第一章答案

　　20、（1）略；
　　　　（2）四面体空隙数/O2-数=2:1，八面体空隙数/O2-数=1:1；
　　　　（3）(a)CN=4，z+/4×8=2，z+=1，Na2O，Li2O；(b)CN=6，z+/6×6=2，z+=2，FeO，MnO；（c）CN=4，z+/4×4=2，z+=4，ZnS，SiC；(d)CN=6，z+/6×3=2，z+=4，MnO2。

　　21、解：岛状；架状；单链；层状（复网）；组群（双四面体）。

　　22、解：（1）有两种配位多面体，[SiO4]，[MgO6]，同层的[MgO6]八面体共棱，如59[MgO6]和49[MgO6]共棱75O2-和27O2-，不同层的[MgO6]八面体共顶，如1[MgO6]和51[MgO6]共顶是22O2-，同层的[MgO6]与[SiO4]共顶，如T[MgO6]和7[SiO4]共顶22O2-，不同层的[MgO6]与[SiO4]共棱，T[MgO6]和43[SiO4]共28O2-和28O2-；

（3）z=4；
（4）Si4+占四面体空隙=1/8，Mg2+占八面体空隙=1/2。

　　23、解：透闪石双链结构，链内的Si-O键要比链5的Ca-O、Mg-O键强很多，所以很容易沿链间结合力较弱处劈裂成为纤维状；滑石复网层结构，复网层由两个[SiO4]层和中间的水镁石层结构构成，复网层与复网层之间靠教弱的分之间作用力联系，因分子间力弱，所以易沿分子间力联系处解理成片状。

　　24、解：石墨中同层C原子进行SP2杂化，形成大Π键，每一层都是六边形网状结构。由于间隙较大，电子可在同层中运动，可以导电，层间分子间力作用，所以石墨比较软。

　　25、解：（1）Al3+可与O2-形成[AlO4]5-；Al3+与Si4+处于第二周期，性质类似，易于进入硅酸盐晶体结构中与Si4+发生同晶取代，由于鲍林规则，只能部分取代；（2）Al3+置换Si4+是部分取代，Al3+取代Si4+时，结构单元[AlSiO4][ASiO5]，失去了电中性，有过剩的负电荷，为了保持电中性，将有一些半径较大而电荷较低的阳离子如K+、Ca2+、Ba2+进入结构中；（3）设Al3+置换了一半的Si4+，则O2-与一个Si4+一个Al3+相连，阳离子静电键强度=3/4×1+4/4×1=7/4，O2-电荷数为-2，二者相差为1/4，若取代超过一半，二者相差必然>1/4，造成结构不稳定。

第二章答案

1、解：钠原子空位；钠离子空位，带一个单位负电荷；氯离子空位，带一个单位正电荷；最邻近的Na+空位、Cl-空位形成的缔合中心；Ca2+占据K.位置，带一个单位正电荷；Ca原子位于Ca原子位置上；Ca2+处于晶格间隙位置。

　　2、解：（1）NaClNaCa’+ ClCl + VCl·
（2）CaCl2CaNa· + 2ClCl + VNa’
（3）OVNa’ + VCl·
（4）AgAgVAg’ + Agi·

　　3、解：设有缺陷的MgO晶胞的晶胞分子数为x，晶胞体积V=(4.20)3，x=ρVN0/M=3.96,单位晶胞的肖脱基缺陷数=4-x=0.04。

　　4、解：（a）根据热缺陷浓度公式 n/N=exp(-E/2RT)，E=6eV=6×1.602×10-19=9.612×10-19J,
T=298k：n/N=1.92×10-51，T=1873k：n/N=8.0×10-9；
（b）在MgO中加入百万分之一的AL2O3，AL2O32ALMg· + VMg’’ + 3OO，∵[AL2O3]= 10-6，∴[杂质缺陷]=3×10-6/2=1.5×10-6，∴比较可知，杂质缺陷占优。

　　5、解：n/N=exp(-E/2RT)，R=8.314，T=1000k：n/N=6.4×10-3；T=1500k：n/N=3.5×10-2。

　　6、解：Fe2O32FeFe· + 3OO + VFe’’
       y           2y              y

X=1-y=1-0.0435=0.9565,Fe0.9565O
[VFe’’]===2.22×10-2

　　7、解：Zn(g)Zni· + e’, Zn(g) + 1/2O2 = ZnO , Zni· + e’+ 1/2O2 ZnO , [ZnO]=[e’]，
    ∴PO2    [Zni·]    ρ
O2(g) OO + VFe’’ + 2h
k=[OO][ VFe’’][h·]/PO21/2=4[OO][ VFe’’]3/ PO21/2 , [ VFe’’] ∝PO2-1/6，
∴    PO2    [ VFe’’]    ρ

　　 8、解：刃位错：位错线垂直于位错线垂直于位错运动方向；螺位错：位错线平行于 位错线平行于位错运动方向。

10、解：排斥，张应力重叠，压应力重叠。

　　11、解：晶界对位错运动起阻碍作用。

　　12、解：不能，在大角度晶界中，原子排列接近于无序的状态，而位错之间的距离可能只有一、两个原子的大小，不适用于大角度晶界。

　　13、解：（1）原子或离子尺寸的影响，△r<15%时，可以形成连续固溶体；△r=15%～30%时，只能形成有限型固溶体；△r>30%很难或不能形成固溶体；△r愈大，固溶度愈小；（2）晶体结构类型的影响，只有两种结构相同和△r<15%时才是形成连续固溶体的充分必要条件；（3）离子类型和键性，相互置换的离子类型相同，化学键性质相近，容易形成固溶体体；（4）电价因素，不等价置换不易形成连续固溶体。

　　14、解：

　　15、解：固溶体、晶格缺陷、非化学计量化合物都是点缺陷，是晶体结构缺陷，都是单相均匀的固体，结构同主晶相。
热缺陷——本征缺陷；固溶体——非本征缺陷；

　　17、解：设AL2O3、MgO总重量为100g，则AL2O318g，MgO82g，
溶入MgO中AL2O3的mol数：AL2O3 mol%==0.08=8%, MgO mol%=1-8%=92%,固溶体组成：8% AL2O3，92%MgO，固溶体组成式：Al0.16Mg0.92O1.16
  (a) AL2O32ALMg· + 2OO + Oi’’
       X            2x             x     固溶体化学式：Al2xMg1-2xO1+x
将化学式与组成式一一对应，求出待定参数x，由于O2-的量不同，将O2-的量化为1
Al0.16/1.16Mg0.92/1.16OAl2x/1+xMg1-2x/1+xOx=0.074，化学式Al0.148Mg0.852O1.074

