： ，G為切彈性模量，b，為兩刃型位錯(cuò)的柏氏矢量，ν為泊松比。 故位置1位錯(cuò)受斥力，位置2位錯(cuò)處于亞穩(wěn)平衡，偏離該位置則遠(yuǎn)離或運(yùn)動(dòng)到與原點(diǎn)處位錯(cuò)垂直的地方。位置3處第二個(gè)位錯(cuò)處于與原點(diǎn)處位錯(cuò)垂直的上方，處于穩(wěn)定態(tài)。 7、解答：位錯(cuò)是晶體中的缺陷，對(duì)材料有許多重要影響。 1） 對(duì)變形影響。通過位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)完成塑性變形； 2） 對(duì)性能影響，與第二相粒子，通過切過或繞過機(jī)制強(qiáng)化材料，冷加工中位錯(cuò)密度增加也能強(qiáng)化材料，或通過形成科垂?fàn)枤鈭F(tuán)強(qiáng)化材料，以及位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)中相互交截，或形成割階、面角位錯(cuò)等使材料強(qiáng)化； 3） 對(duì)再結(jié)晶中的晶核形成機(jī)制有影響； 是優(yōu)先擴(kuò)散通道。 第七章 金屬塑性變形 一 名詞 固溶強(qiáng)化：固溶體中的溶質(zhì)原子溶入基體金屬后使合金變形抗力提高，應(yīng)力－應(yīng)變曲線升高，塑性下降的現(xiàn)象； 應(yīng)變時(shí)效：具有屈服現(xiàn)象的金屬材料在受到拉伸等變形發(fā)生屈服后，在室溫停留或低溫加熱后重新拉伸又出現(xiàn)屈服效應(yīng)的情況； 孿生：金屬塑性變形的重要方式。晶體在切應(yīng)力作用下一部分晶體沿著一定的晶面（孿晶面）和一定的晶向（孿生方向）相對(duì)于另外一部分晶體作均勻的切變，使相鄰兩部分的晶體取向不同，以孿晶面為對(duì)稱面形成鏡像對(duì)稱，孿晶面的兩邊的晶體部分稱為孿晶。形成孿晶的過程稱為孿生； 臨界分切應(yīng)力：金屬晶體在變形中受到外力使某個(gè)滑移系啟動(dòng)發(fā)生滑移的最小分切應(yīng)力； 變形織構(gòu)：多晶體中位向不同的晶粒經(jīng)過塑性變形后晶粒取向變成大體一致，形成晶粒的擇優(yōu)取向，擇優(yōu)取向后的晶體結(jié)構(gòu)稱為變形織構(gòu)，織構(gòu)在變形中產(chǎn)生，稱為變形織構(gòu)。 二 問答 1 簡(jiǎn)答：純金屬變形主要借助位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，通過滑移和孿生完成塑性變形，開動(dòng)滑移系需要臨界切應(yīng)力，晶體中還會(huì)發(fā)生扭轉(zhuǎn)；單相合金的基本變形過程與純金屬的基本過程是一樣的，但會(huì)出現(xiàn)固溶強(qiáng)化，開動(dòng)滑移系需要臨界切應(yīng)力較大，還有屈服和應(yīng)變時(shí)效現(xiàn)象。 2 簡(jiǎn)答：滑移時(shí)原子移動(dòng)的距離是滑移方向原子間距的整數(shù)倍，孿生時(shí)原子移動(dòng)的距離不是孿生方向原子間距的整數(shù)倍；滑移時(shí)滑移面兩邊晶體的位向不變，而孿生時(shí)孿生面兩邊的晶體位向不同，以孿晶面形成鏡像對(duì)稱；滑移時(shí)需要的臨界分切應(yīng)力小，孿生開始需要的臨界分切應(yīng)力很大，孿生開始后繼續(xù)切變時(shí)需要的切應(yīng)力小，故孿生一般在滑移難于進(jìn)行時(shí)發(fā)生。 