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第四章课后作业练习一一、判断题（T 或F ）1、溶质再分配既受溶质扩散性质的制约，也受液相中的对流强弱等诸种因素的影响。
2、溶质再分配只影响凝固过程溶质宏观及微观分布及最终成分偏析现象，而不影响凝固组织形貌和晶粒大小，也不影响热裂、气孔等凝固缺陷的形成。
3、图4-1所示成分为C 0的合金熔体，实际凝固结束时，其组织中只有单相固溶体。
4、虽然实际凝固过程中固、液两相成分不可能完全遵从平衡相图来分配，凝固理论认为，固-液界面处成分C ∗与C 的比值在任一瞬时仍符合相应的溶质平衡分配系数K S ∗L 0（处于局部平衡状态）。
这被称为“界面平衡假设”。
图4-1成分为C 0合金的凝固5、“平衡凝固”条件下，凝固后零件断面的成分均匀地为C S =C 0。
所以“平衡凝固”开始时晶体析出的成分即为C 0。
6、对于“平衡凝固”及“液相充分混合”所假设的溶质再分配条件下，固-液界面前沿不存在溶质富集层，即界面处及其前方的液相成分处处相同。
7、在“平衡凝固”及“液相充分混合”所假设的溶质再分配条件下，固-液界面处的固相及液相成分C ∗、C ∗随凝固过程的进行均始终在不断升高。
S L 8、在“液相只有有限扩散”以及 “液相中部分混合（有对流作用）”溶质再分配条件下，固-液界面处的固相及液相成分C ∗、C ∗随凝固过程的进行始终不断升高。
S L 9、在“液相只有有限扩散”以及液相容积很大的“液相中部分混合（有对流作用）”溶质再分配条件下，当达到稳定状态时，界面处及其前方液相成分均符合0)'(=∂∂t x C L ，且溶质富集层以外的成分均为C L =C 0。
二、解答题1、图4-2所示，为两种溶质再分配情况下凝固过程固液、液相成分随距离的分布。
（1） 分别指出图（a ）及图(b)各属于哪种溶质再分配情况。
（2） 简述图(b)中C s C S =∗、C 的物理内涵及原因。
L L C =∗(a)(b) 图4-2 两种溶质再分配情况下凝固过程固液、液相成分随距离的分布2、图4-3为液相只有有限扩散凝固条件下溶质再分配。
第四章二元合金相图与合金凝固一、本章主要内容：相图基本原理：相，相平衡，相律，相图的表示与测定方法，杠杆定律；二元匀晶相图：相图分析，固溶体平衡凝固过程及组织，固溶体的非平衡凝固与微观偏析固溶体的正常凝固过程与宏观偏析：成分过冷，溶质原子再分配，成分过冷的形成及对组织的影响，区域熔炼；二元共晶相图：相图分析，共晶系合金的平衡凝固和组织，共晶组织及形成机理：粗糙—粗糙界面,粗糙—光滑界面,光滑—光滑界面；共晶系非平衡凝固与组织：伪共晶，离异共晶，非平衡共晶；二元包晶相图：相图分析，包晶合金的平衡凝固与组织，包晶反应的应用铸锭：铸锭的三层典型组织，铸锭组织控制，铸锭中的偏析其它二元相图：形成化合物的二元相图，有三相平衡恒温转变的其它二元相图：共析，偏晶，熔晶，包析，合晶，有序、无序转变，磁性转变，同素异晶转变二元相图总结及分析方法二元相图实例：Fe-Fe3C亚稳平衡相图，相图与合金性能的关系相图热力学基础：自由能—成分曲线，异相平衡条件，公切线法则，由成分—自由能曲线绘制二元相图二、1.填空1 相律表达式为___f=C-P+2 ___。
2. 固溶体合金凝固时，除了需要结构起伏和能量起伏外，还要有___成分_______起伏。
3. 按液固界面微观结构，界面可分为____光滑界面_____和_______粗糙界面___。
4. 液态金属凝固时，粗糙界面晶体的长大机制是______垂直长大机制_____，光滑界面晶体的长大机制是____二维平面长大____和_____依靠晶体缺陷长大___。
