材料科学基础经典习题及答案
第一章材料科学基础1. 作图表示立方晶体的“3）,C2）（421）晶面#02]1Iff]晶向2. 在六方晶体中，绘出以下常见晶向f00011冷1H2011210等3. 写出立方晶体中晶面族｛100｝，｛110｝，｛111｝，｛112｝等所包括的等价晶面4. 镁的原子堆积密度和所有hep金属一样，为0.74试求镁单位晶胞的体积已知Mg的密度Pmg„X-74Mg/m3，相对原子质量为24.31,原子半径r=0.161nm5. 当CN=6时Na+离子半径为0.097nm,试问：1）当CN=4时，其半径为多少？2）当CN=8时，其半径为多少？6. 试问：在铜（fcc,a=0.361nm）的〈100〉方向及铁（bcc,a=0.286nm）的＜100＞方向,原子的线密度为多少？7. 镍为面心立方结构，其原子半径为rNi„0.1246nm试确定在镍的（100），（110）及（111）平面上1mm2中各有多少个原子8. 石英€siO2）的密度为2.65Mg/m3试问：1）1m3中有多少个硅原子（与氧原子）？2）当硅与氧的半径分别为0.038nm与0.114nm时，其堆积密度为多少（假设原子是球形的）？9. 在800°C时101。
个原子中有一个原子具有足够能量可在固体内移动，而在900C时109个原子中则只有一个原子，试求其激活能（J/原子）10. 若将一块铁加热至850C，然后快速冷却到20C试计算处理前后空位数应增加多少倍（设铁中形成一摩尔空位所需要的能量为104600J）11. 设图1-18所示的立方晶体的滑移面ABCD平行于晶体的上、下底面若该滑移面上有一正方形位错环，如果位错环的各段分别与滑移面各边平行，其柏氏矢量b〃AB1）有人认为“此位错环运动移出晶体后，滑移面上产生的滑移台阶应为4个b,试问这种看法是否正确？为什么？2）指出位错环上各段位错线的类型，并画出位错运动出晶体后，滑移方向及滑移量12. 设图1-19所示立方晶体中的滑移面ABCD平行于晶体的上、下底面晶体中有一条位错线fed，de段在滑移面上并平行AB，f段与滑移面垂直位错的柏氏矢量b与de平行而与f垂直试问：1）欲使de段位错在ABCD滑移面上运动而ef不动，应对晶体施加怎样的应力?2)在上述应力作用下de位错线如何运动？晶体外形如何变化？13. 设面心立方晶体中的⑴1)为滑移面，位错滑移后的滑移矢量为alio〕21) 在晶胞中画出柏氏矢量b的方向并计算出其大小。
2) 在晶胞中画出引起该滑移的刃型位错和螺型位错的位错线方向并写出此二位错线的晶向指数14. 判断下列位错反应能否进行a~a~a~aa~八三[101]+三[121]，-[111]；小a[100],-[101]+-[101]；1)2632)223)aaa3"12]+-[111],6"11〕；4)aa—a[100],-[111]+-[111].22aa15.若面心立方晶体中有b=2[101]的单位位错及b=6[121]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16. 若已知某晶体中位错密度P„106~107cm/cm31)由实验测得F-R位错源的平均长度为10-4cm,求位错网络中F-R位错源的数目2)计算具有这种F-R位错源的镍晶体发生滑移时所需要的切应力已知Ni的G„7.9x1010Pa，a„0.350nm17. 已知柏氏矢量b=0.25nm，如果对称倾侧晶界的取向差9=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？18. 由n个刃型位错组成亚晶界，其晶界取向差为0.057°设在形成亚晶界之前位错间无交互作用，试问形成亚晶界后，畸变能是原R7D来的多少倍(设R„10-4,r0„b„10-8；形成亚晶界后，—)？19. 用位错理论证明小角度晶界的晶界能丫与位向差9的关系为丫皆(a-ine)o式中丫0和a为常数。
20. 简单回答下列各题1) 空间点阵与晶体点阵有何区别？2) 金属的3种常见晶体结构中，不能作为一种空间点阵的是哪种结构？3) 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？4) 在晶体中插入柱状半原子面时能否形成位错环？5) 计算位错运动受力的表达式为/„Tb，其中T是指什么？6）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？7）位错线上的割阶一般如何形成？8）界面能最低的界面是什么界面？9）“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？答案1•有关晶面及晶向附图2.1所示2I白笙启仪品明2. 见附图2.2所示3. {100}=(100)十(010)+(001)，共3个等价面{110}=(110)十(110)+(101)+(101)+(011)+(011)，共6个等价面{111}=(111)+(111)+(111)+(111),共4个等价面{112}二(112)€(112)€(112)€(112)€(121)€(121)€(121)€(121)€(211)€(211)€(211)€(211)共12个等价面4. 单位晶胞的体积为V=0.14nm3(或1.4X10-28m3)Cu5. (1)0.088nm；(2)0.100nm。
