-1有关晶面及晶向附图2.1所示。2见附图2.2所示。3100(100)十(010)+(001)，共3个等价面。110(110)十()+(101)+()+(011)+()，共6个等价面。111(111)+()+()+()，共4个等价面。共12个等价面。4单位晶胞的体积为VCu0.14 nm3(或1.410-28m3)5(1)0.088 nm；(2)0.100 nm。6Cu原子的线密度为2.77106个原子/mm。Fe原子的线密度为3.50106个原子/mm。71.6ll013个原子/mm2；1.14*1013个原子/mm2；1.861013个原子/mm2。8(1) 5.291028个矽原子/m3； (2) 0.33。99. 0.410-18/个原子。101.061014倍。11(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) AB为右螺型位错，CD为左螺型位错；BC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如附图2.3所示。12(1)应沿滑移面上、下两部分晶体施加一切应力0，的方向应与de位错线平行。(2)在上述切应力作用下，位错线de将向左(或右)移动，即沿着与位错线de垂直的方向(且在滑移面上)移动。在位错线沿滑移面旋转360后，在晶体表面沿柏氏矢量方向产生宽度为一个b的台阶。13(1)，其大小为，其方向见附图2.4所示。(2) 位错线方向及指数如附图2.4所示。14(1) 能。几何条件：b前b后；能量条件：b前2b后2(2) 不能。能量条件：b前2b后2，两边能量相等。(3) 不能。几何条件：b前a/b557，b后a/b111，不能满足。(4) 不能。能量条件：b前2a2 b后2(2) b合；该位错为弗兰克不全位错。16(1)假设晶体中位错线互相缠结、互相钉扎，则可能存在的位错源数目个Cm3。(2) Ni1.95107 Pa。17当1，D14 nm；10，D1.4 nm时，即位错之间仅有56个原子间距，此时位错密度太大，说明当角较大时，该模型已不适用。18畸变能是原来的0.75倍 (说明形成亚晶界后，位错能量降低)。19设小角度晶界的结构由刃型位错排列而成，位错间距为D。晶界的能量由位错的能量E构成，设l为位错线的长度，由附图2.5可知，由位错的能量计算可知，取RD (超过D的地方，应力场相互抵消)，r0b和b/D代入上式可得：式中20(1)晶体点阵也称晶体结构，是指原子的具体排列；而空间点阵则是忽略了原子的体积，而把它们抽象为纯几何点。(2) 密排六方结构。(3) 原子半径发生收缩。这是因为原子要尽量保持自己所占的体积不变或少变 原子所占体积VA原子的体积(4/3r3+间隙体积，当晶体结构的配位数减小时，即发生间隙体积的增加，若要维持上述方程的平衡，则原子半径必然发生收缩。(4) 不能。因为位错环是通过环内晶体发生滑移、环外晶体不滑移才能形成。(5) 外力在滑移面的滑移方向上的分切应力。(6) 始终是柏氏矢量方向。(7) 位错的交割。(8) 共格界面。(9) 否，扭转晶界就由交叉的同号螺型位错构成。1其比较如附表2.1所示。附表2.1 间隙固溶体与间隙化合物的比较类 别间隙固熔体间隙化合物相 同 点一般都是由过渡族金属与原子半径较小的C，N，H，O，B等非金属元素所组成不同点晶体结构属于固熔体相，保持熔剂的晶格类型属于金属化合物相，形成不同于其组元的新点阵表达式用、等表示用化学分子式M*，M2*等表示机械性能强度、硬度较低，塑性、韧性好高硬度、高熔点，甥性、韧性差2有序固熔体，其中各组元原子分别占据各自的布拉菲点阵称为分点阵，整个固熔体就是由各组元的分点阵组成的复杂点阵，也叫超点阵或超结构。这种排列和原子之间的结合能(键)有关。结合能愈大，原子愈不容易结合。如果异类原子间结合能小于同类原子间结合能，即EAB (EAA十EBB)/2，则熔质原子呈部分有序或完全有序排列。有序化的推动力是混合能参量(mAB1/2(EAA+EBB)m 0，而有序化的阻力则是组态熵；升温使后者对于自由能的贡献(-TS)增加，达到*个临界温度以后，则紊乱无序的固熔体更为稳定，有序固熔体消失，而变成无序固熔体。3在原子尺寸因素相近的情况下，上述元素在Ag中的固熔度(摩尔分数)受原子价因素的影响，即价电子浓度e/a是决定固熔度(摩尔分数)的一个重要因素。它们的原子价分别为2，3，4，5价，Ag为1价，相应的极限固熔度时的电子浓度可用公式cZA(1一*B)ZB*B计算。式中，ZA，ZB分别为A，B组元的价电子数；*B为B组元的摩尔分数。上述元素在固溶度(摩尔分数)极限时的电子浓度分别为1.43，1.42，1.39，1.31。4-Fe为体心立方点阵，致密度虽然较小，但是它的间隙数目多且分散，因而间隙半径很小：r四=0.291，R0.0361nm；r八0.154，R0.0191nm。H，N，C，B等元素熔人。-Fe中形成间隙固熔体，由于尺寸因素相差很大，所以固熔度(摩尔分数)都很小。