5 在一般铸造条件下固溶体合金容易产生__枝晶____偏析，用____均匀化退火___热处理方法可以消除。
6 液态金属凝固时，若温度梯度dT/dX>0（正温度梯度下），其固、液界面呈___平直状___状，dT/dX<0时（负温度梯度下），则固、液界面为______树枝___状。
7. 靠近共晶点的亚共晶或过共晶合金，快冷时可能得到全部共晶组织，这称为____伪共晶__。
《机械工程材料》复习题第一章：金属得力学性能一、填空1、金属材料的性能包括和；使用性能主要有、、，工艺性能主要有、、。
2、常用的力学性能判据有：、、、和。
3、强度是指金属和的能力，塑性变形是指金属、发生不能，也称为永久变形。
4、强度的主要判据有、和；其符号分别为、和表示。
5、塑性是指金属材料断裂前发生的能力；一般δ或ψ值越大，。
6、硬度的试验方法较多，生产中常用的是、和。
7、500HBW5/750表示用直径为mm，材料为球形压头，在N压力下，保持s，测得硬度值为。
8、写出下列力学性能指标符号：屈服点、抗拉强度、洛氏硬度C标尺、断后伸长率、断面收缩率、冲击韧度及疲劳强度。
二、判断1、弹性变形能随载荷的去除而消失。
（）2、所有金属材料在拉伸试验时都会出现显著的屈服现象。
（）3、材料的屈服点值越小，则允许的工作应力越高。
（）4、做布氏硬度试验时，当试验条件相同时，其压痕直径越小，材料的硬度越低。
（）5、铸铁的铸造性能比钢好，故常用来铸造形状复杂的工件。
（）三、选择1、拉伸试验时，试样拉断前所能承受的最大拉应力称为（）。
A、屈服点B、抗拉强度C、弹性极限2、金属材料抵抗塑性变形或断裂的能力称为（）。
A、塑性B、硬度C、强度四、名词解释1、内力与应力：2、弹性变形与塑性变形：3、屈服点与规定屈服点：4、疲劳强度与抗拉强度：五、问答题P10 1、6、10第二章：纯金属与合金的晶体结构一、填空：1、内部的原子按一定几何形状做有规则的重复排列；内部的原子无规律的堆积在一起。
晶体具有和的特征。
2、常见金属晶格类型有、和三种。
α—Fe属于晶格，γ—Fe 晶格，Zn 晶格。
3、根据晶体缺陷的几何形态、特点，可将其分为以下三类：、、、各种缺陷处及其附近晶格均处于，直接影响到金属的力学性能，使金属的、有所提高。
4、合金是指或、（或金属与非金属元素）组成的具有的新物质。
5、按合金组元间相互作用不同合金在固态下的相结构分为和两类。
第四章固体溶液活度理论（Powell, 1987; 江培谟，1989；Mukhopadhyay et al., 1993；Powell andHolland, 1993; Spear, 1995；Will, 1998）最紧邻规则、长程有序与短程有序、固溶体的理想活度、活度系数、正规溶液、Margules参数、零次近似模型、简单混合物模型、似化学模型、亚正规溶液、活度系数表达式、交互固溶体、Darken二阶表达式4.1 概述固体溶液是地球化学和岩石学研究中非常重要的一个方面，固溶体模型也多种多样。
从固溶体发生混合的晶格结点来说，既有元素在结点内的混合，也有元素在结点之间的混合；从固溶体中组分的混合性质来说，既有理想混合，也有非理想混合；从固溶体组分的活度模型来说，既有理想活度模型，也有非理想活度模型；从溶液模型来说，既有正规溶液模型，也有亚正规溶液模型；此外，还有描述包括相变情况的活度模型。
可以说，固溶体活度理论既简单，也复杂，并且是个尚未得到完满解决的问题。
固体溶液（例如矿物）的成分是对它进行热力学分析的基础。
由其成分，可得到矿物的某些热力学性质。
但是，要使成分与矿物的热力学性质联系起来，还必须选取适当的模型。
例如，化学势与成分的关系，理想溶液模型的化学势-矿物成分关系，就与非理想溶液的矿物化学势-成分关系就不同。