6. Cu原子的线密度为2.77X10e个原子/mniFe原子的线密度为3.50X16个原子/nun7. 1.61X1013个原子/nmi2；1.14X1013个原子/mm2；1.86X1013个原子/mm2o8. (1)5.29X1028个矽原子/ni3；(2)0.339. 9.0.4X10is/个原子10. 1.06X1014倍11. (1)这种看法不正确在位错环运动移出晶体后，滑移面上、下两部分晶体相对移动的距离是由其柏氏矢量决定的位错环的柏氏矢量为b,故其相对滑移了一个b的距离2)A'B5为右螺型位错，C'D'为左螺型位错；B'C'为正刃型位错，D'A'为负刃型位错位错运动移出晶体后滑移方向及滑移量如附图2.3所示12(o1)应沿滑移面上、下两部分晶体施加一切应力t,的方向应与0de位错线平行2)在上述切应力作用下，位错线de将向左(或右)移动，即沿着与位错线de垂直的方向(且在滑移面上)移动在位错线沿滑移面旋转360后，在晶体表面沿柏氏矢量方向产生宽度为一个b的台阶a—213.(l)b€尹10],其大小为1b|€Ta，其方向见附图2.4所示2)位错线方向及指数如附图2.4所示。
14.(1)能几何条件：工b”=tb前=3[111]后能量条件：工b」前21=3a2>Sb2=3a2(2)不能能量条件：工bj=tb2,两边能量后前后相等3)不能几何条件：工b==a/6[557],工b=a/6[11_1],不能满前后足3⑷不能能量条件：工b前2=a2<工b后2=产，即反应后能量升=3[111]后高15. (1)能够进行因为既满足几何条件:SV=2b前又满足能量条件：该位工b」=3a2>Sb2=3a2(2)b=t[111]；前后合错为弗兰克不全位错16. (1)假设晶体中位错线互相缠结、互相钉扎,则可能存在的位错源数目n€号€10°~3个/拆2)t=1.95X107PaNi17. 当9=1°,D=14nm；9=10°,D=1.4nm时，即位错之间仅有5〜6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18. 畸变能是原来的0.75倍(说明形成亚晶界后，位错能量降低)19. 设小角度晶界的结构由刃型位错排列而成，位错间距为D晶界的能量Y由位错的能量E构成，设l为位错线的长度，由附图2.5可Y€El€E知，DlD由位错的能量计算可知,Gb24…(1-„)lnE中心取R=D(超过D的地方,应力场相互抵消)，r=b和。
匕/代入上式可得:09[Gb2b4…(1-u)ln，E中心］=Gb丫04…(1-u)G9b[1ln小4…(1-u)9+9*=€o9(A-59)式中A€4…：;)E中心20. (1)晶体点阵也称晶体结构，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V=原子的体积(4/3nra+间隙体积］，当晶A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第二章1. 说明间隙固熔体与间隙化合物有什么异同2. 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？3. 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x=42.5/10€2，x=20/10€2，x=12/10-2，x=7/10-2，它们的原子CdZnSnSb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4•试分析H、N、C、B在,-Fe和丫-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：H为0.046nm,N为0.071nm,C为0.077nm,B为0.091nm,,-Fe为0.124nm,Y-Fe为0.126nm5. 金属间化合物AlNi具有CsCl型结构，其点阵常数a=0.2881nm,试计算其密度（Ni的相对原子质量为58.71,Al的相对原子质量为26.98）6. ZnS的密度为4.1Mg/m3，试由此计算两离子的中心距离7•碳和氮在Y-Fe中的最大固熔度（摩尔分数）分别为xc二8・9/10-2,xN二10.3/10-2已知C、N原子均位于八面体间隙，试分别计算八面体间隙被C、N原子占据的百分数8.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？9•计算在NaCl内,钠离子的中心与下列各离子中心的距离（设Na„和Cl-的半径分别为0.097nm和0.181nm）1）最近邻的正离子；2）最近邻的离子；3）次邻近的Cl-离子；4）第三邻近的Cl-离子；5）最邻近的相同位置。
