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1、各章作业参考答案材料科学基础 练习题参考答案第一章原子排列1作图表示立方晶系中的(123),(012),(421)晶面和102,2不,346晶向.附图1-1 有关晶面及晶向2.分别计算面心立方结构与体心立方结构的 100,110和111晶面族的面间距，并指出面间距最大的晶面(设两种结构的点阵常数均为 a).解 由面心立方和体心立方结构中晶面间的几何关系 ，可求得不同晶面族中的面间距如附表1-1 所示.附表1-1立方晶系中的晶面间距晶面100110111FCCaV2aV3a面间距243BCCaV2aV5a223显然，FCC中111晶面的面间距最大，而BCC中110晶面的面间距最大.注意：对于晶面

2、间距的计算，不能简单地使用公式，应考虑组成复合点阵时，晶面层数会增加.3.分别计算fee和bee中的100,110和111晶面族的原子面密度和 ,和晶向族的原子线密度，并指出两种结构的差别(设两种结构的点阵常数均为 a)解 原子的面密度是指单位晶面内的原子数 ；原子的线密度是指晶面上单位长度所包含的原子数据此可求得原子的面密度和线密度如附表 1-2所示.附表1-2 立方晶系中原子的面密度和线密度晶面/晶向100110111面/线密度BCC12 a返a23a21 a2a2yf3FCC22 a返a2価3a21 a返a3a可见，在BCC中，原子密度最大的晶面为110,原子密度最大的晶向为 ；在FCC

3、中，原子密度最大的晶面为111,原子密度最大的晶向为 .4.在(0110)晶面上绘出2113晶向.解详见附图1-2. (0110)附图1-2六方晶系中的晶向5.在一个简单立方二维晶体中，画出一个正刃型位错和一个负刃型位错 试求:(1)用柏氏回路求出正、负刃型位错的柏氏矢量 . 若将正、负刃型位错反向时 ，说明其柏氏矢量是否也随之反向 .具体写出该柏氏矢量的方向和大小 (4)求出此两位错的柏氏矢量和 .解 正负刃型位错示意图见附图 1-3(a)和附图1-4(a).附图1 -3正刃型位错柏氏矢量的确定Ca)实际品体的柏氏回路；(b)完整晶休的相应回路(b)附图1 T负刃型位错柏氏矢量的确定(a)实

4、际晶体的柏氏回路f h)完整晶体的相应何路(2)显然，若正、负刃型位错线反向，则其柏氏矢量也随之反向(3)假设二维平面位于 YOZ坐标面，水平方向为Y轴，则图示正、负刃型位错方向分别 为010和0 10,大小均为一个原子间距(即点阵常数a).(4)上述两位错的柏氏矢量大小相等 ，方向相反，故其矢量和等于0.6.设图1-72所示立方晶体的滑移面 ABCD平行于晶体的上下底面，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 / AB,试解答：(1)有人认为 此位错环运动离开晶体后，滑移面上产生的滑移台阶应为 4个b”，这种说法是否正确？为什么？(2)指出位错环上各段

5、位错线的类型 ，并画出位错移出晶体后，晶体的外形、滑移方向和滑移量(设位错环线的方向为顺时针方向 )解(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 B为右螺型位错,C D 为左螺型位错,B C为正刃型位错,DA 为负刃型位错.位错 运动移出晶体后滑移方向及滑移量见附图 1-5.a7.设面心立方晶体中的(111)晶面为滑移面,位错滑移后的滑移矢量为 -110.(1)在晶胞中画出此柏氏矢量 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

6、写出此二位错线的晶向指数解(1)柏氏矢量等于滑移矢量，因此柏氏矢量的方向为110,大小为：2a/2.(2)刃型位错与柏氏矢量垂直 ，螺型位错与柏氏矢量平行 ，晶向指数分别为112和110，详见附图1-6.附图1-6位错线与其柏氏矢量、滑移矢量a _ a -8.若面心立方晶体中有 b 101的单位位错及b 121的不全位错，此二位错2 6相遇后产生位错反应.（1） 此反应能否进行？为什么？（2） 写出合成位错的柏氏矢量，并说明合成位错的性质a 严,解（1）能够进行.因为既满足几何条件又满足能量条件：a -（2）b合 -111，该位错为弗兰克不全位错39.已知柏氏矢量的大小为 b = 0.25nm