（b）AL2O32ALMg· + 3OO + OMg’’
     x            2x             x

　　 18、解：Fe1-xS中存在Fe空位，VFe’’非化学计量，存在h· P型半导体；FeS1-x中金属离子过剩，存在S2-空位，存在e’，N型半导体；因Fe1-xS、FeS1-x分属不同类型半导体，通过实验确定其半导体性质即可。

　　19、解：（1）晶体中间隙位置是有限的，容纳杂质质点能力≤10%；（2）间隙式固溶体的生成，一般都使晶格常数增大，增加到一定的程度，使晶格变得不稳定而离解；置换固溶体形成是同号离子交换位置，不会对接产生影响，所以可形成连续固溶体。

　　20、解：

　　21、解：（a）∵r大-r小/ r大=10%<15%，∴AL2O3和Cr2O3能形成连续固溶体；
（b）MgO—Cr2O3中，r大-r小/ r大=15%，加之两者结构不同，∴固溶度是有限的。

　　22、解：设非化学计量化合物为NixO，
Ni2O32NiNi· + 3OO + VNi’’
 y            2y             y    Ni3+2yNi2+1-3yONi3+/Ni2+=2y/(1-3y)=10-x
则y=5×10-5， x=1-y=0.99995，Ni0.99995O
每m3中有多少载流子即为空位浓度：[VNi’’]=y/(1+x)=2.5×10-5。

　　23、解：MgO-AL2O3：r大-r小/ r大=15%，即rMg、rAl半径相差大，MgO（NaCl型）、AL2O3（刚玉）结构类型差别大，形成有限固溶体；
PbTiO3-PbZrO3形成无限固溶体，因为尽管Ti4+、Zr4+半径相差较大（15. 28）,但都是（ABO3）钙钛矿型结构，Ti4+、Zr4+都填充八面体空隙，该空隙体积较大，可填入的阳离子的半径r值可在一定范围内变化，而不至于使结构变化。

　　24、解：（1）对于置换式固溶体有 x=0.15，1-x=0.85，2-x=1.85，所以置换式固溶体化学式Ca0.15Zr0.85O1.85。有因为ZrO2属于萤石结构，晶胞分子数Z=4，晶胞中有Ca2+、Zr4+、O2-三种质点。
晶胞质量

（2）对于间隙固溶体，其化学式Ca2yZr1-yO2，与已知组成Ca0.15Zr0.85O1.85相比，O2-不同，
Ca0.15Zr0.85O1.85Ca0.15×2/1.85Zr0.3/1.85O2

∴间隙式固溶体化学式Ca0.3×2/1.85Zr1.7/1.85O2
晶胞质量

第三章答案

　　1.

2、解：根据lnη=A+B/T，727℃时，η=108P0，1156℃时，η=104P0，∴A=-5.32，B=13324，当η=107P0时，则t=80℃。

　　3、解：Na2O-SiO2系统中，SiO2含量增加，η增大，σ减小；因为SiO2含量增加，聚合离子团尺寸增大，迁移阻力增大，η增大，e/r减小，相互作用力减小，σ减小；RO-SiO2系统中，SiO2含量增加，η增大，σ减小；因为无SiO2时RO-O2系统η很低，表面张力大；加入SiO2，系统中出现聚合离子团，SiO2增加，聚合离子团尺寸增大，数目增大，η增大，σ减小。

　　4、解：玻璃的介稳性：熔体转变为玻璃过程中，是快速冷却，使玻璃在低温下保留了高温时的结构状态，玻璃态是能量的介稳态，有自发放热而转变为晶体的趋势；玻璃无固定熔点：熔体的结晶过程中，系统必有多个相出现，有固定熔点；熔体向玻璃体转变时，其过程是渐变的，无多个相出现，无固定的熔点，只有一个转化温度范围。

　　5.


　　6、解：在熔体结构中，不O/Si比值对应着一定的聚集负离子团结构，如当O/Si比值为2时，熔体中含有大小不等的歪扭的[SiO2]n聚集团（即石英玻璃熔体）；随着O/Si比值的增加，硅氧负离子集团不断变小，当O/Si比值增至4时，硅-氧负离子集团全部拆散成为分立状的[SiO4]4-，这就很难形成玻璃。

　　7、解：网络变体 Na2O CaO K2O BaO
中间体 Al2O3
网络形成体 SiO2 B2O3 P2O5

　　9、解：微晶学说：玻璃结构是一种不连续的原子集合体，即无数“晶子”分散在无定形介质中；“晶子”的化学性质和数量取决于玻璃的化学组成，可以是独立原子团或一定组成的化合物和固溶体等微晶多相体，与该玻璃物系的相平衡有关；“晶子”不同于一般微晶，而是带有晶格极度变形的微小有序区域，在“晶子”中心质点排列较有规律，愈远离中心则变形程度愈大；从“晶子”部分到无定形部分的过渡是逐步完成的，两者之间无明显界限。无规则网络学说：玻璃的结构与相应的晶体结构相似，同样形成连续的三维空间网络结构。但玻璃的网络与晶体的网络不同，玻璃的网络是不规则的、非周期性的，因此玻璃的内能比晶体的内能要大。由于玻璃的强度与晶体的强度属于同一个数量级，玻璃的内能与相应晶体的内能相差并不多，因此它们的结构单元（四面体或三角体）应是相同的，不同之处在与排列的周期性。微晶学说强调了玻璃结构的不均匀性、不连续性及有序性等方面特征，成功地解释了玻璃折射率在加热过程中的突变现象。网络学说强调了玻璃中离子与多面体相互间排列的均匀性、连续性及无序性等方面结构特征。

　　10、解：当数量不多的碱金属氧化物同B2O3一起熔融时，碱金属所提供的氧不像熔融SiO2玻璃中作为非桥氧出现在结构中，而是使硼氧三角体转变为由桥氧组成的硼氧四面体，致使B2O3玻璃从原来两度空间的层状结构部分转变为三度空间的架状结构，从而加强了网络结构，并使 玻璃的各种物理性能变好。这与相同条件下的硅酸盐玻璃相比，其性能随碱金属或碱土金属加入量的变化规律相反，所以称之为硼反常现象。