10. 某固熔体中含有氧化镁为XMgo=30/10€2，xLiF-70/10€21）试问Li+,Mg2+,F=,02一之质量分数为多少？2）假设MgO的密度为3.6g/cm3，LiF的密度为2.6g/cm3，那么该固溶体的密度为多少？11. 非晶形材料的理论强度经计算为G/6~G/4,其中G为剪切模量若v=0.25,由其弹性性质试估计玻璃（非晶形材料）的理论强度（已知E=70000Mpa）12. 一陶瓷绝缘体在烧结后含有1％（以容积为准）的孔，其孔长为13.7mm的立方体若在制造过程中，粉末可以被压成含有24%的孔,则模子的尺寸应该是多少？13. 一有机化合物，其成分为wC=62.1/10-2,wh=10.3/10€2,w二27.6/10-2试写出可能的化合物名称14. 画出丁醇„C4H9OH…的4种可能的异构体20. 试述硅酸盐结构的基本特点和类型21. 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？22. 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答案1．其比较如附表2.1所示附表2.1间隙固溶体与间隙化合物的比较类别间隙固熔体间隙化合物相同点一般都是由过渡族金属与原子半径较小的C,N,H,O,B等非金属元素所组成不同占7晶体结构属于固熔体相，保持熔剂的晶格类型属于金属化合物相，形成不同于其组元的新点阵表达式用a、B、丫等表示用化学分子式MX,MX等2表示机械性能强度、硬度较低，塑性、韧性好咼硬度、咼熔点，甥性、韧性差2．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（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，即已〈（E十E）/2,则熔质原子呈部分有序或完全有序排列ABAABB有序化的推动力是混合能参量（£m=£—1/2（E+E））「＜0,而有ABAABB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3. 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）受原子价因素的影响，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c=Z（1一x）+ZxABBB计算式中，Z,Z分别为A,B组元的价电子数；x为B组元的摩尔ABB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1.43，1.42，1.39，1.314. A-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=0.291,R=0.0361nm；r=0.154,四八R=0.0191nmH,N,C,B等元素熔人。
a-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a-Fe中的固熔度（摩尔分数）在590°C时达到最大值，约为W=0.1/10-2,N在室温时降至W=0.001/10-2；C在a-Fe中的固溶度（摩尔分数）在N727°C时达最大值，仅为W=0.0218/10-2，在室温时降至用=CC0.006/10-2所以，可以认为碳原子在室温几乎不熔于a-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a-Fe中时，它的位置多在a-Fe的八面体间隙中心，因为°a-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r=0.154R,而在［110］方向上，r=0.633R,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a-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Y-Fe中的固熔度（摩尔分数）较大一些这是因为Y-Fe具有面心立方点阵，原子堆积致密，间隙数目少，故间隙半径较大：r=0.414,R=0.0522nm；r=0.225,R=0.0284nmA四故上述原子熔入时均处在八面体间隙的中心。
如碳在Y-Fe中最大固熔度（质量分数）为W=2.11/10-2；氮在y-Fe中的最大固熔度（质量C分数）约为W=2.8/10-2N5. 密度P=5.97g/cm36．两离子的中心距离为0.234nm7. 碳原子占据10.2％的八面体间隙位置；氮原子占据12.5％的八面体间隙位置8. 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，熔解度越小般来说，间隙固熔体中熔质原子引起的点阵畸变较大，故不能无限互溶，只能有限熔解9. (1)0.278nm；(2)0.393nm(3)0.482nm；(4)0.622nm；(5)0.393nm10. (1)WLi+=16/10-2,WMg2+=24/1020，WF-=44/10-2,W02_=16/10-2⑵该固熔体的密度P=2.9g/cm30.4E0.4E11. 故理论强度介于6~4之间，即4900〜7000MPa12. 模子的尺寸l=15.0mm13.62.1：10.3：27.612.011°1.00797°15.994二5.2:10.2:1.7€3:6:1故可能是丙酮。