例如N在-Fe中的固熔度(摩尔分数)在590时达到最大值，约为WN0.1/l0-2，在室温时降至WN0.001/l0-2；C在-Fe中的固溶度(摩尔分数)在727时达最大值，仅为WC0.02l8/10-2，在室温时降至WC0.006/10-2。所以，可以认为碳原子在室温几乎不熔于-Fe中，微量碳原子仅偏聚在位错等晶体缺陷附近。假若碳原子熔入。-Fe中时，它的位置多在-Fe的八面体间隙中心，因为。-Fe中的八面体间隙是不对称的，形为扁八面体，100方向上间隙半径r0.154R，而在110方向上，r0.633R，当碳原子熔入时只引起一个方向上的点阵畸变。硼原子较大，熔人间隙更为困难，有时部分硼原子以置换方式熔人。氢在-Fe中的固熔度(摩尔分数)也很小，且随温度下降时迅速降低。以上元素在-Fe。中的固熔度(摩尔分数)较大一些。这是因为-Fe具有面心立方点阵，原子堆积致密，间隙数目少，故间隙半径较大：rA0.414，R0.0522nm；r四0.225，R0.0284 nm。故上述原子熔入时均处在八面体间隙的中心。如碳在-Fe中最大固熔度(质量分数)为WC2.1l/10-2；氮在-Fe中的最大固熔度(质量分数)约为WN2.8/10-2。5密度5.97 gcm3。6两离子的中心距离为0.234 nm。7碳原子占据10.2的八面体间隙位置；氮原子占据12.5的八面体间隙位置。8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，故不能无限互溶，只能有限熔解。99 (1)0.278 nm；(2)0.393 nm(3)0.482 nm；(4)0.622 nm；(5)0.393 nm。10(1)WLi+16/10-2，WMg2+24/1020，WF-44/10-2，WO216/10-2(2)该固熔体的密度2.9 gcm3。11故理论强度介于之间，即49007000 MPa12模子的尺寸l15.0 mm。13故可能是丙酮。14画出丁醇(C4H9OH)的4种可能的异构体如下：15(1)单体质量为12*2+1*2+35.5*297 gmol；(2)聚合度为 n60000/97620。16(1)均方根据长度4.65 nm；(2)分子质量m7125 g。17理论上的最大应变为3380。18单体的摩尔分数为:*苯烯20/10-2，*丁二烯40/10-2，*丙烯晴40/10-219（1）和（2）如下：(3)每摩尔的水(0.6*1024)形成时，需要消去0.6*1024的CO及NH键，同时形成06*1024的CN及HO键。净能量变化为-15 kJmol。20硅酸盐结构的基本特点：(1)硅酸盐的基本结构单元是Si04四面体，硅原子位于氧原子四面体的间隙中。硅氧之间的结合键不仅是纯离子键，还有相当的共价键成分。(2)每一个氧最多只能被两个Si04四面体所共有。(3)Si04四面体可以是互相孤立地在结构中存在，也可以通过共顶点互相连接。(4)SiO-Si的结合键形成一折线。硅酸盐分成下列几类：(1)含有有限硅氧团的硅酸盐；(2)链状硅酸盐；(3)层状硅酸盐；(4)骨架状硅酸盐。21因为大多数陶瓷主要由晶相和玻璃相组成，这两种相的热膨胀系数相差较大，由高温很快冷却时，每种相的收缩不同，所造成的内应力足以使陶瓷器件开裂或破碎。22陶瓷材料中主要的结合键是离子键及共价键。由于离子键及共价键很强，故陶瓷的抗压强度很高，硬度极高。因为原子以离子键和共价键结合时，外层电子处于稳定的结构状态，不能自由运动，故陶瓷材料的熔点很高，抗氧化性好，耐高温，化学稳定性高。1分析结晶相变时系统自由能的变化可知，结晶的热力学条件为G0，才有GB0。即只有过冷，才能使G0。动力学条件为液固界面前沿液体的温度TTm(熔点)，即存在动态过冷。由临界晶核形成功A1/3S可知，当形成一个临界晶核时，还有13的表面能必须由液体中的能量起伏来提供。液体中存在的结构起伏，是结晶时产生晶核的基础。因此，结构起伏是结晶过程必须具备的结构条件。2凝固驱动力G一3253.5 Jmol。3(1)rk9.03*10-10 m； (2)n=261个。4所谓界面的平衡结构，是指在界面能最小的条件下，界面处于最稳定状态。其问题实质是分析当界面粗糙化时，界面自由能的相对变化。为此，作如下假定：(1)液、固相的平衡处于恒温条件下；(2)液、固相在界面附近结构相同；(3)只考虑组态熵，忽略振动嫡。设N为液、固界面上总原子位置数，固相原子位置数为n，其占据分数为*n/N；界面上空位分数为1一*，空位数为N(1一*)。形成空位引起内能和结构熵的变化，相应引起表面吉布斯自由能的变化为形成N(1一*)个空位所增加的内能由其所断开的固态键数和一对原子的键能的乘积决定。内能的变化为式中与晶体结构有关，称为晶体学因子。其次，求熵变。由熵变的定义式，则有按striling近似式展开，当N很大时，得S一kN*ln*+(1一*)In(1一*)最后，计算液固界面上自由能总的变化，即所以：令：所以：5在铸锭组织中，一般有三层晶区：（1）最外层细晶区。其形成是由于模壁的温度较低，液体的过冷度交大，因此形核率较高。（2）中间为柱状晶区。其形成是由于模壁的温度升高，晶核的成长速率大于晶核的形核率，且沿垂直于模壁风向的散热较为有利。在细晶区中取向有利的晶粒优先