第四章答案

1 、解：表面张力：垂直作用在单位长度线段上的表面紧缩力或将物体表面增大一个单位所需作的功；σ=力/总长度N/m
        表面能：恒温、恒压、恒组成情况下，可逆地增加物系表面积须对物质所做的非体积功称为表面能；J/m2 =N/m
        液体：不能承受剪应力，外力所做的功表现为表面积的扩展，因为表面张力与表面能数量是相同的；
        固体：能承受剪切应力，外力的作用表现为表面积的增加和部分的塑性形变，表面张力与表面能不等。

　　2 、解：同一种物质，其液体固体的表面结构不同，液体分子可自由移动，总是通过形成球形表面来降低其表面能；固体则不能，固体质点不能自由移动，只能通过表面质点的极化、变形、重排来降低系统的表面能，固体表面处于高能量状态（由于表面力的存在）。

　　3 、解：吸附：固体表面力场与被吸附分子发生的力场相互作用的结果，发生在固体表面上，分物理吸附和化学吸附；
       粘附：指两个发生接触的表面之间的吸引，发生在固液界面上；铜丝放在空气中，其表面层被吸附膜（氧化膜）所覆盖，焊锡焊接铜丝时，只是将吸附膜粘在一起，锡与吸附膜粘附的粘附功小，锉刀除去表面层露出真正铜丝表面（去掉氧化膜），锡与铜相似材料粘附很牢固。

　　4 、解：1J=107尔格（erg），1卡=4.1868J，
        设方镁石为正方体边长为a ，V=a3 ， S表 = 6a2 ，比表面积S表/V= 6a2/ a3 =6/a ，1cm方镁石颗粒粉碎为1μm颗粒时，比表面积 增加为:104倍，
          

　　5 、解：结构相同而取向不同的晶体相互接触，其接触界面称晶界。若相邻晶粒的原子彼此无作用，那么，每单位面积晶界能将等于两晶粒表面能之和，晶界结构和表面结构不同导致的。但实际上，两个相邻晶粒的表面层上的原子间存在相互作用，且很强（两者都力图使晶界上质点排列符合于自己的取向，所以晶界上原子形成某种过渡的排列方式，与晶格内却不同，晶界上原子排列疏松，处于应力畸变状态，晶界上原子比晶界内部相同原子有较高的能量），这种作用部分抵消了表面质点的剩余的键力。

　　7 、解：设水膜厚度为h，水密度1g/cm3，1个粒度1μ的颗粒水膜重量为6×(10-4)2×h×1，1g石英可粉碎为N个1μ的粉末，石英密度2.65g/cm3 , N·(10-4)3×2.65=1N=3.77×1011, N个μ微粒水的量为1.02-1=0.02g

　　8 、解：γ sg = γ lg cos θ + γ ls

第五章

1 、解：有问题，根据相律，F=C-P+2=1-P+2=3-P，系统平衡时，F=0 ，则P=3 ，硫系统只能是三相平衡系统。

2 、解：(1) KEC 为晶型Ⅰ的相区， EFBC 过冷液体的介稳区， AGFB 晶型Ⅱ的介稳区， JGA 晶型Ⅲ的介稳区；
       (2)晶型Ⅰ为稳定相，晶型Ⅱ、Ⅲ为介稳相；因为晶型Ⅱ、Ⅲ的蒸汽压高于晶型Ⅰ的，即它们的自由能较高，有自发转变为自由能较低的晶型Ⅰ的趋势；
         

3 、解：可逆多晶转变： β-石英←→α-石英 α-石英←→α-鳞石英

        不可逆多晶转变： β-方石英←→β-石英 γ-鳞石英←→β-石英

4 、解：(1) 硅砖(含 SiO2 >98%) 主要晶相： SiO2 、 2Al203 · 2SiO 3 固溶体（莫来石）

           粘土砖(含 Al203 35 ～ 50%) 主要晶相： SiO2 、A3S2

           高铝砖(含 Al203 60 ～ 90%) 主要晶相： 60 ～ 72%A3S2

                                                 72 ～ 90% Al203 、A3S2

         (2)为了保持硅砖的耐火度，要严格防止原料中混如 Al203 。 SiO2 熔点为 1723 ℃ ， SiO2 液相很陡，加入少量的 Al203 后，硅砖中会产生大量的液相， SiO2 的熔点剧烈下降。如加入 1wt% Al203 ，在低共熔点(1595 ℃)时产生的液相量为 1/5.5=18.2% ，会使硅砖的耐火度大大下降；

         (3)略。

5 、解： SiO2 中加入少量的 CaO ，在低共熔点 1436 ℃ 时，液相量为 2/37=5.4% ，液相量增加不多，不会降低硅砖的耐火度，故可加少量 CaO 作矿化剂。

6 、解： Al203 · 2SiO2 · H2O Al203 · 2SiO2 + H2O

        Al203 · 2SiO2 相图中 SiO2 %=33%mol

        (1)加热到 1595 ℃ 时，生成A3S2

        (2) 1595 ℃ 长时间保温，系统中为液相和A3S2 ， L%= =21.8%

        (3)略；

        (4)完全熔融即固相完全消失，应为 33% 直线与液相线交点处温度。

7 、解：(1)高→ 低  B→C→A

        (2) B 最陡， C 次之， A 最次；

        (3)在 M 点所在的温度下开始析晶，

        液相组成点 M→M→1→E （结晶结束）

        固相组成点 A→ A→ D→ M

(4)第一次析晶仅析出晶相 A ，到 M 1 时第一次析晶结束，晶相 A 的百分数为 65% ，

        结晶结束时，析晶相 A 、 B 、 C ，液相消失，固相组成点在 M 点。

???