7、,如果对称倾侧晶界的取向差 0= 1。和10求晶界上位错之间的距离.从计算结果可得到什么结论 ？b解 根据D -,得到0= 1 0。时,D14.3nm, 1.43nm.由此可知,0= 10。时位错之间仅隔56个原子间距，位错密度太大，表明位错模型已经不适用了第二章固体中的相结构1.已知Cd, In, Sn, Sb等元素在Ag中的固熔度极限（摩尔分数）分别为0.435, 0.210, 0.130, 0.078;它们的原子直径分别为 0.3042 nm, 0.314 nm, 0.316 nm, 0.3228 nm; Ag 的原子直径为0.2883 nm.试分析其固熔度极限差异的原因 ，并计算它们在

8、固熔度极限时的电子浓度 .答：在原子尺寸因素相近的情况下 ，熔质元素在一价贵金属中的固熔度 （摩尔分数）受原 子价因素的影响较大，即电子浓度e/a是决定固熔度（摩尔分数）的一个重要因素，而且电子 浓度存在一个极限值（约为1.4）.电子浓度可用公式c ZA (1 XB) ZBXB计算.式中，Za, Zb分别为A, B组元的价电子数；xb为B组元的摩尔分数.因此，随着熔质元 素价电子数的增加，极限固熔度会越来越小.Cd, In, Sn, Sb等元素与 Ag的原子直径相差不超过 15%（最小的Cd为5.5%,最大的Sb为11.96%）,满足尺寸相近原则，这些元素的原子价分别为 2, 3, 4, 5价

9、,Ag为1价，据此推断它们的固熔度极限越来越小,实际情况正好反映了这一规律；根据上面的公式可以计算出它们在固熔度（摩尔分数）极限时的电子浓度分别为 1.435, 1.420, 1.390, 1.312.2.碳可以熔入铁中而形成间隙固熔体 ，试分析是a-Fe还是Y-Fe能熔入较多的碳.答：a-Fe为体心立方结构，致密度为0.68; 丫Fe为面心立方结构，致密度为0.74.显然, a-Fe中的间隙总体积高于 rFe，但由于a-Fe的间隙数量多，单个间隙半径却较小，熔入碳原 子将会产生较大的畸变，因此，碳在rFe中的固熔度较 a-Fe的大.3.为什么只有置换固熔体的两个组元之间才能无限互熔 ，而间隙

10、固熔体则不能？答：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.熔质原子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 ，故不能无限互熔，只能有限熔解.第三章凝固1.分析纯金属生长形态与温度梯度的关系答：纯金属生长形态是指晶体宏观长大时固 -液界面的形貌界面形貌取决于界面前沿液相中的温度梯度(1)平面状长大：当液相具有正温度梯度时 ，晶体以平直界面方式推移长大 此时，界面上任何偶然的、小的凸起深入液相时 ，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

11、赶上，因而能保持平直界面的推移长大过程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，而其它方向的生长则受到限制 (2)树枝状长大：当液相具有负温度梯度时 ，晶体将以树枝状方式生长 此时，界面上偶然的凸起深入液相时，由于过冷度的增大，长大速率越来越大；而它本身生长时又要释放结晶潜热，不利于近旁的晶体生长，只能在较远处形成另一凸起 这就形成了枝晶的一次轴，在一次轴成长变粗的同时，由于释放潜热使晶枝侧旁液体中也呈现负温度梯度 ，于是在一次轴上又会长出小枝来，称为二次轴，在二次轴上又长出三次轴由此而形成树枝状骨架 ，故称为树枝晶(简称枝晶)2.简述纯金属晶体长大机制及其与固-液界面微观结构的关

12、系答：晶体长大机制是指晶体微观长大方式 ，即液相原子添加到固相的方式 ，它与固-液界面的微观结构有关(1)垂直长大方式：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 位都可以接受原子，故液相原子可以进入空位 ，与晶体连接，界面沿其法线方向垂直推移 ， 呈连续式长大(2)横向(台阶)长大方式：包括二维晶核台阶长大机制和晶体缺陷台阶长大机制 ，具有光滑界面的晶体长大往往采取该方式 二维晶核模式，认为其生长主要是利用系统的能量起伏，使液相原子在界面上通过均匀形核形成一个原子厚度的二维薄层状稳定的原子集团 ，然后依靠其周围台阶填充原子 ，使二维晶核横向长大，在该层填满后，则在新的界面