3 簡(jiǎn)答：1）α的滑移系為{110}<111>，b相的常見滑移系為{111}<110>，h相的常見滑移系為（0001）<110>。 2）它們單晶變形時(shí)應(yīng)力-應(yīng)變曲線示意圖如圖。 典型的面心立方單晶體的加工硬化曲線可以分為三個(gè)階段。當(dāng)切應(yīng)力達(dá)到晶體的臨界分切應(yīng)力時(shí)，其應(yīng)力-應(yīng)變曲線近似為直線，稱為易滑移階段，此時(shí)加工硬化率很小，滑移線細(xì)長(zhǎng)，分布均勻；隨后加工硬化率顯著增加，稱為線性硬化階段，滑移系在幾組相交的滑移系上發(fā)生，位錯(cuò)彼此交截，滑移線較短；第三階段稱為拋物線硬化階段，加工硬化隨應(yīng)變?cè)黾佣鴾p少，出現(xiàn)許多碎斷滑移帶，滑移帶端部出現(xiàn)交滑移痕跡。 多晶體加工硬化曲線一般不出現(xiàn)易滑移的第一階段，而加工硬化率明顯高于單晶體。 4 簡(jiǎn)答：冷加工纖維組織是純金屬和單相合金在冷塑性變形時(shí)和變形度很大的條件下，各晶粒伸長(zhǎng)成纖維狀；帶狀組織是復(fù)相合金在冷塑性變形和變形度大的條件下第二相被破碎或伸長(zhǎng)，沿變形方向成帶狀分布而形成的；變形織構(gòu)是金屬和合金在在冷塑性變形時(shí)晶粒發(fā)生擇優(yōu)取向而形成的。 上述冷加工纖維組織、帶狀組織和變形織構(gòu)都使材料的性能具有方向性，即在各個(gè)方向上的性能不均，對(duì)使用性能有不良影響，但少數(shù)金屬材料，如用作變壓器的硅鋼片，各向異性能更好滿足使用要求。 5 簡(jiǎn)答：金屬材料經(jīng)熱加工后機(jī)械性能較鑄造態(tài)好的主要原因是熱加工時(shí)的高溫、大變形量使氣泡、疏松和微裂紋得到機(jī)械焊合，提高了材料的致密性，消除了鑄造缺陷，同時(shí)改善夾雜物和脆性相的形態(tài)、大小和分布，使枝晶偏析 程度減弱，合金成分均勻性提高，熱加工中形成合理的加工流線，熱加工還可使金屬顯微組織細(xì)化，這些都可以提高金屬材料的性能。 6 簡(jiǎn)答：金屬材料經(jīng)冷加工后，強(qiáng)度增加，硬度增加，塑性降低的現(xiàn)象稱為加工硬化。產(chǎn)生加工硬化的各種可能機(jī)制有滑移面上平行位錯(cuò)間的交互作用的平行位錯(cuò)硬化理論，以及滑移面上位錯(cuò)與別的滑移面上位錯(cuò)林切割產(chǎn)生割階的林位錯(cuò)強(qiáng)化理論。 加工硬化在實(shí)際生產(chǎn)中用來控制和改變金屬材料的性能，特別是對(duì)不能熱處理強(qiáng)化的合金和純金屬尤為重要，可以進(jìn)行熱處理強(qiáng)化的合金，加工硬化可以進(jìn)一步提高材料的強(qiáng)度；加工硬化是實(shí)現(xiàn)某些工件和半成品加工成型的主要因素；加工硬化也會(huì)帶來塑性降低，使變形困難的影響，還會(huì)使材料在使用過程中尺寸不穩(wěn)定，易變形，降低材料耐蝕性。 7 簡(jiǎn)答：可有8個(gè)滑移系同時(shí)產(chǎn)生滑移（可以通過計(jì)算fcc的滑移系與[001]方向的夾角得到此結(jié)果）。開動(dòng)其中一個(gè)滑移系至少要施加的拉應(yīng)力為 9 簡(jiǎn)答：第二相在冷塑性變形過程中的作用一般是提高合金強(qiáng)度，但還取決于第二相的種類數(shù)量顆粒大小形狀分布特點(diǎn)及與基體結(jié)合界面結(jié)構(gòu)等，對(duì)塑性變形影響復(fù)雜。第二相強(qiáng)度高于基體但有一定塑性，其尺寸、含量與基體基本接近，則合金塑性是兩相的變形能力平均值。