 9 、解： M 点所在温度约 1050 ℃ ， 1050 ℃ 开始析晶。

12 、解：(1) S 组成点在三角形内且位于初晶区外，不一致熔融三元化合物；

18 、解：组成点确定下来，图中 M 点，△ MS-M 2 Al2S35 -SiO2 对应无变量点 1 点(1355 ℃）加热该组成点，于 1 点开始出现液相，液相组成点在 MS 与 SiO2 界线上移动，固相组成点在 MS-SiO2 连线上变化，以 M 点为支点连成杠杆，当 L%=35% 时，对应温度 1390 ℃， L%=45% 时，对应温度 1430 ℃，烧成温度范围为 1390 ～ 1430 ℃。

19 、解： 50%AS2   30%KAS6  20%SiO2 组成点在△ QWD 中 3 点， 3 点位于初晶区，对应 E 点结晶结束 985 ℃ L SiO2 +A3S2 + KAS 6 ，加热组成为 3 物质，于 E 点开始出现液相

升温于 1250 ℃时，固相中有 SiO2 ·A3S2 及 L 相，液相组成点在莫来石与石英界线上（与 1250 ℃等温线交点），固相组成点在 SiO2 与A3S2 连线上，用杠杆规则计算。

20 、解： 40%A3S2 + 6% 液相

         原始组成点在A3S2 初晶区，在A3S2 组点与 E 点连线上，在图中 12 点附近，过原始组成点做△ SiO2 -K20-Al203 各边平行线，确定出K2O 、 SiO2 、Al203百分含量

        K20: wt%=4.12% Al203 : wt%=27.06% SiO2: wt%=68.82%

        长石K2O ·Al203· 6SiO2 (94+102+360=556)

    仅从长石中获得K2O

        100gK2O: 4.12g Al203: 27.06g SiO2: 68.82g

        4.12gK2O 化成长石 4.12/94 × 556=24.34g

        24.34g 长石提供Al203 4.47g SiO2 15.79g

        另需加Al203: 27.06-4.47=22.59g SiO2: 68.82-15.79=53.03g

第六章答案

    2、解：扩散的基本推动力是化学位梯度，只不过在一般情况下以浓度梯度的方式表现出来；扩散是从高化学位处流向低化学位处，最终系统各处的化学位相等。如果低浓度处化学势高，则可进行负扩散，如玻璃的分相过程。

3、解：看成一维稳定扩散，根据菲克第一定律

       扩散系数宏观表达式 D=D0exp(-Q/RT)
       D0=0.34×10-14m2/s
       Q=4.5kcal/mol=4.5×103×4.1868J/mol=1.85×104J/mol
       R=8.314J/mol?K， T=300+273=573K
       D=0.34×10-14exp(-3.88)=0.34×10-14×0.02=6.8×10-17m2/s
      
       cx=2.5×1017/10-6=2.5×1023
       c2=cx-2.94×1019=2.5×1023

    4、解：
       20个Fe的晶胞体积：20a3m3 ， 30个Fe的晶胞体积：30a3m3
       浓度差： J=1.02×1019个/S?m2
       1个晶胞面积a2， n=Jx×60×a2=82个

    5、解：根据恒定源扩散深度
       ∴要得到两倍厚度的渗碳层，需4h。

    6、解：不稳定扩散中恒定源扩散问题
       已知x不变，
       ∴D1t1=D2t2 已知D1，D2，t1，则可求t2=480s

    7、解：不稳定扩散恒定源半无限扩散
    
       已知x=10-3cm，D，求解t=1.25×105s=34.7h

    8、解：(1) D=D0exp(-Q/RT)
       T=563+273=836K时，D=3×10-14cm2/s
       T=450+273=723K时，D=1.0×10-14cm2/s
       代入上式可求 Q=48875J，D0=3.39×10-15cm2/s
          10、解：晶界扩散 Dgb=2.002×10-10exp(-19100/T)
        体扩散 DV=1.00×10-4exp(-38200/T)
        T增大，exp(-19100/T)减小，Dgb减小，DV减小；
        T减小，exp(-19100/T)增大，Dgb增大，DV增大；
        计算有 T=1455.6K Dgb= DV
        T>1455.6K时，DgbV，高温时，体积扩散占优；
        T<1455.6K时，Dgb> DV，低温时，晶界扩散占优。

    11、解：T=800+273=1073K时
        Dα=0.0079exp(-83600/RT)=6.77×10-7cm2/s
        Dβ=0.21exp(-141284/RT)=2.1×10-8 cm2/s
        Dα> Dβ
        扩散介质结构对扩散有很大影响，结构疏松，扩散阻力小而扩散系数大，体心较面心疏松；α-Fe 体心立方，β-Fe 面心立方。

    13 解：离子晶体一般为阴离子作密堆积，阳离子填充在四面体或八面体空隙中。所以阳离子较易扩散。如果阴离子进行扩散，则要改变晶体堆积方式，阻力大。从而就会拆散离子晶体的结构骨架。

    14 解：固体表面质点在表面力作用下，导致表面质点的极化、变形、重排并引起原来的晶格畸变，表面结构不同于内部，并使表面处于较高的能量状态。晶体的内部质点排列有周期性，每个质点力场是对称的，质点在表面迁移所需活化能较晶体内部小，则相应的扩散系数大。
同理，晶界上质点排列方式不同于内部，排列混乱，存在着空位、位错等缺陷，使之处于应力畸变状态，具有较高能量，质点在晶界迁移所需的活化能较晶内小，扩散系数大。
       但晶界上质点与晶体内部相比，由于晶界上质点受两个晶粒作用达到平衡态，处于某种过渡的排列方式，其能量较晶体表面质点低，质点迁移阻力较大因而D晶界表面。

第八章相变答案

2. 解：特征：
       ①母相与马氏体之间不改变结晶学方位关系（新相总是沿一定的结晶学面形成，新相与母相之间有严格的取向关系）
       ②相变时不发生扩散，是一种无扩散相变，马氏体在化学组成上与母体完全相同
       ③转变速度极快
       ④马氏体相变过程需要成核取动力，有开始温度和终了温度。
       区别：
       成核－生长过程中存在扩散相变，母相与晶相组成可相同可不同，转变速度较慢，无明显的开始和终了温度。
　    ３.解：
           4.解:
      

      5.解:
      
      Tm:相变平衡温度；ΔＨ相变热
      温度Ｔ时，系统处于不平衡状态，则ΔＧ＝ΔＨ－ＴΔＳ≠ ０

      
      对方热过程如结晶，凝聚ΔＨ<０则ΔT>0 ,Tm>0，必须过冷
      对吸热过程如蒸发，熔融ΔＨ>０则ΔT<0,Tm>0，必须过热

      ６.解：
       均匀成核——在均匀介质中进行，在整体介质中的核化可能性相同，与界面，缺陷无关
       非均匀成核——在异相界面上进行，如容器壁，气泡界面或附着于外加物（杂质或晶核剂）

