发布时间 : 星期一 文章西北工业大学《材料科学基础》课后题答案更新完毕开始阅读c041afe46bdc5022aaea998fcc22bcd127ff425e
时零件中的碳浓度梯度为零，渗碳无法进行，即使是纯铁，在α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，渗碳过程极慢，没有实际意义。γ-Fe中的碳固溶度高，渗碳时在表层可获得较高的碳浓度梯度使渗碳顺利进行。
12． 原因是。α-Fe中的扩散系数较γ-Fe中的扩散系数高。 13． 转折点向低温方向移动。
14． 三元系扩散层内不可能存在三相共存区，但可以存在两相共存区。原因如下：三元系
中若出现三相平衡共存，其二相中成分一定且不同相中同一组分的化学位相等，化学位梯度为零，扩散不可能发生。三元系在两相共存时，由于自由度数为2，在温度一定时，其组成相的成分可以发生变化，使两相中相同组元的原子化学位平衡受到破坏，引起扩散。
15． (1) 固体中即使不存在宏观扩散流，但由于原子热振动的迁移跳跃，扩散仍然存在。纯
物质中的自扩散即是一个典型例证。
(2) 原子每次跳动方向是随机的。只有当系统处于热平衡状态，原子在任一跳动方向上
的跳动几率才是相等的。此时虽存在原子的迁移(即扩散)，但没有宏观扩散流。如果系统处于非平衡状态，系统中必然存在热力学势的梯度(具体可表示为浓度梯度、化学位梯度、应变能梯度等)。原子在热力学势减少的方向上的跳动几率将大于在热力学势增大方向上的跳动几率。于是就出现了宏观扩散流。
(3) 晶界上原子排列混乱，与非晶体相类似，其原子堆积密集程度远不及晶粒内部，因
而对原子的约束能力较弱，晶界原子的能量及振动频率ν明显高于晶内原子。所以晶界处原子具有更高的迁移能力。晶界扩散系数也罢明显鬲于晶内扩散系数。 (4) 事实上这种情况不可能出现。间隙固熔体的熔质原子固熔度十分有限。即使是达到
过饱合状态，溶质原子数目要比晶体中的间隙总数要小几个数量级，因此，在间隙原子周围的间隙位置可看成都是空的。即对于给定晶体结构，z为一个常数。 (5) 虽然体心立方晶体的配位数小，但其属于非密堆结构。与密堆结构的面心立方晶体
相比较，公式中的相关系数f值相差不大和，但原子间距大，原子因约束力小而振动频率ν高，其作用远大于配位数的影响。而且原子迁移所要克服的阻力也小，具体表现为扩散激活能低，扩散常数较大，实际情况是在同一温度下α-Fe有更高的自扩散系数，而且熔质原子在。α-Fe中的扩散系数要比γ-Fe高。
1． (1)临界分切应力n及取向因子数据如附表所示。 以上数据表明，实验结果符合临界分切应力定律τk＝σm。 (2)屈服应力σs与取向因子，m之间的关系如附图所示。
6． 单滑移是指只有一个滑移系进行滑移。滑移线呈一系列彼此平行的直线。这是因为单滑移仅有一组多滑移是指有两组或两组以上的不同滑移系同时或交替地进行滑移。它们的滑移线或者平行，或者相交成一定角度。这是因为一定的晶体结构中具有一定的滑移系，而这些滑移系的滑移面之间及滑移方向之间都交滑移是指两个或两个以上的滑移面沿共同的滑移方向同时或交替地滑移。它们的滑移线通常为折线或波纹状。只是螺位错在不同的滑移面上反复“扩展”的结果。
10． 滑移带一般不穿越晶界。如果没有多滑移时，以平行直线和波纹线出现，如附图(a)，它可以通过抛光而去除。
机械孪晶也在晶粒内，因为它在滑移难以进行时发生，而当孪生使晶体转动后，又可使晶体滑移。所以一般孪晶区域不大，如附图2．19(b)所示。孪晶与基体位向不同，不能通过抛光去除。
退火孪晶以大条块形态分布于晶内，孪晶界面平直，一般在金相磨面上分布比较均匀，如附图2。19(c)所示，且不能通过抛光去除。
11． 低碳钢的屈服现象可用位错理论说明。由于低碳钢是以铁素体为基的合金，铁素体中的碳(氮)原子与位错交互作用，总是趋于聚集在位错线受拉应力的部位以降低体系的畸变能，形成柯氏气团对位错起“钉扎”作用，致使σs升高。而位错一旦挣脱气团的钉扎，便可在较小的应力下继续运动，这时拉伸曲线上又会出现下屈服点。已经屈服的试样，卸载后立即重新加载拉伸时，由于位错已脱出气团的钉扎，故不出现屈服点。但若卸载后，放置较长时间或稍