13、上形成新的二维晶核，继续填满，如此反复进行晶体缺陷方式，认为晶体生长是利用晶体缺陷存在的永不消失的台阶 (如螺型位错的台阶或挛晶的沟槽)长大的第四章相图1.在Al-Mg合金中，xMg为0.15，计算该合金中镁的 解设Al的相对原子量为Mai，镁的相对原子量为 的质量分数可表示为将 XMg = 0.15, XAl = 0.85, MMg = 24, Mai = 27 代入上式中，得到WMg = 13.56%.2.根据图4-117所示二元共晶相图，试完成：(1)分析合金1,11的结晶过程，并画出冷却曲线(2)说明室温下合金I, II的相和组织是什么，并计算出相和组织组成物的相对量(3)如果希望得到

14、共晶组织加上相对量为 5%的B初的合金,求该合金的成分图4-117二元共晶相图附图4-1合金I的冷却曲线 附图4-2 合金II的冷却曲线解(1)合金I的冷却曲线参见附图 4-1,其结晶过程如下：1以上，合金处于液相；12时，发生匀晶转变Lt a即从液相L中析出固熔体 a L和a的成分沿液相线和固相 线变化，达到2时，凝固过程结束；2时，为a相；23时，发生脱熔转变，宀卩1.合金II的冷却曲线参见附图 4-2,其结晶过程如下：1以上，处于均匀液相；12时，进行匀晶转变L2时，两相平衡共存，1-0.5 ? 仏9 ；23时,发生脱熔转变 a 31.(2)室温下,合金I的相组成物为 a+ 3组织组成物

15、为 a+ 3. 相组成物相对量计算如下：0.900.20100%82%0.900.050.200.05100%18%0.900.05a+ 3,组织组成物为3 初 + ( a+ 30.900.80100%12%0.900.050.800.05100%88%0.900.050.800.50100%75%0.900.500.900.80100%25%0.900.50WaW3组织组成物的相对量与相的一致 室温下，合金II的相组成物为 相组成物相对量计算如下：w3组织组成物相对量计算如下：w3初W( a +3于是有设合金的成分为 WB = X,由题意知该合金为过共晶成分100% 5%x 0.50胡 0.

16、90 0.50所以，x = 0.52,即该合金的成分为 wb = 0.52.3.计算wc为0.04的铁碳合金按亚稳态冷却到室温后组织中的珠光体、二次渗碳体和 莱氏体的相对量，并计算组成物珠光体中渗碳体和铁素体及莱氏体中二次渗碳体、 共晶渗碳体与共析渗碳体的相对量.解 根据Fe-Fe3C相图,wc = 4%的铁碳合金为亚共晶铸铁,室温下平衡组织为 P + FesCii+ Ld：其中P和Fe3Cii系由初生奥氏体转变而来，莱氏体则由共晶成分的液相转变而成 ，因此莱氏体可由杠杆定律直接计算 ，而珠光体和二次渗碳体则可通过两次使用杠杆定律间接计算出来.4 2 11Ld 相对量：w 100% 86.3%

17、.Ld 4.3 2.11丄冃 4.3 4 2.11 0.77 “cc/ cFe3Cii 相对量：wFeC 100% 3.1% .3 11 4.3 2.11 6.69 0.77,冃 4.3 4 6.69 2.11 “ “P 相对量：Wp 100% 10.6%.4.3 2.11 6.69 0.77珠光体中渗碳体和铁素体的相对量的计算则以共析成分点作为支点 ，以Wc = 0.001%和WC = 6.69%为端点使用杠杆定律计算并与上面计算得到的珠光体相对量级联得到P中F相对量：WF6.69 .77 I。 9.38%.6.69 0.001P中Fe3C相对量：WFe3C10.6% 9.38% 1.22%

18、.至于莱氏体中共晶渗碳体、 二次渗碳体及共析渗碳体的相对量的计算 ，也需采取杠杆定 律的级联方式，但必须注意一点，共晶渗碳体在共晶转变线处计算 ，而二次渗碳体及共析渗 碳体则在共析转变线处计算.4.根据下列数据绘制 Au-V二元相图.已知金和钒的熔点分别为 1064 C和1920 C .金与 钒可形成中间相 RAuV3)；钒在金中的固熔体为 a其室温下的熔解度为 WV = 0.19;金在钒 中的固熔体为 y其室温下的熔解度为 wau = 0.25.合金系中有两个包晶转变 ，即(1)BWv 0.4) L(Wv 0.25)程40t q aWV 0.27)(2)yWv 0.52) L(wv 0.34