       7.解:
      
      
      


     8.解:
      


     9.解:
      

      10.解:
      

       11解：

       12解：r相同时ΔG1>ΔG2>ΔG3
             T1>T2>T3

       13解:斯宾纳多分解，是由于组成起伏引起的热力学上的不稳定性产生的，又称不稳定分解
                                 

       14解：登山扩散-负扩散，爬坡扩散，扩散的结果是增大浓度梯度。

       15.解：在后期是无法区分的。但观察整个相变过程的变化情况可以区分。
       对于成核-生长机理的相变，在相分离早期，由于新相核的产生必须达到临界尺寸，因此在形态上就看不到同相之间的连接性，新相倾向于以球形析出。在相分离早期，系统出现孤立的分立颗粒。在中期，颗粒产生聚结，在后期，可能呈现高度的连续性。
       斯宾纳多分解可由微小的成分波动产生，在相变初期不必形成明显的新相界面，系统中各组分之间逆浓度梯度方向进行登山扩散，促进了组成的波动。因此，其分解产物组织没有固定的周期性，但存在着高度的连续性。
这样，就可以用小角度x-ray散射方法研究相变组织，用场离子显微镜加原子探针技术研究早期斯宾纳多分解及有序化。还可以用电子显微镜对等温下相生长随时间变化进行观察。

第九章固相反应答案

　1.解：（a）1 反应物是半径为R0的等径球粒B,x为产物层厚度。
              2.反应物A是扩散相，即A总是包围着B的颗粒，且A，B同产物C是完全接触的，反应自球表面向中心进行
              3.A在产物层中的浓度梯度是线性的，且扩散截面积一定。

          （b）整个反应过程中速度最慢的一步控制产物生成D小的控制产物生成，即DMg2+小，Mg2+扩散慢，整个反应由Mg2+的扩散慢，整个反应由Mg2+的扩散控制。

    2 .解：（1）将重量增量平方对t做图，呈抛物线关系，则符合 X2=kt
      
    3.解:
      
      代入 T=1400℃ G=10% t=1h
      Q=50kcal/mol
      求得k及c c=3.35′×10-7
      代入杨德方程 T=1500℃ t=1h 4h 求出 G=0.0999 0.1930

     5 解：根据表9-1 （P324~P325）部分重要的固相反应动力学方程
       及图9-18各种类型反应中G-t/t0.5曲线
       分析
       G<50%，G-t呈线性关系
         G>50%，G-t小于线性规律，是由扩散控制的反应，G2=kt

       将T1 =451℃，T2=493℃
       G1=G，G2=10G，
       代入求得Q

     6. 解：
       （1）
          
            已知t=1h，G=0.15
             求G=100% t=？
       （2）影响扩散的因素： 减小粒度 采用活性反应物，如Al2O3?3H2O 适当加压等等

     8 .解：选择MgCO3或Mg(OH)2及Al2O3?3H2O较好。
        其活性较高。
        这些原料在反应中进行热分解和脱水，获得具有较大比表面和晶格缺陷的初生态或无定形物质从而提高了反应活性，加剧了固相反应的进行

第十章烧结答案

1.解: 烧结的推动力从广义上讲是化学位移梯度,具体的是系统的表面能
　　　主要以流动传质,扩散传质,气象传质,溶解 - 沉淀方式推动物质迁移。
　　　其中：固相烧结中传质机理：(1) 流动传质 (2) 扩散传质 (2) 气相传质
　　　　　　液相烧结中的传质机理 (1) 流动传质 (2) 溶解-沉淀

　　2.解：烧结过程是经过成型的固体粉状颗粒在加热到低于熔点温度的温度下,产生颗粒粘结；通过物质传递,使成型题逐渐变成具有一定几何形状和性能的整体的过程。
　　　烧结初期：颗粒仅发生重排和键和,颗粒和空隙形状变化很小,颈部相对变化 x/r<0.3 ,线收缩率小于0.06 。
　　　烧结中期:(1) 烧结中期,颈部进一步扩大,颗粒变形较大,气孔由不规则的形状逐渐变成由三个颗粒包围的,近似圆柱形的气孔,且气孔是联通的。
　　　　　　　(2) 晶界开始移动,颗粒正常长大。与气孔接触的颗粒表面为空位源,质点扩散以体积扩散和晶界扩散为主而扩散到气孔表面,空位返乡扩散而消失。
　　　　　　　(3)坯体气孔率降为5%左右,收缩达90%。
　　　烧结末期：(1) 进入烧结末期,气孔封闭,相互孤立,理想情况为四个颗粒包围,近似球状。
　　　　　　　　(2) 晶粒明显长大,只有扩散机理是重要的,质点通过晶界扩散和体积扩散,进入晶界间近似球状的气孔中。
　　　　　　　　(3) 收缩率达90~100%, 密度达理论值的95% 以上。

　　3.解： a,d能使烧结体强度增大,而不会产生肧体宏观上的收缩。应为这两种物质传递仅涉及肧体表面形状的变化,而并没有涉及到肧体内部气孔体积的变化。这样,陪体表面颗粒间接触面积增大,粘附力增加,从而使烧结体强度增大,但不产生肧体宏观上的收缩。

　　4.解：粉料立方体1mm=10-4cm
　　　1cm3压块中有1/（10-4）3=1012个颗粒
　　　最初表面能=6*（10-4）2*1000erg/cm3*1012个/cm3=6*107erg/cm3
　　　最后晶界能=1/2*6 *（10-4）2*550erg/cm3*1012个/cm3=1.65*107 erg/cm3
　　　推动力D=6*107erg/cm3-1.65*107erg/cm3 =5.35*107 erg/cm3

　　5.解：

　　6.解：延长烧结时间一般都为不同程度地促使烧结完成,但对粘性流动机理的烧结较为明显,而对体积扩散和表面扩散机理影响较小。对体积扩散和表面扩散,低温下以表面扩散为主,高温下以体积扩散为主,而表面扩散并不改变为肧体的致密度,因此,可适当延长高温烧结时间。另外,在烧结后期,不合理的延长烧结时间,有时会加剧二次再结晶作用,反而得不到充分致密的制品。
 