14.画出丁醇（CHOH）的4种可能的异构体如下:4920.硅酸盐结构的基本特点：（1）硅酸盐的基本结构单元是［Si04］四面体，硅原子位于氧原子四面体的间隙中硅一氧之间的结合键不仅是纯离子键，还有相当的共价键成分2）每一个氧最多只能被两个［Si04］四面体所共有3）［Si0］四面体可以是互相孤立地在结构中4存在，也可以通过共顶点互相连接4)Si—0—Si的结合键形成一折线硅酸盐分成下列几类：(1)含有有限硅氧团的硅酸盐；(2)链状硅酸盐；(3)层状硅酸盐；(4)骨架状硅酸盐21．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22．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，化学稳定性高第三章1. 试述结晶相变的热力学条件、动力学条件、能量及结构条件2. 如果纯镍凝固时的最大过冷度与其熔点(t=1453°C)的比值为m0.18，试求其凝固驱动力。
AH=T8075J/mol)3. 已知Cu的熔点t=1083C，熔化潜热L=1.88X103j/cm3,比表mm面能1.44X105J/cm31)试计算Cu在853C均匀形核时的临界晶核半径2)已知Cu的相对原子质量为63.5,密度为8.9g/cm3,求临界晶核中的原子数4. 试推导杰克逊(K.A.Jackson)方程AG—，ax(1一x)+xlnx+(1一x)ln(1一x)NkTm5. 铸件组织有何特点？6. 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？7. 已知完全结晶的聚乙烯(PE)其密度为1.01g/cm3，低密度乙烯(LDPE)为0.92g/cm3，而高密度乙烯(HDPE)为0.96g/cm3，试计算在LDPE及HDPE中“资自由空间”的大小8. 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？9. 比较说明过冷度、临界过冷度、动态过冷度等概念的区别10. 分析纯金属生长形态与温度梯度的关系11. 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？12. 简述纯金属晶体长大的机制13. 试分析单晶体形成的基本条件14. 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AT=0.2T计算值基本一致m⑻某些铸件结晶时，由于冷却较快，均匀形核率N提高，非均匀形1核率N也提高，故总的形核率为N二N+N212(9) 若在过冷液体中，外加10000颗形核剂，则结晶后就可以形成10000颗晶粒/2一3cos€+cos310) 从非均匀形核功的计算公式A=A(4)中可以看出，非均当润湿角9=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，而引起自由能的增加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答案1. 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A、€G，-Lm€TG<0；由单位体积自由能的变化BTm可知，只有AT>0，才有AGB〈0。
即只有过冷，才能使AG<0动力学条件为液一固界面前沿液体的温度T〈Tm(熔点)，即存在动态过冷由临界晶核形成功A=1/3可知，当形成一个临界晶核时，还有1/3的表面能必须由液体中S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2. 凝固驱动力AG=—3253.5J/mol3. (1)r=9.03X10-1m；(2)n=261个k4．所谓界面的平衡结构，是指在界面能最小的条件下，界面处于最稳定状态其问题实质是分析当界面粗糙化时，界面自由能的相对变化为此，作如下假定：(1)液、固相的平衡处于恒温条件下；(2)液、固相在界面附近结构相同；(3)只考虑组态熵，忽略振动嫡设N为液、固界面上总原子位置数，固相原子位置数为n,其占据分数为x=n/N；界面上空位分数为1一x,空位数为N(1—x)形成空位引起内能和结构熵的变化，相应引起表面吉布斯自由能的变化为€Gs„€H-T€S„(€u+P€S)-T€S，€u-T€S形成N(1—X)个空位所增力口的内能由其所断开的固态键数和一对原子的键能的乘积决定内能的变化为€u„Np-x)式中2与晶体结构有关，称为晶体学因子。