第二相硬、脆，合金變形只在基體中進(jìn)行，第二相基本不變形；第二相均勻、彌散分布在固溶體基體上，可以對(duì)合金產(chǎn)生顯著強(qiáng)化作用。 10 簡(jiǎn)答：織構(gòu)由晶粒擇優(yōu)取向形成，變形織構(gòu)對(duì)再結(jié)晶織構(gòu)形成有主要影響，織構(gòu)造成材料性能各向異性。各向異性在不同情況需要避免或利用?？棙?gòu)控制可以通過控制合金元素的種類和含量、雜質(zhì)含量、變形工藝（如變向軋制）和退火工藝等多種因素的配合。 11 簡(jiǎn)答：金屬和合金在冷塑性變形過程中發(fā)生的組織性能的變化主要有晶粒被拉長(zhǎng)，形成纖維組織，冷變形程度很高時(shí)，位錯(cuò)密度增高，形成位錯(cuò)纏結(jié)和胞狀組織，發(fā)生加工硬化，，變形金屬中出現(xiàn)殘余應(yīng)力，金屬在單向塑性變形時(shí)出現(xiàn)變形織構(gòu)。 12 簡(jiǎn)答： 1）屈服現(xiàn)象是由溶質(zhì)原子與位錯(cuò)交互作用產(chǎn)生氣團(tuán)產(chǎn)生的，在外力作用下使位錯(cuò)掙脫溶質(zhì)原子的釘扎，材料出現(xiàn)屈服現(xiàn)象，曲線2在位錯(cuò)脫離釘扎后溶質(zhì)原子來不及重新聚集形成氣團(tuán)，故無屈服現(xiàn)象；曲線3在出現(xiàn)屈服后時(shí)效再加載，溶質(zhì)原子可以重新聚集形成氣團(tuán)，故又出現(xiàn)屈服現(xiàn)象； 2）屈服現(xiàn)象使金屬材料在拉伸和深沖過程中變形不均勻，造成工件表面不平整?？梢酝ㄟ^加入與溶質(zhì)原子形成穩(wěn)定化合物的其它元素，減少間隙溶質(zhì)原子含量，減少氣團(tuán)，消除或減輕屈服現(xiàn)象，或在深沖之前進(jìn)行比屈服伸長(zhǎng)范圍稍大的預(yù)變形，使位錯(cuò)掙脫氣團(tuán)的釘扎，然后盡快深沖。 13 簡(jiǎn)答：根據(jù)霍爾—配奇公式：，則按照題意有： 和，可以解得s0＝50，k＝25，故可求得當(dāng)d=1/16mm時(shí)，根據(jù)霍爾—配奇公式求得ss＝50＋25＝150 MNm-2。 第八章 回復(fù)與再結(jié)晶 1 名詞 變形織構(gòu)：多晶體中位向不同的晶粒經(jīng)過塑性變形后晶粒取向變成大體一致，形成晶粒的擇優(yōu)取向，擇優(yōu)取向后的晶體結(jié)構(gòu)稱為變形織構(gòu)，織構(gòu)在變形中產(chǎn)生，稱為變形織構(gòu)； 再結(jié)晶織構(gòu)是具有變形織構(gòu)的金屬經(jīng)過再結(jié)晶退火后出現(xiàn)的織構(gòu)，位向于原變形織構(gòu)可能相同或不同，但常與原織構(gòu)有一定位向關(guān)系。 再結(jié)晶全圖：表示冷變形程度、退火溫度與再結(jié)晶后晶粒大小的關(guān)系（保溫時(shí)間一定）的圖。 冷加工與熱加工：再結(jié)晶溫度以上的加工稱為熱加工，低于再結(jié)晶溫度又是室溫下的加工稱為冷加工。 帶狀組織：多相合金中的各個(gè)相在熱加工中可能沿著變形方向形成的交替排列稱為帶狀組織； 加工流線：金屬內(nèi)部的少量夾雜物在熱加工中順著金屬流動(dòng)的方向伸長(zhǎng)和分布，形成一道一道的細(xì)線； 動(dòng)態(tài)再結(jié)晶：低層錯(cuò)能金屬由于開展位錯(cuò)寬，位錯(cuò)難于運(yùn)動(dòng)而通過動(dòng)態(tài)回復(fù)軟化，金屬在熱加工中由溫度和外力聯(lián)合作用發(fā)生的再結(jié)晶稱為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。 