　　7.解：△P=g(1/r1+1/r2)
　　　△P=0.8大气压
　　　g=280达因/厘米
　　　r1=5µm
　　　求r2

　　9.解：线收缩率：
　　　
　　　1200℃,对NiO和Cr2O3粉末,其
　　　则可求出K1473,同理,可求出 K1673,代入上式,即可求出
　　　式中g=600erg/cm2,ó=0.59Å　T=1473K,1673K,r=0.5µm
 
　　10.解:(1) 晶粒的大小取决于起始晶粒的大小,烧结温度和烧结时间
　　　(2) 防止二次再结晶引起的晶粒异常长大
 
　　11.解：二次再结晶发生后,由于个别晶粒异常长大,气孔进入晶粒内部,成为孤立闭气孔,不易排除,使烧结速率降低甚至停止,肧体不再致密；加之大晶粒的晶界上有应力存在,使其内部易出现隐裂纹,继续烧结时肧体易膨胀而开裂,使烧结体的机械,电学性能下降。
 
　　12.解：常规烧结过程主要是基于颗粒间的接触与键合,以及在表面张力推动下物质的传递过程。其总体的推动力由系统表面能提供。这就决定了其致密化是有一定限度的。常规条件下坯体密度很难达到理论密度值。对于特种烧结,它是为了适应特种材料对性能的要求而产生的。这些烧结 过程除了常规烧结中由系统表面能提供的驱动力之外,还由特殊工艺条件增加了系统烧结的驱动力,因此提高了坯体的烧结速率,大大增加了坯体的致密化程度。例如热压烧结,它是加压成型与加压烧结同时进行的一种烧结工艺。由于同时加温加压,有利于粉末颗粒的接触、扩散和流动等传质过程,降低了烧结温度和烧结时间,抑制了晶粒的长大。其容易获得接近理论密度、气孔率接近零的烧结体。
 
　　13.解：(1) 对 FeO,易形成负离子过剩型非化学计量化合物,其缺陷反应式为：
　　　　　　
　　　　　
　　　　　另外,在MgO的烧结中是正离子起扩散起控制作用的烧结过程,因而氧气氛和氧分压较高是有利的。
　　　(2) 烧结氧化铝Al2O3时,由于氢原子半径很小,扩散系数较大,易于扩散而有利于闭气孔的清除；而原子半径大的氮则由于其扩散系数较小难于扩散而阻碍烧结。
 
　　14.解：由D0=0.1µm 和t=30min,D=3D0=0.3µm可得：
　　　　　D2-D02=kt 　K=0.08/30µm2/min
　　　　　D=1µm,12-(0.1)2=kt=0.08/30t
　　　∴ t=371.25min

第十一章 腐蚀与防护答案

1 名词解释及符号意义

　　 　全面腐蚀 局部腐蚀 点腐蚀 晶间腐蚀 应力腐蚀 腐蚀疲劳 涡流腐蚀 缝隙腐蚀 KISCC 　da/dt

　　　全面腐蚀：是常见的一种腐蚀,是指整个金属表面均发生腐蚀,它可以是均匀的也可以是不均匀的。全面腐蚀一般属于微观电池腐蚀。
　　　局部腐蚀：腐蚀作用集中在某一定的区域内,而金属的其余部分几乎没有发生腐蚀。主要有点腐蚀(孔腐蚀) 、缝隙腐蚀、晶间腐蚀、选择腐蚀,应力腐蚀、腐蚀疲劳、湍流腐蚀等。
　　　点腐蚀：金属的大部分表面不发生腐蚀或腐蚀很轻微,但在局部地方出现腐蚀小孔并向深处发展的一种腐蚀破坏形式。
　　　晶间腐蚀：是金属材料在特定的腐蚀介质中沿着材料的晶界发生的一种局部腐蚀。这种腐蚀是在金属(合金) 表面无任何变化的情况下,使晶粒间失去结合力,金属强度完全丧失,导致设备突发性破坏。
　　　应力腐蚀：(英文缩写SCC,stress corrosion crack) 是指金属材料在特定腐蚀介质和拉应力共同作用下发生的脆性断裂。
　　　腐蚀疲劳：在腐蚀介质和交变应力共同作用下而引起的材料或构件的破坏。
　　　涡流腐蚀：腐蚀性流体与金属间相互运动引起的金属加速破坏。
　　　缝隙腐蚀：浸在腐蚀介质中的构筑物,由于金属与金属之间或金属与非金属之间形成缝隙,而缝隙中又可进入并存留住腐蚀介质,从而使缝隙内部产生加速腐蚀的现象。
　　　KISCC ： 一般认为当拉伸应力低于某一个临界值时,不再发生断裂破坏,这个临界应力称应力腐蚀开裂门槛值,用KISCC或临界应力óth 表示。
　　　da/dt：表示单位时间内裂纹的扩展量叫应力腐蚀裂纹扩展速率。
 
　　2 以不锈钢在充气的NaCl溶液中孔腐蚀为例,简述小孔腐蚀的机理。

　　　表面带有氧化膜的金属与含有活性氯离子的介质接触时,活性氯离子首选吸附在金属表面氧化膜的某些部位。当金属的电位达到孔蚀电位时,在氧化膜或钝化膜的薄弱点,如在晶界、位错露头、外来原子在点阵中的夹杂和氧化膜的应力裂纹处,或者由于竞争吸附的结果使金属表面的吸附氧被氯离子取代,或由于电场强度使氯离子获得足够能量,使其穿过氧化膜的薄弱部分,从而使氧化膜受到局部破坏并使金属发生局部的阳极溶解,于是开始形成蚀孔。在蚀孔开始形成之前有一段很长的孕育期,有的可长达几个月甚至几年,而一旦蚀孔形成之后,它的生长却是一个自催化过程,以不断增长的速度穿透金属。
 
　　3 为提高18Cr-9Ni不锈钢的抗点蚀性能,可在钢中加入哪些元素?