因此，只有使用合适的模型，才能得到满意的结果。
4.1.1 最紧邻规则为处理液态溶液，物理化学家创立了似晶格模型的溶液理论。
这个模型是把液体看作分子都排列在一定的格子里，就象晶体那样。
但是，液体毕竟不是晶体。
因此，此模型就叫做“似晶格模型”。
正因为此模型象晶体那样处理液体，所以目前被广泛用来研究固体溶液。
这个模型不考虑溶液中的库仑力，故只适用于非极性分子的混合物，不适用于高度极性分子的混合物。
在处理过程中，只考虑一个分子与它最紧邻的Z（配位数）个分子（离子）的相互作用。
我们知道，矿物固溶体中离子的相互替代会造成固溶体能量的变化，所以选取合适的固溶体模型描述这种能量变化是必要的。
第4章，固溶体(Solid Solution)掺杂通常不改变（被掺杂）材料的结构类型。
因此掺杂即“固溶”（固溶体——原子水平均匀分散的固态溶液。
掺杂有间隙掺杂（间隙固溶体）和取代掺杂（代位固溶体），有原子掺杂（原子固溶体）和离子掺杂（离子固溶体）。
本章重点讨论形成固溶体的条件及规律。
“固溶体”科学，尚处于“经验总结”的发展阶段。
因此，对于相关“结论”/“总结”，不能绝对化。
杂质原子导入引起晶格畸变，一定区域内的原子拉或压应力，系统能量增加。
当能量增加到一定程度，主体结构不再稳定，这就是固溶极限。
“15％规律”的不严格性：掺杂导致晶格畸变和能量升高，从而限制了极限掺杂量。
晶格畸变和能量升高，不但与尺寸差（ΔR）有关，同时与掺杂原子或离子的性质有关（例如可变形性），以及主结构的键合力（材料的理论弹性模量E）有关。
材料的E 越大，掺杂原子的尺寸限制就越严格，这时ΔR可能降低到8～10％。
相反，若主体结构较为开放，E较小，ΔR可能增大到21％。
一般而言：ΔR<15%：形成连续固溶体（必要条件，而非充要条件）；15%～30%：形成有限固溶体；ΔR>30%，固溶度很低或不能形成固溶体。
b) 电负性因素：掺杂原子和主结构原子的Pauling 电负性差别越大，元素周期表中距离越远，元素间易形成化合物（ΔE > 0.4)，而不易形成固溶体。
另一较普遍的规律：当掺杂原子在体系中可以多种状态存在是，它的固溶度将发生改变。
物种越稳定，固溶度越小。
例如，Fe-C固溶体中，碳可有两种形态——FeC3或石墨，石墨远比FeC3稳定，因此，FeC3在Fe中的固溶度远大于C。
二元合金体系：掺杂金属原子的价电子数与主体金属 原子的价电子数差别越大，固溶度越低。
例如：Zn （二价）、Ga（三价）、Ge（四价）、As（五价）在 一价金属（Cu、Ag、Au）中的固溶度分别为38.5 at％、 19.5 at%、11.8 at％、7 at％。
高价金属原子掺入低价金属（电子密度增加）， 其固溶度比低价掺入高价（降低电子密度）的高，即： “降低电子密度对结构不稳定性的影响更大”。
例如：Cu-Zn 合金（黄铜），Cu在Zn中的最大固溶度为2.5 at ％，而Zn在Cu中的最大固溶度为38.5 at％ 又如：Cu-Sn合金（青铜），Sn在Cu中的最大固溶度为9.1 at ％，但Cu几乎不能溶入Sn。
应指出，电子密度的计算，对于非变价金属比较容易，但对 于变价金属，电子密度往往很难准确计算。
*d) 晶体结构杂质原子的晶体结构和主晶体的结构对称性相 同，是形成连续固溶体的另一个必要条件。
原子晶体的结构主要受原子的电负性以及外层电 子结构影响。
杂质和主晶体的结构相同，意味着两者 的原子性质接近，“相似相溶”。
A、B组元形成连续原子固溶体的必要条件：1. 原子半径差ΔR<15% 2. 结构相同 3. 原子价相同 4. Pauling电负性差<0.4。