臨界變形度：再結(jié)晶后的晶粒大小與冷變形時(shí)的變形程度有一定關(guān)系，在某個(gè)變形程度時(shí)再結(jié)晶后得到的晶粒特別粗大，對(duì)應(yīng)的冷變形程度稱為臨界變形度。 二次再結(jié)晶：某些金屬材料經(jīng)過嚴(yán)重變形后在較高溫度下退火時(shí)少數(shù)幾個(gè)晶粒優(yōu)先長(zhǎng)大成為特別粗大的晶粒，周圍較細(xì)的晶粒逐漸被吞掉的反常長(zhǎng)大情況。 退火孿晶：某些面心立方金屬和合金經(jīng)過加工和再結(jié)晶退火后出現(xiàn)的孿晶組織。 2 問答 1 簡(jiǎn)答：再結(jié)晶是一種組織轉(zhuǎn)變，從變形組織轉(zhuǎn)變?yōu)闊o畸變新晶粒的過程，再結(jié)晶前后組織形態(tài)改變，晶體結(jié)構(gòu)不變；固態(tài)相變時(shí)，組織形態(tài)和晶體結(jié)構(gòu)都改變；晶體結(jié)構(gòu)是否改變是二者的主要區(qū)別。 2 簡(jiǎn)答：變形度較小時(shí)以晶界弓出機(jī)制形核，變形度大的高層錯(cuò)能金屬以亞晶合并機(jī)制形核，變形度大的低層錯(cuò)能金屬以亞晶長(zhǎng)大機(jī)制形核。 冷變形度很小時(shí)不發(fā)生再結(jié)晶，晶粒尺寸基本保持不變，在臨界變形度附近方式再結(jié)晶晶粒特別粗大，超過臨界變形度后隨變形度增大，晶粒尺寸減少，在很大變形度下，加熱溫度偏高，少數(shù)晶粒發(fā)二次再結(jié)晶，使部分晶粒粗化。 3 簡(jiǎn)答：燈泡中W絲在高溫下工作，晶粒長(zhǎng)大后在熱應(yīng)力作用下破斷，延長(zhǎng)鎢絲壽命的方法可以加入第二相質(zhì)點(diǎn)阻止晶粒在加熱時(shí)長(zhǎng)大，如加入ThO2顆粒；或在燒結(jié)中使制品中形成微細(xì)的空隙也可以抑制晶粒長(zhǎng)大，如加入少量K、Al、Si等雜質(zhì)，在燒結(jié)時(shí)汽化形成極小的氣泡。 4 簡(jiǎn)答： 戶外用的架空銅導(dǎo)線要求一定的強(qiáng)度可以進(jìn)行回復(fù)退火，只去應(yīng)力，保留強(qiáng)度；戶內(nèi)電燈用花線可以進(jìn)行再結(jié)晶退火，軟化金屬，降低電阻率。 5 簡(jiǎn)答：1）純鋁經(jīng)90%冷變形后在70e ，150e ，300e 保溫后空冷的組織示意圖如圖。 2）純鋁試樣強(qiáng)度、硬度以70e 退火后最高，150e 退火試樣的強(qiáng)度、硬度次之，300e 保溫后強(qiáng)度、硬度最低，而塑性則以70e 退火后最低，150e 退火試樣的居中，300e 保溫后塑性最好； 工業(yè)純金屬的再結(jié)晶溫度一般可用T再＝（0.3~0.4）T熔估計(jì)，故純鋁的再結(jié)晶溫度為100e左右，在70℃保溫合金只是發(fā)生回復(fù)，顯微組織仍保持加工狀態(tài)，強(qiáng)度。硬度最高，塑性差，組織為纖維組織；150e 加熱發(fā)生再結(jié)晶，強(qiáng)度、硬度下降，塑性好，300e 保溫后發(fā)生晶粒長(zhǎng)大，強(qiáng)度、硬度進(jìn)一步下降，塑性很好。 7 簡(jiǎn)答：可計(jì)算得到三種純金屬的再結(jié)晶溫度大約為純鈦：550℃，純鋁：100℃，純鉛低于0℃。金屬的軋制開坯溫度要在再結(jié)晶溫度以上進(jìn)行，故工業(yè)純鈦、純鋁和純鉛鑄錠的軋制開坯溫度可分別取200℃，800℃，室溫即可。 開坯后在室溫軋制，鉛的塑性最好，鋁的塑性也較好，鈦的塑性最差。