　　　增加铬和镍含量,加入钼等。
 
　　4 应力腐蚀裂纹扩展速率da/dt与KI值之间的关系如图11.2所示,试指出曲线上的两个端点各代表材料的什么特征值？并根据此图说明裂纹扩展速率da/dt与KI值的关系

　　　曲线与横坐标的交点代表到达临界点,既da/dt马上就要大于零,裂纹即将产生。
　　　曲线的最高点代表 裂纹深度已接近临界尺寸,马上就要断裂。
　　　(1) 区域I 当KI稍大于KISCC时,裂纹经过一段孕育后突然加速发展,即在I区内,裂纹生长速率对KI值较敏感。
　　　(2) 区域II da/dt与KI无关,通常说的裂纹扩展速率就是指该区速率,因为它主要由电化学过程控制,较强烈地依赖于溶液的p值,粘度和温度；
　　　(3) 区域III 失稳断裂区,裂纹深度已接近临界尺寸acr ,当超过这个值时,应力强度因子KI达到KIC时,裂纹生长速率迅速增加直至发生失稳断裂。
 
　　5 影响晶间腐蚀的因素有哪些？

　　　影响晶间腐蚀的因素主要有：
　　　(1) 加热温度与时间
　　　(2) 合金成分
　　　不锈钢中除了主要成分Cr、Ni C外,还含有Mo、Ti、Nb 等合金元素。它们对晶间腐蚀的作用如下：
　　　　　① 碳：奥氏体不锈钢中碳量愈高,晶界腐蚀倾向愈严重,导致晶间腐蚀碳的临界浓度为0.02%(质量分数) 。
　　　　　② 铬：能提高不锈钢耐晶界腐蚀的稳定性。当铬含量较高时,允许增加钢中含碳量。例如,当不锈钢中铬的质量分数从18％提高到22％时,碳的质量分数允许从0.02％增加到0.06 ％。
　　　　　③ 镍：增加不锈钢晶界腐蚀敏感性。可能与镍降低碳在奥氏体钢中的溶解度有关。
　　　　　④ 钛、铌：都是强碳化物生成元素,高温时能形成稳定的碳化物TiC及NbC,减少了碳在回火时的析出,从而防止了铬的贫化。
 
　　6 简述应力腐蚀的机理及减少应力腐蚀的措施。

　　　应力腐蚀机理的主要理论有：
　　　(1)阳极快速溶解理论
　　　何尔(Hoar)和希纳斯(Hines)首先提出阳极快速溶解理论。该理论认为裂纹一旦形成,裂纹尖端的应力集中导致裂纹尖端前沿区发生迅速屈服,晶体内位错沿着滑移面连续地到达裂纹尖端前沿表面,产生大量瞬间活性溶解质点,导致裂纹尖端(阳极)快速溶解。
　　　(2) 闭塞电池理论
　　　该理论认为,在已存在的阳极溶解的活化通道上,腐蚀优先沿着这些通道进行。在应力协同作用下,闭塞电池腐蚀所引发的腐蚀孔扩展为裂纹,产生SCC。这种闭塞电池作用与孔腐蚀相似,也是一个自催化的腐蚀过程,在拉应力作用下使裂纹不断扩展,直至断裂。
　　　(3)膜破裂理论（滑移-溶解理论）
　　　该理论认为,金属表面是由钝化膜覆盖,并不直接与介质接触。在应力或活性离子(Cl-)的作用下易引起钝化膜破裂,露出活性的金属表面。介质沿着某一择优途径浸入并溶解活性金属,最终导致应力腐蚀断裂。
　　　防止或减轻应力腐蚀的措施主要有：
　　　① 合理选材 尽量避免金属或合金在易发生应力腐蚀的环境介质中使用。
　　　② 控制应力 在制造和装配金属构件时,应尽量使结构具有最小的应力集中系数,并使与介质接触的部分具有最小的残余应力。参余应力往往是引起SCC的主要原因,热处理退火可消除残余应力。
　　　③ 改变环境 通过除气、脱氧、除去矿物质等方法可除去环境中危害较大的介质组分。还可通过控制温度、pH值,添加适量的缓蚀剂等,达到改变环境的目的。
　　　④ 电化学保护金属（合金)发生SCC与电位有关,可通过电化学保护使金属离开SCC敏感区,从而抑制SCC 。
　　　⑤ 涂层好的镀层(涂层)可使金属表面和环境隔离开,从而避免产生SCC。
 　　7 试述硅酸盐材料的腐蚀机理及影响腐蚀的因素。

　　　无机非金属材料除石墨以外,在与电解质溶液接触时不像金属那样形成原电池,故其腐蚀不是由电化学过程引起的,而往往是由于化学作用或物理作用所引起。 除熔融制品(如玻璃、铸石) 外,陶瓷材料结构中或多或少地含有一定的孔隙。孔隙会降低材料的耐腐蚀性,因为孔隙的存在会使材料接触介质的面积增大,腐蚀不仅可发生在表面上而且也发生在材料内部,使得侵蚀作用明显增强。当化学反应生成物出现结晶时还会造成物理性能的破坏,例如制碱车间的水泥地面,当间歇地受到苛性钠溶液的浸润时,由于渗透到孔隙中的苛性钠吸收二氧化碳后变成含水碳酸盐结晶,体积增大,在水泥内部膨胀,使材料产生内应力破坏。
　　　当孔隙为闭孔时,受腐蚀性介质的影响要比开口的孔隙小。而当孔隙为开口时,腐蚀性液体容易透入材料内部。
　　　无机非金属材料的耐蚀性还与其结构有关。晶体结构的耐腐蚀性较无定型结构高。例如二氧化硅处于结晶状态时,虽属耐酸材料但也有一定的耐碱性。而无定形的二氧化硅就易溶于碱溶液中。具有晶体结构的熔铸辉绿岩也是如此,它比同一组成的无定形化合物具有更高的化学稳定性。
 　　8 玻璃的腐蚀有哪几种形式? 简要说明之。

　　　玻璃材料的腐蚀主要由含水介质的作用而引起的。大气条件下,被称为风化的玻璃腐蚀基本上是由水蒸气所造成的。风化的机理有两种,一种是蒸发,一种是携带与其反应的任何产物从表面流聚到一点。
 　　9 混凝土的腐蚀有哪几种形式? 简要说明之。
 　　10 以Al2O3/SiC复合材料为例说明陶瓷基复合材料的氧化行为。
 　　11 什么是高分子材料的腐蚀?有何主要表现？