其次，求熵变由熵变的定义式，则有€S„klnN!„klnN!(Nx)![N-(Nx)]!(Nx)![N(1-x)]!按striling近似式展开，当N很大时，得AS=—kN[xlnx+(1—x)In(1—x)]最后，计算液一固界面上自由能总的变化，即€Gs„€u一T€S„N…Lx（1一x）+kTN[xlnx+（1一x）ln（1一x）]mmm所以：€Gs_…L„m-NkTkTmmx（1一x）+xlnx+（1一x）ln（1一x）令：kTm所以：„ax（1一x）+xlnx+（1一x）ln（1一x）NkT5．在铸锭组织中，一般有三层晶区：(1)最外层细晶区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)中间为柱状晶区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晶粒3）中心为等轴晶区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3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。
6.固态金属熔化时不一定出现过热如熔化时，液相若与汽相接触,当有少量液体金属在固相表面形成时，就会很快复盖在整个表面（因为液体金属总是润湿同一种固体金属），由附图2.6表面张力平衡可知rLvCOSe+rsL€rsv，而实验指出rLv+rsL<，说明在熔化时，自由能的变化aG（表面）〈o，即不存在表面能障碍，也就不必过热实际金属多属于这种情况如果固体金属熔化时液相不与汽相接触，则有可能使固体金属过热，然而，这在实际上是难以做到的同57.1cm31cm3LDPE的自由空间为0.92g1.01g=0.097cm3/g;HDPE的自由空间为1cm31cm30.96g一1.01g=0.052cm3/g8. 金属玻璃是通过超快速冷却的方法，抑制液一固结晶过程，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，冷到液相线以下便迅速结晶，因而需要很大的冷却速度(估计〉10io°C/s)才能获得玻璃态为了在较低的冷速下获得金属玻璃，就应增加液态的稳定性，使其能在较宽的温度范围存在。
实验证明，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，故选用这样的二元系(如Fe—B,Fe—C,h—P,Fe—Si等)为了改善性能，可以加入一些其他元素(如Ni,Mo,Cr，Co等)这类金属玻璃可以在10'—10‘C/s的冷速下获得9. 实际结晶温度与理论结晶温度之间的温度差，称为过冷度(AT=Tm一Tn)它是相变热力学条件所要求的，只有AT〉0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冷度，称为临界过冷度(AT*)显然，当实际过冷度AT〈AT*时，过冷液体中最大的晶胚尺寸也小于临界晶核半径，故难于成核；只有当AT〉AT*时，才能均匀形核所以，临界过冷度是形核时所要求的晶核长大时，要求液一固界面前沿液体中有一定的过冷，才能满足(dN/dt)〉(dN/dt),这种过冷称为动态过冷度(AT=Tm一T),它是晶体FMki长大的必要条件10. 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。
长大中晶体沿平行温度梯度的方向生长，或沿散热的反方向生长，而其他方向的生长则受到抑制2)树枝状长大：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，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2.7(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，由于凝固潜热放出，使枝晶周围的液体温度升高至熔点以上，液体中出现正温度梯度，此时晶体长大依靠平界面方式推进，直至枝晶间隙全部被填满为止W厲I他点•庆轴I笊曲二底柚11. 根据自由能与晶胚半径的变化关系，可以知道半径r
具有粗糙界面的物质，因界面上约有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，单个原子可以在台阶上填充，使二维晶核侧向长大，在该层填满后，则在新的界面上形成新的二维晶核，继续填满，如此反复进行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13．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14.(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2)……使体系自由能减小……⑶在过冷液体中，液态金属中出现的……⑷在一定过冷度(〉厶了')下……⑸……就是体系自由能的减少能够补偿2/3表面自由能……(6)……不能成核，即便是有足够的能量起伏提供，还是不能成核⑺测定某纯金属均匀形核时的有效过冷度……⑻……那么总的形核率N=N2⑼……则结晶后就可以形成数万颗晶粒。