第二节： 有序原子置换固溶体：严格意义的原子置换固溶体，杂质原子随机分布。
但如果杂质原子与主体原子有较大的电负性差别，则 A倾向于在B的周围， B倾向于在A的周围，或由于原 子尺寸的因素，导致A、B各按一定的方式分布，这就 形成所谓的有序固溶体，其结构非纯A、也非纯B，有 序固溶体也叫超点阵或超结构。
大多数有序固溶体具有可逆性，高温下无序，降低 温度又转变为有序固溶体，即发生有序无序转变。
几种常见的金属有序固溶体及结构： a) 体心立方AB型(CsCl型)：以FeAl为代表，其他如 AgZn、AgCd、CuZn、CuBe、AuCd等。
A (Fe)AB无序固溶体AB型有序固溶体 B (Al)b) 体心立方A3B型：以Fe3Al为代表，其它还有如Cu3Al、Fe3Si等。
结构中，A(Fe)占据8个小立方体顶角和4个不相邻的 立方体体心位置，B(Al)占据其余4个不相邻立方体体 心位置。
Cu2MnAl也有类似结构， Mn占据占据4个不相邻的立 方体体心位置。
c)面心立方A B型：以CuAu合金为代表，其结构如下图所示： Cu Au沿[001]方向，Cu原子层和 Au 原子层交替排列， 由于Au的原子尺寸大于Cu，结构由立方转变为四方(z 轴拉长)。
d) 面心立方A3B型：以Cu3Au为代表，另外还有Co3Al、Ni3Al、Ni3Fe、Ni3Si、Ni3Mn等。
Cu AuAu 在正六面体的八个顶角，Cu 占据所有面心位置。
另外还有密堆六方A3B型 ，如Mg3Cd。
第三节：间隙原子固溶体当杂质原子和主结构原子的半径相对差很大时(ΔR ≥41%)，杂质原子进入主结构的间隙位置，形成间隙 固溶。
例如H、N、 C、 B等小原子(原子半径依次为： 0.46、0.70、0.77、0.97A)，很容易与金属形成间隙固 溶体。
在间隙固溶体形成过 程中，伴随有部分共价 键形成，材料的强度提 高（但范性和韧性有所 降低）。
a ) Fe-C 间隙固溶体：纯Fe 有三种异构体：α(bcc)，γ(fcc)，δ(bcc))(1538C 1398912C 770C mp RT ⎯→⎯⎯→⎯⎯⎯⎯→⎯⎯⎯⎯→⎯δγαα非铁磁性铁磁性•α-Fe ：最大C 固溶度，0.02 wt%，α-铁素体•γ-Fe ：最大C 固溶度，2.06 wt%，奥氏体•δ-Fe ：最大C 固溶度，0.1 wt%，δ-铁素体b) M-H间隙原子固溶体——金属储氢材料还原气氛下，氢以原子氢(H)与金属形式间隙氢固溶体。
适当条件下，间隙氢原子又可以从结构中析出而释放出氢。
这就是储氢材料。
下面是几种储氢材料：¾著名的Pd储氢材料：Pd：fcc/ Fm3m, a= 3.89) →PdH x，0 ≤x ≤0.7)/V(Pd) = 2800最大储氢能力：V(H2但Pd 资源稀缺，价格昂贵。
目前研究的储氢材料，主要有钛系合金、锆系合金、铁系合金及稀土合金。
¾LaNi5储氢合金：LaNi5：简单六方结构（P6/mmm)吸氢后：LaNi5H6（六方，P31m）最大储氢量：88 kg (H2)/ m3(LaNi5)(* 液态氢70.6 kg/m3)¾FeTi储氢合金：FeTi：简单立方(Pm3m，a=2.975 )储氢后：FeTiH1.95(底心正交，Cmmm)最大储氢量：101.2 kg (H2)/ m3(LaNi5)¾储氢材料不但可用于储氢，或制备高纯氢(6G)，同时还可以利用它吸氢放热和析氢吸热的特性，作为储能材料。
c) 间隙相:间隙固溶体——间隙原子随机分布，表现为主结构的原有对称性。
但当间隙原子的浓度达到一定程度，各组元将按特定的方式分布，形成具有简单整数比化合X、M2X、MX或MX2等。
物特征的间隙相，如：M4间隙相的结构虽然仍具有金属的三种典型结构的特征，但多数是与其组元结构类型不同的新相。