　　　高分子材料在加工、储存和使用过程中,由于内外因素的综合作用,其物理化学性能和机械性能逐渐变坏,以至最后丧失使用价值,这种现象称为高分子材料的腐蚀,亦称为老化。老化主要表现在：（1）外观的变化：出现污渍、斑点、银纹、裂缝、喷霜、粉化及光泽、颜色的变化；(2) 物理性能的变化：包括溶解性、溶胀性、流变性能,以及耐寒、耐热、透水、透气等性能的变化；(3) 力学性能的变化：如抗张强度、弯曲强度、抗冲击强度等的变化；(4) 电性能的变化：如绝缘电阻、电击穿强度、介电常数等的变化。
 
　　12 何为高分子材料的物理老化,其特点是什么? 物理老化对性能有何影响？

　　　高聚物的物理老化仅指由于物理作用而发生的可逆性的变化,不涉及分子结构的改变。由于玻璃态高聚物多数处于非平衡态,其凝聚态结构是不稳定的。这种不稳定结构在玻璃化转变温度Tg以下存放过程中会逐渐趋向稳定的平衡态,从而引起高聚物材料的物理力学性能随存放或使用时间而变化,这种现象被称为物理老化或“存放效应” 。物理老化是玻璃态高聚物通过小区域链段的微布朗运动使其凝聚态结构从非平衡态向平衡态过渡的弛豫过程,因此与存放的温度有关。在可观察的时标内,它发生在高聚物玻璃化转变温度Tg和次级转变温度TB之间,所以又称为Tg以下的退火效应。

第十二章
1 解释系列概念：疲劳、低温疲劳、热疲劳、韧－脆转化温度、氢致断裂、疲劳强度、蠕变强度

　　解：疲劳是指材料或构件在交变应力(应变)作用下发生的破坏。
　　低温疲劳是指在室温以下工作的材料或构件所发生的疲劳破坏现象。目前还没有关于低温疲劳的确切定义。
　　热疲劳是指由于温度的变化形成的变动热应力引起的疲劳。
　　韧－脆转化温度是指材料 由韧性断裂转变为脆性断裂的温度TK,也称为冷脆转化温度。
　　氢致断裂是指材料由于受到含氢气氛的作用而引起的断裂,也称为氢脆断裂,简称氢脆。
　　疲劳强度一般称为疲劳极限,它是疲劳曲线水平部分所对应的应力,表示材料经受无限多次应力循环而不断裂的最大应力。
　　蠕变强度一般称为蠕变极限,它是高温长时期载荷下材料对变形的抗力指标,有两种表征方法：一种是在给定温度下,规定时间内产生一定蠕变总量的应力值,以 (MPa)表示；另一种是在一定温度下,产生规定的稳态蠕变速率的应力值,以 (MPa)表示。
 
　　2 试述疲劳失效的特点。

　　解：疲劳断裂与静载荷作用下的断裂不同,有其本身的特点：
　　　(1) 疲劳断裂表现为低应力下的破坏断裂。
　　　(2) 疲劳破坏宏观上无塑性变形,具有更大的危险性。
　　　(3) 疲劳是与时间有关的一种失效方式,具有多阶段性。
　　　(4) 与单向静载断裂相比,疲劳失效对材料的微观组织和缺陷更加敏感。
　　　(5) 疲劳失效受载荷历程的影响。
 　　3 分析材料高温下的失效方式。

　　解：材料高温下的失效方式主要有三种：
　　　(1)　在载荷持续作用下的蠕变和蠕变损伤。
　　　(2) 温度反复急剧变化引起的热疲劳。
　　　(3) 高温氧化、腐蚀以及与时间有关的高周和低周疲劳损伤。
 　　4  简述氢脆的类型。

　　解：氢脆主要有以下几类：
　　　(1) 氢压裂纹。氢压裂纹包括钢中白点、H2S浸泡裂纹、焊接冷裂纹以及高逸度充氢时产生的微裂纹。
　　　(2) 氢致化学变化导致的氢脆——氢腐蚀。
　　　(3) 氢致相变导致的氢脆。包括氢化物析出导致氢脆和氢致马氏体相变导致氢脆两种情况。
　　　(4) 可逆氢脆。指固溶的氢在拉伸过程中通过扩散和富集导致材料塑性下降的现象。
　　　(5) 氢致滞后断裂。指在恒载荷(或恒位移)条件下,原子氢通过应力诱导扩散、富集,到临界值后就引起氢致裂纹形核、扩展,从而导致低应力断裂的现象。
 
　　5  试述氢致开裂机理。

　　解：长期以来,人们对氢脆机理进行了大量研究,并提出了多种理论。但是,由于氢对钢的性能影响十分复杂,而且氢脆过程的一些重要参数缺乏精确的测试手段,所以对氢脆机理的看法仍然存在分歧。目前比较看好以下几种理论：
　　　(1) 氢压理论。在H2气环境中H2分解为H原子进入金属中,其浓度CH和成正比。反过来,如果溶解在金属中的H进入某些特殊区域(如夹杂或第二相界面、空位团)就会复合成H2,即2HH2,这时该处的H2气压力P就和CH2成正比。当局部区城CH很高,则压力很大,若该压力超过了原子键合力σth,就会使局部地区的原于键断裂而形成微裂纹。
　　 (2) 氢降低原子键合力理论。认为,当局部应力集中σyy等于原子键合力σth时,原于键就破裂,从而微裂纹形核；而固溶的原于氢能使原于键合力从σth降为σth(H)。这就是说,使氢致微裂纹形核所需的局部应力集中将从σyy＝σth降低为σyy(H) ＝σth(H)。这样一来就会使造成局部应力集中所需的临界外加应力从σc降为σc(H),或使临界应力强度因子从KIC降为KIH。因此,裂纹更容易形成。
　　　(3) 氢降低表面能理论。认为,氢吸附在表面就会使表面能由降为(H)。根据 Griffith 理论,断裂应力σs或断裂韧性KIC和成正比,因而当氢使下降,必然使σ降为σ(H),或使KIC为KIH,从而增大裂纹形成倾向。
　　　(4) 氢致开裂新机理。同时考虑了氢促进局部塑性变形,氢降低原子键合力以及氢压的作用,因此能够解释各种氢脆现象。

无机非金属材料科学基础课后习题答案