10)……非均匀形核的形核功最小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12)……因为前者是以外加质点为基底，形核功小……(13)……主要寻找那些熔点高，且……(14)……若液一固界面呈粗糙型，则其液相原子……(15)只有在负温度梯度条件下，常用纯金属……(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17)生长过程，但可以通．过实验方法，如把正在结晶的金属剩余液体倒掉，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18)……其生长形态不会发生改变19)……其界面是粗糙型的20) ……平直的称为粗糙界面结构……锯齿形的称为平滑界面结构21) ……因还与液一固界面的结构有关，即与该金属的熔化熵有关22) ……增加，但因金属的过冷能力小，故不会超过某一极大值……(23) ……动态过冷度比形核所需要的临界过冷度小第四章1. 在Al-Mg合金中，x=0.05，计算该合金中Mg的质量分数(w)(已MgMg知Mg的相对原子质量为24.31，Al为26.98)2. 已知Al-Cu相图中,K=0.16，m=3.2若铸件的凝固速率R=3X10-4cm/s，温度梯度G=30°C/cm，扩散系数D=3XMs/s，求能保持平面状界面生长的合金中W的极值。
Cu3. 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：AT二mwC0cu—K)-GDmax1+lnmWC°c—K)R，GK最大过冷度离液—固界面的距离为：mwc0Q“（1_K）RGDK式中m液相线斜率；wc°Cu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C=…]1-K<_R丫说明：液体中熔质分布曲线可表示为：厶一必％[+kDJ_4. Mg-Ni系的一个共晶反应为：L啓a+MgNiW=0.235(纯Mg)2W=0.546NiNi设W1=C为亚共晶合金，W2=C为过共晶合金，这两种合金中的先共Ni1Ni2晶相的质量分数相等，但C合金中的a总量为C合金中a总量的2.512倍，试计算C和C的成分125. 在图4—30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1,11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6. 根据下列条件画出一个二兀系相图，A和B的熔点分别是1000°C和700C，含w=0.25的合金正好在500C完全凝固，它的平衡组织B由73.3%的先共晶和26.7%的(a+B)组成而w=0.50的合金共晶B在500°C时的组织由40%的先共晶a和60%的(a+B)组成，并且此共晶合金的a总量为50%。
7. 图4-31为Pb-Sb相图若用铅锑合金制成的轴瓦，要求其组织为在共晶体基体上分布有相对量为5%的B(Sb)作为硬质点，试求该合金的成分及硬度(已知a(Pb)的硬度为3HB,B(Pb)的硬度为30HB)8. 参见图4-32Cu-Zn相图，图中有多少三相平衡，写出它们的反应式分析含w=0.40的Cu-Zn合金平衡结晶过程中主要转变反应式及Zn室温下相组成物与组织组成物9•计算含碳w=0.04的铁碳合金按亚稳态冷却到室温后，组织中的C珠光体、二次渗碳体和莱氏体的相对量；并计算组织组成物珠光体中渗碳体和铁素体、莱氏体中二次渗碳体、共晶渗碳体与共析渗碳体的相对量10．根据显微组织分析，一灰口铁内石墨的体积占12%，铁素体的体积占88%,试求Wc为多少(已知石墨的密度P=2.2g/cm3,铁素体的G密度P=7.8g/cm3)a11．汽车挡泥板应选用高碳钢还是低碳钢来制造?12. 当800°C时，(1) Fe-0.002C的钢内存在哪些相？(2)写出这些相的成分；(3) 各相所占的分率是多少？13. 根据Fe-FeC相图(见图4-33),3(1) 比较w=0.004的合金在铸态和平衡状态下结晶过程和室温组C织有何不同；(2) 比较wc=0.019的合金在慢冷和铸态下结晶过程和室温组织的不同；(3) 说明不同成分区域铁碳合金的工艺性。