间隙相举例：结构为体心立方(bcc)的Zr、Ti、……等金属，间隙填入N、H等原子生成MX型间隙相ZrN，ScN，TiN，VN，CrN，ZrC，TiC，VC，ZrH，TiH等，X型间隙相Fe2N，结构为NaCl型(fcc)。
生成M2Cr2N，Mn2N，V2N，Mo2C，Ta2C，W2C，V2C、Nb2C、Zr2H、Ta2H、Ti2H等，对称性为密堆六方结构。
间隙相具有很高的硬度和熔点、但很脆，是合金钢中的重要强化相。
d) 间隙化合物：间隙化合物是间隙原子与主结构原子半径的差在30％> Δr ≥41%范围，间隙原子与主结构原子之间形成的一种新的结构复杂的化合物。
例如Fe与C生C（Fe3C），M7C3、成的间隙化合物，常见的有M3M23C6和M6C几种，一个单胞中通常有几十或数百各原子。
间隙化合物也是结构材料的一种重要强化相。
间隙固溶体——结束语：形成间隙原子固溶体的主要影响因素是相对原子尺寸差，ΔR ≥41%，或直径比小于0.59。
由于杂质间隙原子和主结构原子的尺寸差别较大，因此，可以与主结构形成间隙固溶体的杂质原子，不可能与主结构原子形成连续固溶体。
另一方面，由于形成间隙固溶体时，会引起较大的主结构晶格畸变和能量升高，因此，间隙杂质原子的固溶度一般小于间隙位的10％。
第四节：离子置换固溶体¾简单离子（等价）置换固溶体¾异价离子置换固溶体¾间隙离子固溶体（特定结构和/或小尺寸杂质离子）影响离子置换固溶体形成的因素主要包括：离子尺寸、离子电价、晶体结构以及场强。
但到目前为止，依然是经验总结，尚没有成熟的理论模型。
a) 离子尺寸因素原子置换固溶体的15％规律，同样近似适用于等价离子置换固溶体。
但正如West指出的，对于无机非金属固溶体，由于离子尺寸的难以准确确定，允许的离子尺寸差别的极限值可比15%稍大一些。
一般而言1、ΔR <15%是形成连续固溶体的必要条件，但不是充分条件；2、ΔR=15-20％，高温条件下可能形成连续固溶体，但常温下为有限固溶体；且尺寸较大的离子较易被小离子取代，而反过来较困难。
3、ΔR >30%，不能形成固溶体。
二元连续固溶体：¾MgO与FeO、CoO或NiO形成连续固溶体。
MgO、FeO、CoO、NiO都是NaCl型结构：MgO(a=4.2A)，FeO(a=4.3A）CoO(a=4.26A), NiO (a=4.17A）离子半径：Mg2+: 0.86A，Fe2+: 0.91A(HS) Co2+: 0.88A(HS)，Ni2+: 0.83A离子半径相对差：Mg 与Fe、Co和Ni 分别为：5.8％，2.3％，3.5％¾Al2O3-Cr2O3形成连续固溶体：Al2O3 和Cr2O3均为刚玉型结构。
Al2O3(Hexagonal, R3-c, a=4.76 A, c=13 A)Cr2O3(Hexagonal, R3-c, a=4.96 A, c=13.5 A)离子半径：Al3+: 0.67A, Cr3+: 0.75A, 离子半径相对差：10.6％¾PbTiO3与PbZrO3形成连续固溶体：PbTiO3和PbZrO3都具有钙钛矿型结构。
离子半径：Zr4+: 0.72A，Ti4+: 0.61A (O2-: 1.26A)离子半径相对差：15.3％(>15%)离子半径相对差大于15%，依然形成连续固溶体与两者的钙钛矿型结构有关（t=0.8~1.1）。
NaCl-KCl体系:NaCl和KCl的结构均为NaCl型(Pauling) 离子半径：Na+：0.95 Ǻ，K+：1.33 ǺΔR1=(1.33-0.95)/1.33=28.5%ΔR2=(1.33-0.95)/0.95=40%初判：两者不能连续互溶，且相互固溶度很小。