经加热后，再进行拉伸时，由于熔质原子已通过热扩散又重新聚集到位错线周围形成气团，故屈服现象又会重新出现。
吕德斯带会使低碳薄钢板在冲压成型时使工件表面粗糙不平。其解决办法，可根据应变时效原理，将钢板在冲压之前先进行一道微量冷轧(如1％～2％的压下量)工序，使屈服点消除，随后进行冲压成型，也可向钢中加入少量Ti，A1及C，N等形成化合物，以消除屈服点。
12． 材料经冷加工后，除使紊乱取向的多晶材料变成有择优取向的材料外，还使材料中的不熔杂质、第二相和各种缺陷发生变形。由于晶粒、杂质、第二相、缺陷等都沿着金属的主变形方向被拉长成纤维状，故称为纤维组织。一般来说，纤维组织使金属纵向(纤维方向)强度高于横向强度。这是因为在横断面上杂质、第二相、缺陷等脆性、低强度“组元”的截面面积小，而在纵断面上截面面积大。当零件承受较大载荷或承受冲击和交变载荷时，这种各向异性就可能引起很大的危险。
金属在冷加工以后，各晶粒的位向就有一定的关系。如某些晶面或晶向彼此平行，且都平行于零件的某一外部参考方向，这样一种位向分布就称为择优取向或简称为织构。
形成织构的原因并不限于冷加工，而这里主要是指形变织构。无论从位向还是从性能看，有织构的多晶材料都介于单晶体和完全紊乱取向的多晶体之间。由于织构引起金属各向异性，在很多情况下给金属加工带来不便，如冷轧镁板会产生(0001)<1120>织构，若进一步加工很容易开裂；深冲金属杯的制耳，金属的热循环生长等。但有些情况下也有其有利的一面。
13． 加工硬化是由于位错塞积、缠结及其相互作用，阻止了位错的进一步运动，流变应力?d??Gb?。
细晶强化是由于晶界上的原子排列不规则，且杂质和缺陷多，能量较高，阻碍位错的通过，?s??0?Kd裂纹不易萌生和传播。
?12；且晶粒细小时，变形均匀，应力集中小，
固熔强化是由于位错与熔质原子交互作用，即柯氏气团阻碍位错运动。
弥散强化是由于位错绕过、切过第二相粒子，需要增加额外的能量(如表面能或错排能)；同时，粒子周围的弹性应力场与位错产生交互作用，阻碍位错运动。
14． 气泡阻碍位错运动的机制是由于位错通过气泡时，切割气泡，增加了气泡—金属间界面的面积，因此需要增加外切应力做功，即提高了金属钨的强度。
设位错的柏氏矢量为b，气泡半径为r，则位错切割气泡后增加的气泡—金属间界面面积为A＝2rb。
设气泡—金属的比界面能为σ，则界面能增值为2rbσ。
若位错切割一个气泡的切应力增值为τ’，，则应力所做功为τ’b。 所以2rbσ=τ’b，即：2rσ=τ’
当气泡密度为n时，则切应力总增值：τ=nτ’=2nrσ 可见，切应力增值与气泡密度成正比。
15． 作为一类材料，陶瓷是比较脆的。晶态陶瓷缺乏塑性是由于其离子键和共价键造成的。在共价键键合的陶瓷中，原子之间的键合是特定的并具有方向性，如附图(a)所示。当位错以水平方向运动时，必须破坏这种特殊的原子键合，而共价键的结合力是很强的，位错运动有很高的点阵阻力(即派—纳力)。因此，以共价键键合的陶瓷，不论是单晶体还是多晶体，都是脆的。
基本上是离子键键合的陶瓷，它的变形就不一样。具有离子键的单晶体，如氧化铁和氯化钠，在室温受压应力作用时可以进行相当多的塑性变形，但是具有离子键的多晶陶瓷则是脆的，并在晶界形成裂纹。这是因为可以进行变形的离子晶体，如附图(b)所示，当位错运动一个原子间距时，同号离子的巨大斥力，使位错难以运动；但位错如果沿45°方向而不是水平方向运动，则在滑移过程中相邻晶面始终由库仑力保持相吸，因而具有相当好的塑性。但是多晶陶瓷变形时，相邻晶粒必须协调地改变形状，由于滑移系统较少而难以实现，结果在晶界产生开裂，最终导致脆性断裂。
16． 这是由于陶瓷粉末烧结时存在难以避免的显微空隙。在冷却或热循环时由热应力产生了显微裂纹，由于腐蚀所造成的表面裂纹，使得陶瓷晶体与金属不同，具有先天性微裂纹。在裂纹尖端，会产生严重的应力集中，按照弹性