19、5)垐 15HQ aWV 0.45)解根据已知数据绘制的 Au-V二元相图参见附图 4-3.叫10 2附图4-3 Au-V二元相图第五章材料中的扩散1.设有一条直径为3cm的厚壁管道，被厚度为0.001cm的铁膜隔开，通过输入氮气以保 持在膜片一边氮气浓度为 1000 mol/m3；膜片另一边氮气浓度为 100 mol/m3.若氮在铁中700C时的扩散系数为 4 x 10-7 cm2 /s,试计算通过铁膜片的氮原子总数 .解设铁膜片左右两边的氮气浓度分别为 c1, c2,则铁膜片处浓度梯度为9.0 107 mol/m4c c c2 c! 100 10005XX x 1 105根据扩散第一定律计

20、算出氮气扩散通量为c 7 2 2 7 3 2J D 4 10 7 (102)2 ( 9.0 107) 3.6 10 3 mol/(m2gs) x于是，单位时间通过铁膜片的氮气量为最终得到单位时间通过铁膜片的氮原子总数为6 23 18 1N (JgA) Na 2.54 10- 6.02 10 2 3.06 10 s-第六章塑性变形1.铜单晶体拉伸时，若力轴为001方向，临界分切应力为 0.64 MPa，问需要多大的拉伸应力才能使晶体开始塑性变形 ？解 铜为面心立方金属，其滑移系为111, 4个111面构成一个八面体，详见教材P219中的图6-12.|001|图G亠1 2面心V. /j HH体的多

21、系滑移力轴为E001方向当拉力轴为001方向时，所有滑移面与力轴间的夹角相同 ，且每个滑移面上的三个滑移方向中有两 个与力轴 的夹角 相同，另一个为 硬取向(入=90.于是，取滑移 系(111)101进行计算.coscos0 10 111 1To厂o厂*1厂1厂i2飞，0 ( 1) 0 0 1 1 102 02 12 x( 1)2 02 12 2s 0.64 .6 1.57 MPa.m即至少需要1.57 MPa的拉伸应力才能使晶体产生塑性变形2什么是滑移、滑移线、滑移带和滑移系？作图表示a-Fe, Al, Mg中的最重要滑移系.那 种晶体的塑性最好，为什么？答：滑移是晶体在切应力作用下一部分相

22、对于另一部分沿一定的晶面和晶向所作的平 行移动；晶体的滑移是不均匀的，滑移部分与未滑移部分晶体结构相同 .滑移后在晶体表面留下台阶，这就是滑移线的本质.相互平行的一系列滑移线构成所谓滑移带 .晶体发生滑移时，某一滑移面及其上的一个滑移方向就构成了一个滑移系(u面心亚方届；(b) 心立方僉屛； X瞎捋六比席属附图6-1三种晶体点阵的主要滑移系aFe具有立方体心结构，主要滑移系可表示为 110,共有6X 2 = 12个;Al具有面心立方结构,其滑移系可表示为 111,共有4X 3 =12个；Mg具有密排六方结构,主要滑移系可表示为 0001 1120 ,共有1X 3=3个.晶体的塑性与其滑移系的数

23、量有直接关系，滑移系越多，塑性越好；滑移系数量相同时，又受滑移方向影响，滑移方向多者塑 性较好，因此，对于a-Fe, Al, Mg三种金属，Al的塑性最好，Mg的最差，a-Fe居中.三种典型 结构晶体的重要滑移系如附图 6-1 所示.3什么是临界分切应力？影响临界分切应力的主要因素是什么 ？单晶体的屈服强度与外力轴方向有关吗？为什么？答：滑移系开动所需的作用于滑移面上、 沿滑移方向的最小分切应力称为临界分切应力临界分切应力 t的大小主要取决于金属的本性，与外力无关.当条件一定时，各种晶体的临界分切应力各有其定值但它是一个组织敏感参数,金属的纯度、变形速度和温度、金属的 加工和热处理状态都对它有