在室溫下純鋁和純鉛可以連續(xù)軋制，并獲得很薄的帶材，但純鈦不能繼續(xù)軋制，要獲得很薄的帶材需要在再結(jié)晶溫度以上反復(fù)進(jìn)行軋制。 8 簡(jiǎn)答：晶粒大小對(duì)金屬材料的室溫力學(xué)性能可用Hall－Petch公式描述，晶粒越細(xì)小，材料強(qiáng)度越高；高溫下由于晶界產(chǎn)生粘滯性流動(dòng)，發(fā)生晶粒沿晶界的相對(duì)滑動(dòng)，并產(chǎn)生擴(kuò)散蠕變，晶粒太細(xì)小金屬材料的高溫強(qiáng)度反而降低。 生產(chǎn)中可以通過選擇合適的合金成分獲得細(xì)小晶粒，利用變質(zhì)處理，振動(dòng)、攪拌，加大過冷度等措施細(xì)化鑄錠晶粒，利用加工變形細(xì)化晶粒，合理制訂再結(jié)晶工藝參數(shù)控制晶粒長(zhǎng)大。 9 簡(jiǎn)答： 固溶強(qiáng)化，細(xì)晶強(qiáng)化，加工硬化，第二相強(qiáng)化，相變（熱處理）強(qiáng)化等。 10 簡(jiǎn)答： 固溶強(qiáng)化的可能位錯(cuò)機(jī)制主要是溶質(zhì)原子氣團(tuán)對(duì)位錯(cuò)的釘扎，增加了位錯(cuò)滑移阻力。如溶質(zhì)原子與位錯(cuò)的彈性交互作用的科垂?fàn)枤鈭F(tuán)和斯諾克氣團(tuán)，溶質(zhì)原子與擴(kuò)展位錯(cuò)交互作用的鈴木氣團(tuán)使層錯(cuò)寬度增加，位錯(cuò)難于束集，交滑移困難；溶質(zhì)原子形成的偏聚和短程有序，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)通過時(shí)破壞了偏聚和短程有序使得能量升高，增加位錯(cuò)的阻力，以及溶質(zhì)原子與位錯(cuò)的靜電交互作用對(duì)位錯(cuò)滑移產(chǎn)生的阻力使材料強(qiáng)度升高。 彌散強(qiáng)化也是通過阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)強(qiáng)化材料，如位錯(cuò)繞過較硬、與基體非共格第二相的Orowan機(jī)制和切割較軟、與基體共格的第二相粒子的切割機(jī)制。 產(chǎn)生加工硬化的各種可能機(jī)制有滑移面上平行位錯(cuò)間的交互作用的平行位錯(cuò)硬化理論，以及滑移面上位錯(cuò)與別的滑移面上位錯(cuò)林切割產(chǎn)生割階的林位錯(cuò)強(qiáng)化理論。 1 名詞 正吸附：材料表面原子處于結(jié)合鍵不飽和狀態(tài)，以吸附介質(zhì)中原子或晶體內(nèi)部溶質(zhì)原子達(dá)到平衡狀態(tài)，當(dāng)溶質(zhì)原子或雜質(zhì)原子在表面濃度大于在其在晶體內(nèi)部的濃度時(shí)稱為正吸附； 晶界能：晶界上原子從晶格中正常結(jié)點(diǎn)位置脫離出來，引起晶界附近區(qū)域內(nèi)晶格發(fā)生畸變，與晶內(nèi)相比，界面的單位面積自由能升高，升高部分的能量為晶界能； 小角度晶界：多晶體材料中，每個(gè)晶粒之間的位向不同，晶粒與晶粒之間存在界面，若相鄰晶粒之間的位向差在10～2之間，稱為小角度晶界； 晶界偏聚：溶質(zhì)原子或雜質(zhì)原子在晶界或相界上的富集，也稱內(nèi)吸附，有因?yàn)槌叽缫蛩卦斐傻钠胶馄酆涂瘴辉斐傻姆瞧胶馄邸? 2 問答 1 簡(jiǎn)答： 復(fù)合材料由顆?；蚶w維與基體構(gòu)成，存在大量界面。按照顯微結(jié)構(gòu)，其界面層可以區(qū)分為基體與復(fù)合物的機(jī)械固體嚙合結(jié)合、形成化學(xué)反應(yīng)的化合層結(jié)合、形成完全或部分固溶體的結(jié)合幾種情況。