I600I4(H)I 300II 2001IOL01ooo^1290()0-5314W3XL、、L+FeLC占1|4*V、t一/e211C4.5/r/V+FgrvT/7戶x0.7710,021»[Q4+f*tctit.C—、1—23O"Ctni11Alllltil400200100图4-MF«-F^C相图0.5|.o1.52.02.SJ-03-54,04.55,05-S6,06t5fr,698000700600疋30014. 550°C时有一铝铜合金的固熔体，其成分为x=0.02此合金先C被淬火，然后重新加热到100C以便析出CuAl：)相发展成2许多很小的颗粒弥散分布于合金中，致使平均颗粒间距仅为5.0nm1) 请问1mm3合金内大约形成多少个颗粒？(2) 如果我们假设100C时a中的含Cu量可认为是零，试推算每个9颗粒内有多少个铜原子(已知Al的原子半径为0.143nm)15. 如果有某Cu-Ag合金(W=0.075,W=0.925)1000g，请提出一CuAg种方案，可从该合金内提炼出100g的Ag,且其中的含Cu量w〈0.02(假设液相线和固相线均为直线)Cu16. 已知和渗碳体相平衡的a-Fe，其固溶度方程为：wo,2.55exp-11・3€103RT假设碳在奥氏体中的固熔度方程也类似于此方程，试根据Fe-FeC相3图写出该方程。
17. —碳钢在平衡冷却条件下，所得显微组织中，含有50%的珠光体和50%的铁素体，问：(1) 此合金中含碳质量分数为多少？(2) 若该合金加热到730°C，在平衡条件下将获得什么组织？(3) 若加热到850C，又将得到什么组织？18. 利用相律判断图4-34所示相图中错误之处囲中、时治锻二朮相囹毕例19. 指出下列概念中错误之处，并更正1)固熔体晶粒内存在枝晶偏析，主轴与枝间成分不同，所以整个晶粒不是一个相2)尽管固熔体合金的结晶速度很快，但是在凝固的某一个瞬间，A、B组元在液相与固相内的化学位都是相等的3)固熔体合金无论平衡或非平衡结晶过程中，液一固界面上液相成分沿着液相平均成分线变化；固相成分沿着固相平均成分线变化4)在共晶线上利用杠杆定律可以计算出共晶体的相对量而共晶线属于三相区，所以杠杆定律不仅适用于两相区，也适用于三相区5)固熔体合金棒顺序结晶过程中，液—固界面推进速度越快，则棒中宏观偏析越严重6)将固熔体合金棒反复多次“熔化一凝固”，并采用定向快速凝固的方法，可以有效地提纯金属7)从产生成分过冷的GmC1€K,0-0条件RDK0可知，合金中熔质浓度越高，成分过冷区域小，越易形成胞状组织。
8)厚薄不均匀的Ni-Cu合金铸件，结晶后薄处易形成树枝状组织，而厚处易形成胞状组织9)不平衡结晶条件下，靠近共晶线端点内侧的合金比外侧的合金易于形成离异共晶组织10)具有包晶转变的合金，室温时的相组成物为a+B，其中B相均是包晶转变产物11)用循环水冷却金属模,有利于获得柱状晶区，以提高铸件的致密性12)铁素体与奥氏体的根本区别在于固熔度不同，前者小而后者大13)(13)727°C是铁素体与奥氏体的同素异构转变温度14)在Fe-FeC系合金中，只有过3共析钢的平衡结晶组织中才有二次渗碳体存在15)凡是碳钢的平衡结晶过程都具有共析转变，而没有共晶转变；相反，对于铸铁则只有共晶转变而没有共析转变16)无论何种成分的碳钢，随着碳含量的增加，组织中铁素体相对量减少，而珠光体相对量增加17)含碳w=0.043的共晶白口铁的显微组织中，白色基体为FeC，其中包括C3FeC、FeC.FeC.FeC和FeC等18)观察共析钢的显微组3I3II3III3共析3共晶织，发现图中显示渗碳体片层密集程度不同凡是片层密集处则碳含量偏多，而疏稀处则碳含量偏少19)厚薄不均匀的铸件，往往厚处易白口化因此，对于这种铸件必须多加碳、少加硅。
20)用Ni-Cu合金焊条焊接某合金板料时，发现焊条慢速移动时，焊缝易出现胞状组织，而快速移动时则易于出现树枝状组织20.读出图4-35浓度三角形中，C，D，E，F，G，H各合金点的成分它们在浓度三角形中所处的位置有什么特点？21.在图4-36的浓度三角形中;⑴写出点P,R，S的成分；(2)设有2kgP，4kgR，2kgS,求它们混熔后的液体成分点X；⑶定出w=0.08.A、B组元浓度之比与S相同的合金成分点Y；C(4) 若有2KgP,问需要多少何种成分的合金Z才能混熔得到6Kg的成分R的合金答案1.w=0.04562.MgWC0CuGDK€0.1744Rm1一K3. 设纯溶剂组元A的熔点为Ta液相线与固相线近似为直线，则离(4)(4)界面福洽液林中的过冷附图2.81+1+KK(exp—但在x处液相的实际温度T如附图2.8所示,应为:界面距离x处液相线温度T为:LT€T一mC二T一MwcoLALACu(4)(4)WC0T=T一mCu+Gx(2)AK因为溶质分布而产生的成分过冷为：AT€TL一T€一mWC0Cu(R)exp—xID丿WC0小+mCu—GxK(4)(4)一K(R)(R)—exp一xK Cu(1—K)RGDKx€Rln(4)将(4)代入(3)得:贞=mwC0cu(1-K)—GDri+lnmwC0Cu(1-K)RmaxKR„GK4. C合金成分为w=0.873,w=0.127；1MgNiC合金成分为w=0.66,w=0.3682MgNi5. (1)高温区水平线为包晶线，包晶反应：Lj+6k-an中温区水平线为共晶线，共晶反应：Ld'-a計Bh(2)各区域组织组成物如图4—30中所示(3)1合金的冷却曲线和结晶过程如附图2.9所示聊图S.