【文章內(nèi)容簡介】 60。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，無變化。 5～6，發(fā)生脫溶轉(zhuǎn)變α→βII。室溫下的組織為α+βII。 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 (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。固體中的宏觀擴散流不是單個原子定向跳動的結(jié)果，擴散激活能也不是單個原子遷：移時每一次跳動需越過的能壘，固體中原子的跳動具有隨機性質(zhì)，擴散流是固體中擴散物質(zhì)質(zhì)點(如原子，離子)隨機跳動的統(tǒng)計結(jié)果的宏觀體現(xiàn)，當(dāng)晶體中的擴散以空位機制進行時，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數(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數(shù)。其中Q＝?Gf＋?Gv，就是空位擴散機制的擴散激活能。11． 因αFe中的最大碳熔解度(質(zhì)量分數(shù))％，％的鋼鐵在滲碳時零件中的碳濃度梯度為零，滲碳無法進行，即使是純鐵，在α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，擴散系數(shù)也很小，滲碳過程極慢，沒有實際意義。γFe中的碳固溶度高，滲碳時在表層可獲得較高的碳濃度梯度使?jié)B碳順利進行。12． 原因是。αFe中的擴散系數(shù)較γFe中的擴散系數(shù)高。13． 轉(zhuǎn)折點向低溫方向移動。14． 三元系擴散層內(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，引起擴散。15． (1) 固體中即使不存在宏觀擴散流，但由于原子熱振動的遷移跳躍，擴散仍然存在。純物質(zhì)中的自擴散即是一個典型例證。(2) 原子每次跳動方向是隨機的。只有當(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(即擴散)，但沒有宏觀擴散流。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。晶界擴散系數(shù)也罷明顯鬲于晶內(nèi)擴散系數(shù)。(4) 事實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()，但原子間距大，原子因約束力小而振動頻率ν高，其作用遠大于配位數(shù)的影響。而且原子遷移所要克服的阻力也小，具體表現(xiàn)為擴散激活能低，擴散常數(shù)較大，實際情況是在同一溫度下αFe有更高的自擴散系數(shù)，而且熔質(zhì)原子在。αFe中的擴散系數(shù)要比γFe高。1． (1)。 以上數(shù)據(jù)表明，實驗結(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。6． 單滑移是指只有一個滑移系進行滑移?；凭€呈一系列彼此平行的直線。這是因為單滑移僅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。這是因為一定的晶體結(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或波紋狀。只是螺位錯在不同的滑移面上反復(fù)“擴展”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)，(a)，它可以通過拋光而去除。機械孿晶也在晶粒內(nèi)，因為它在滑移難以進行時發(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2．19(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，形成柯氏氣團對位錯起“釘扎”作用，致使σs升高。而位錯一旦掙脫氣團的釘扎，便可在較小的應(yīng)力下繼續(xù)運動，這時拉伸曲線上又會出現(xiàn)下屈服點。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的釘扎，故不出現(xiàn)屈服點。但若卸載后，放置較長時間或稍經(jīng)加熱后，再進行拉伸時，由于熔質(zhì)原子已通過熱擴散又重新聚集到位錯線周圍形成氣團，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行一道微量冷軋(如1％～2％的壓下量)工序，使屈服點消除，隨后進行沖壓成型，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。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)強度高于橫向強度。這是因為在橫斷面上雜質(zhì)、第二相、缺陷等脆性、低強度“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。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，阻止了位錯的進一步運動，流變應(yīng)力。細晶強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，；且晶粒細小時，變形均勻，應(yīng)力集中小，裂紋不易萌生和傳播。固熔強化是由于位錯與熔質(zhì)原子交互作用，即柯氏氣團阻礙位錯運動。彌散強化是由于位錯繞過、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，阻礙位錯運動。14． 氣泡阻礙位錯運動的機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。若位錯切割一個氣泡的切應(yīng)力增值為?τ’，則應(yīng)力所做功為?τ’b。所以2rbσ=?τ’b，即：2rσ=?τ’當(dāng)氣泡密度為n時，則切應(yīng)力總增值：?τ=n?τ’=2nrσ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鍵造成的。在共價鍵鍵合的陶瓷中，原子之間的鍵合是特定的并具有方向性，(a)所示。當(dāng)位錯以水平方向運動時，必須破壞這種特殊的原子鍵合，而共價鍵的結(jié)合力是很強的，位錯運動有很高的點陣阻力(即派—納力)。因此，以共價鍵鍵合的陶瓷，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。這是因為可以進行變形的離子晶體，(b)所示，當(dāng)位錯運動一個原子間距時，同號離子的巨大斥力，使位錯難以運動；但位錯如果沿45176。方向而不是水平方向運動，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)較少而難以實現(xiàn)，結(jié)果在晶界產(chǎn)生開裂，最終導(dǎo)致脆性斷裂。16．16