結(jié)合層的結(jié)合面體積分?jǐn)?shù)越大，結(jié)合層強(qiáng)度越高，基體與復(fù)合物之間的結(jié)合鍵力越大，結(jié)合強(qiáng)度越高。 2 簡(jiǎn)答： 晶界具有晶界能，容易發(fā)生溶質(zhì)原子和雜質(zhì)原子的晶界偏聚，是原子易擴(kuò)散通道，晶界在加熱時(shí)會(huì)發(fā)生遷移，晶界是相變等優(yōu)先形核的地方，晶界易受腐蝕，晶界增多在室溫下強(qiáng)化材料，在高溫下弱化材料強(qiáng)度，晶界處易于析出第二相，晶界容易使位錯(cuò)塞積，造成應(yīng)力集中，晶界上原子排列混亂。 3 簡(jiǎn)答：一般金屬的晶界能與晶粒位向差有關(guān)，并隨位向差增大而增大，小角度晶界的晶界能小于大角度晶界的晶界能，但大角度晶界能一般可以看成常數(shù)，約為（5～6）10－5J/cm2。 4 簡(jiǎn)答： 影響晶界遷移的因素主要有界面能、溶質(zhì)原子、第二相質(zhì)點(diǎn)數(shù)量、尺寸和溫度。界面能降低是晶界遷移的驅(qū)動(dòng)力，與晶界曲率半徑成反比，與界面的表面能成正比，因此大角度晶界遷移率總是大于小角度晶界的遷移率；溶質(zhì)原子阻礙晶界遷移；第二相質(zhì)點(diǎn)數(shù)量越多、尺寸越小對(duì)晶界的遷移阻礙作用越大，溫度越高晶界遷移越快。 第十章 原子擴(kuò)散 1 簡(jiǎn)答： 影響擴(kuò)散的因素主要有溫度，溫度越高，擴(kuò)散越快；晶體缺陷如界面、晶界位錯(cuò)容易擴(kuò)散；不同致密度的晶體結(jié)構(gòu)溶質(zhì)原子擴(kuò)散速度不一樣，低致密度的晶體中溶質(zhì)原子擴(kuò)散快，各向異性也影響溶質(zhì)原子擴(kuò)散；在間隙固溶體中溶質(zhì)原子擴(kuò)散容易；擴(kuò)散原子性質(zhì)與基體金屬性質(zhì)差別越大，擴(kuò)散越容易；一般溶質(zhì)原子濃度越高，擴(kuò)散越快；加入其它組元與溶質(zhì)原子形成化合物阻礙其擴(kuò)散。 2 解答：Ni為fcc結(jié)構(gòu)，一個(gè)晶胞中的原子個(gè)數(shù)為4，依題意有： 在Ni/MgO界面鎳板一側(cè)的Ni的濃度CNi為100%，每cm3中Ni原子個(gè)數(shù)為： NNi/MgO=(4原子/晶胞)/(3.610－8cm3)=8.571022原子/cm3， 在Ta/MgO界面Ta板一側(cè)的Ni的濃度0%，這種擴(kuò)散屬于穩(wěn)態(tài)擴(kuò)散，可以利用菲克第一定律求解。 故濃度梯度為dc/dx＝（0－8.571022原子/cm3）/（0.05cm）＝－1.711024原子/（cm3.cm）， 則Ni原子通過MgO層的擴(kuò)散通量： J＝－D（dc/dx）=－910－12cm2/s(－1.711024原子/（cm3.cm）) =1.541013Ni原子/（cm2.s) 每秒鐘在22cm2的面積上通過MgO層擴(kuò)散的Ni原子總數(shù)N為 N＝J面積＝[1.541013Ni原子/（cm2.s)]4cm2=6.161013Ni原子/s。 每秒鐘從界面擴(kuò)散走的Ni原子體積，故 V＝（6.161013Ni原子/s）/（8.571022原子/cm3）＝0.7210－9cm3/s， 用厚度d表示在該面積中每秒擴(kuò)散的Ni原子為 d＝V/面積＝（0.7210－9cm3/s）/（22cm2）＝1.810－10cm/s， 也就是說要將1mm厚的Ni層擴(kuò)散掉，所需時(shí)間t為： t＝（1mm）/（1.810－10cm/s）＝556000秒＝154小時(shí)。 