□1合金閑吟却阳氓1〜2,均匀的液相L2~3匀晶转变，L—6不断结晶出§相3〜3',发生包品反应L+§fa3'〜4,剩余液相继续结晶为a4,凝固完成，全部为a4~5,为单一a相，无变化5〜6,发生脱溶转变a-BII室温下的组织为a+BIIT/KII合金的冷却曲线和结晶过程如附图2.10所示1〜2，均匀的液相L2〜3,结晶出初’随温度下降a相不断析出’液相不断减少3〜3',剩余液相发生共晶转变L—a+B3‘〜4,a—B,B—a，室温下的组织为°a+(a+B)+iiii初共Bii(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W二€100%adgecW二€100%aebbW二€100%合金I:，IIebW=ig€100%(a+B)共dgbg„d'iW=g€€100%合金II:,iibed„g第五早1. 能否说扩散定律实际上只要一个，而不是两个?2. 要想在800°C下使通过a—Fe箔的氢气通气量为2X10-8mol/(m2•),铁箔两侧氢浓度分别为3X10-6mol/ma和8X10-8mol/ma,若D=2.2X10-6m2/s，试确定：(1)所需浓度梯度;(2)所需铁箔厚度3. 在硅晶体表明沉积一层硼膜，再在1200C下保温使硼向硅晶体中扩散，已知其浓度分布曲线为c(x,t)=Mexp(^^)2,DT4Dt若M=5X10i°mol/m2,D=4X10-9m2/s;求距表明8um处硼浓度达到1.7X10iomol/ma所需要的时间。 4. 若将钢在870C下渗碳，欲获得与927C下渗碳10h相同的渗层厚度需多少时间(忽略927C和870C下碳的溶解度差异)？若两个温度下都渗10h，渗层厚度相差多少？5. Cu—Al组成的互扩散偶发生扩散时，标志面会向哪个方向移动？6•设A,B元素原子可形成简单立方点阵固溶体，点阵常数a=0.3nm，若A,B原子的跳动频率分别为10-10S-1和10-9S-1，浓度梯度为1032原子/m4,计算A,B原子通过标志界面的通量和标志面移动速度7. 根据无规行走模型证明：扩散距离正比于Dt8. 将一根高碳钢长棒与纯铁棒对焊起来组成扩散偶，试分析其浓度分布曲线随时间的变化规律9. 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10. 间隙扩散计算公式为D二，2P€,，为相邻平行晶面的距离，P为给定方向的跳动几率，€为原子跳动频率；(1) 计算间隙原子在面心立方晶体和体心立方晶体的八面体间隙之间跳动的晶面间距与跳动频率；(2) 给出扩散系数计算公式(用晶格常数表示)；(3)固熔的碳原子在925°C下€=1.7„1028S-1,20°C下€=2.1„109S-1,讨论温度对扩散系数的影响。 11. 为什么钢铁零件渗碳温度一般要选择Y相区中进行？若不在Y相区进行会有什么结果？12. 钢铁渗碳温度一般选择在接近但略低于Fe—N系共析温度(500C)，为什么？13. 对掺有少量Cd2+的NaCl晶体，在咼温下与肖脱基缺陷有关有关的Na+空位数大大高于与Cd2+有关的空位数，所以本征扩散占优势；低温下由于存在Cd2+离子而造成的空位可使Na+离子的扩散加速试分析一下若减少Cd2+浓度，会使图5-5转折点温度向何方移动？14. 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？15. 指出以下概念中的错误1)如果固溶体中不存在扩散流，则说明原子没有扩散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D€6fPa2关系式可见，a—Fe中原子扩散系数要小于Y—Fe中的扩散系数答案9．此说法不正确固体中的宏观扩散流不是单个原子定向跳动的结果，扩散激活能也不是单个原子迁：移时每一次跳动需越过的能垒，固体中原子的跳动具有随机性质，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：（2）该原子具有的能量必须高于某一临界值AG,即原子跳动激活能,f以克服阻碍跳动的阻力；（3）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AG的几率P，即晶体中能量ff高于AG的原子所占原子百分数为fAGP€exp(匚）原子平衡位置出kT‘而晶体中的平衡空位浓度Cv，即任现空位的几率Pv，为P广eXP（—）显然，某一瞬间晶体中原子发生一次跳动的几率为,G+,GQP二"f„"二eX）（一右》）二eXP（€丽）P也等于该瞬间发生跳动原子所占的原子百分数其中Q=AG+AG，就是空位扩散机制的扩散激活fv台匕能11. 因a-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碳浓度梯度为零，渗碳无法进行，即使是纯铁，在a相区渗碳时铁中浓度梯度很小，在表也不能获得高含碳层；另外，由于温度低，扩散系数也很小，渗碳。