24、很大影响 如前所述,在一定条件下，单晶体的临界分切应力保持为定值 ,则根据分切应力与外加轴向应力的关系：cs= T / m, m为取向因子，反映了外力轴与滑移系之间的位向关系 ，因此,单晶体的屈服强度与外力轴方向关系密切 .m越大，则屈服强度越小，越有利于滑移.4.孪生与滑移主要异同点是什么 ？为什么在一般条件下进行塑性变形时锌中容易出现挛晶，而纯铁中容易出现滑移带 ？答：孪生与滑移的异同点如附表 6-1 所示.附表6-1 晶体滑移与孪生的比较滑 移孪 生相同方面（1） 宏观上看，两者都是在剪（切）应力作用下发生的均匀剪切变形；（2） 微观上看，两者都是晶体塑性变形的基本方式 ，是晶体的一部分

25、相对于另一部分沿一定的晶面和晶向平移；（3） 两者都不改变晶体结构类型.不 同 方 面晶体中的位向晶体中已滑移部分与未滑移部分位向相同已孪生部分（挛晶）和未孪生部分（基 体）的位向不同，且两部分之间具有 特定的位向关系（镜面对称）位移的量原子的位移是沿滑移方向上原子间距的 整数倍，且在一个滑移面上总位移较大原子的位移小于孪生方向的原子间 距，一般为孪生方向原子间距的 1/n对塑性变形的贡献很大，即总变形量大有限，即总变形量小变形应力有确定的临界分切应力所需分切应力一般高于滑移的变形条件一般情况下，先发生滑移滑移困难时；或晶体对称度很低、变形温度较低、加载速率较高时变形机制全位错运动的结果分位错

26、运动的结果锌为密排六方结构金属，主要滑移系仅 3个，因此塑性较差，滑移困难，往往发生孪生变形，容易出现挛晶；纯铁为体心立方结构金属，滑移系较多，共有48个，其中主要滑移系 有12个，因此塑性较好，往往发生滑移变形，容易出现滑移带第七章 回复与再结晶1.已知锌单晶体的回复激活能为 8.37 X 104 J/mol，将冷变形的锌单晶体在-50 C进行回 复处理，如去除加工硬化效应的 25%需要17 d,问若在5 min内达到同样效果，需将温度提 高多少摄氏度？解 根据回复动力学，采用两个不同温度将同一冷变形金属的加工硬化效应回复到同样程度，回复时间、温度满足下述关系整理后得到1InT1 Q t1将

27、 T 223 K, t2 /11代入上式得到因此，需将温度提高1 45/(17 24 60) ,Q 8.37 10 J/mol, R 8.314 J/(mol K)4896T2 274.7 K .T T2 X 274.7 223 51.7 C .2.纯铝在553 C和627 C等温退火至完成再结晶分别需要 40 h和1 h,试求此材料的再结晶激活能.解 再结晶速率v再与温度T的关系符合阿累尼乌斯(Arrhenius)公式，即v再 Aexp( RT)其中，Q为再结晶激活能，R为气体常数.如果在两个不同温度 T1, T2进行等温退火，欲产生同样程度的再结晶所需时间分别为 t1,t2,贝 U3.说明

28、金属在冷变形、回复、再结晶及晶粒长大各阶段的显微组织、机械性能特点与主要区别答：金属在冷变形、回复、再结晶及晶粒长大各阶段的显微组织、机械性能特点与主要 区别详见附表7-1.附表7-1金属在冷变形、回复、再结晶及晶粒长大各阶段的显微组织、机械性能显微组织机械性能冷变形随变形量增加，晶粒沿变形方向被拉长；变 形量很大时，会岀现纤维组织；随变形量增 加，纤维组织内部形成位错胞构成的变形亚 结构/变形亚晶；变形大时岀现形变织构产生加工硬化，随着变形量增加，材料强度和 硬度逐渐升高，而塑性及韧性不断下降；产生 各向异性；变形功的10%转化为残余应力会 引起材料变形或开裂，产生应力腐蚀回复与冷变形时相比无明显变化宏观内应力完全消除，冷变形阶段的加工硬 化效应得到保留再结晶无畸变的等轴晶粒；变形量很大时有可能岀 现再结晶织构加工硬化效应完全消除，强度和硬度下降，塑 韧性显著改善晶粒长大晶粒尺寸较再结晶的大；正常长大时晶粒尺 寸相差不大，异常长大时晶粒尺寸极不均 匀，少数晶粒超大与再结晶阶段相比，强度和硬度下降，塑韧性 也有降低第八章固态相变