3 解答：1）滲碳情況符合菲克第二定律的特殊解的應(yīng)用條件，可以利用菲克第二定律進(jìn)行解決。 菲克第二定律特殊解公式： 其中依題意有Cs＝1.2，C0=0.1，Cx=0.45，x=0.2。 帶入上式，則有，即： 從表10－1可以得出誤差函數(shù)值，有，Dt＝(0.1/0.71)2=0.0198cm2。 任何滿足Dt＝0.0198cm2關(guān)系的工藝均可，由于擴(kuò)散與溫度、時(shí)間有關(guān)， D=D0exp(-Q/RT)，帶入C在Fe中的D0＝0.23，激活能Q＝32900cal/mol， D=0.23exp(-32900cal/mol/1.987（cal/mol.K）T)=0.23exp(-16558/T)， 因此由Dt＝(0.1/0.71)2=0.0198cm2，滲碳時(shí)間與滲碳溫度的關(guān)系為： 故可以列出一些典型的滲碳溫度與時(shí)間如下： T＝900℃=1173K，則t=116174s=32.3h； T＝1000℃=1273K，則t=36360s=10.7h； T＝1100℃=1373K，則t=14880s=4.13h； T＝1200℃=1473K，則t=6560s=1.82h。 可以根據(jù)上述溫度與時(shí)間的關(guān)系，考慮合金相變和加熱爐、生產(chǎn)效率進(jìn)行合理選擇，一般以1000℃左右較為合適。 2）在滲碳溫度和其它條件不變的情況下，要求滲碳深度增加一倍，由1）可知有關(guān)系存在，可以解得t＝42.7h； 4 簡(jiǎn)答：由于反應(yīng)擴(kuò)散的原因，試樣中不能出現(xiàn)兩相區(qū)，故試樣從表面到心部的組織最外層為α相，靠里層為γ相，心部不受脫碳影響為α相和γ相。 5 簡(jiǎn)答：1）滲碳在g-Fe中進(jìn)行而不在a-Fe中進(jìn)行，滲碳溫度要高于727e ，是因?yàn)閍-Fe中最大碳溶解度（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）為0.0218％，對(duì)于碳含量大于0.0218％的鋼鐵，滲碳時(shí)零件中碳濃度梯度為0，滲碳無法進(jìn)行；而且由于溫度低，擴(kuò)散系數(shù)小，滲碳緩慢。在g-Fe中進(jìn)行則可獲得較高的表層碳濃度梯度，溫度也高，可使?jié)B碳順利進(jìn)行。 2）滲碳溫度高于1100e 會(huì)使鋼板的晶粒長(zhǎng)大，降低其機(jī)械性能。 6 簡(jiǎn)答：1）在有限的時(shí)間內(nèi)不可能使枝晶偏析完全消失， 2）冷加工可以促進(jìn)均勻化過程；經(jīng)過冷加工后枝晶被破碎，縮短了枝晶間距。 7 簡(jiǎn)答： 原子擴(kuò)散在材料中的影響包括晶體凝固時(shí)形核、長(zhǎng)大；合金的成分過冷；成分均勻化，包晶反應(yīng)非平衡凝固時(shí)保留高溫組織的特點(diǎn)，固態(tài)相變時(shí)的形核，晶界形核、晶界運(yùn)動(dòng)、晶界偏聚、高溫蠕變，氧化，焊接，化學(xué)熱處理（滲C、N等），粉末冶金，涂層等各方面。 8 解答：上坡擴(kuò)散是擴(kuò)散過程中擴(kuò)散元素從低濃度向高濃度出擴(kuò)散；如各種溶質(zhì)原子氣團(tuán)的形成和共析反應(yīng)產(chǎn)物的形成均為上坡擴(kuò)散。 9 簡(jiǎn)答：間隙固溶體中溶質(zhì)原子在間隙中發(fā)生間隙擴(kuò)散，在置換式固溶體中發(fā)生原子與空位交換實(shí)現(xiàn)擴(kuò)散的空位機(jī)制。