C

[解析] 通常，在第二相颗粒所占体积分数一定的条件下，颗粒越细，其数量越多，则晶界迁移所受到的阻力也越大，故晶粒长大速度随第二相颗粒的细化而减小。

C

[解析] 当指定某质量ρ(x，t)为渗层深度x的对应值时，误差函数为定值，因此渗层深度x和扩散时间t有以下关系：或x2=BDt，式中A和B为常数。由上式可知，若要渗层深度x增加一倍，所需扩散时间则增加4倍。

C

[解析] 伯氏矢量是一个反映位错周围点阵畸变总积累的物理量。

B

[解析] 根据下图所示的冷变形金属在退火时某些性能和能量的变化可知，在回复阶段显著下降的为内应力。
  

B

[解析] 单组元恒压凝固过程自由度为零。

B

[解析] 弗仑克尔(Frenkel)缺陷是指晶体中某一原子因具有足够大的振动能而使振幅增大到一定限度后，克服周围原子对它的制约作用，跳离原来位置形成空位，同时挤入点阵间隙位置，形成数目相等的空位和间隙原子。

宏观残余应力；微观残余应力；晶内亚结构应力

[解析] 残余应力是一种固有应力，按其作用的范围来分，可分为宏观残余应力与微观残余应力等两大类：①宏观残余应力，又称第一残余应力，它是在宏观范围内分布的，它的大小、方向和性质等可用通常的物理的或机械的方法进行测量；②微观残余应力属于显微事业范围内的应力，依其作用的范围细分为两类，即微观结构应力(又称第二类残余应力，它是在晶粒范围内分布的)和晶内亚结构应力(又称为第三类残余应力，它是在一个晶粒内部作用的)。

3.08错105J/mol

[解析] 由lnt=α+Q/(RT)，可得：lnt₁=α+Q/(RT₁)，lnt₂=α+Q/(RT₂)，联立解得：
   ln(t₁/t₂)=Q/[R(1/T₁-1/T₂)]，求得Q=3.08错105J/mol。

88%；12%

[解析] 铁素体：；渗碳体：

表层细晶区；柱状晶区；中心等轴晶区

[解析] 表面细晶区，是指当高温金属液体倒入铸模后，由于与冷模直接接触的表面金属液体冷却速度较快，其过冷度很大，所以，在模壁表层形成一层很薄的细晶区。柱状晶区是指随模具温度的升高，只能随锭模的散热而降低温度，形核困难，只有表层晶粒向内生长，不同晶向的生长速度不一样，那些较生长有利的部分晶粒同时向内长大，掩盖了大量的晶粒，形成了较粗且方向基本相同的长形晶粒区。在晶体凝固的后期，四周散热和液体对流，使中心的温度达到均匀，降到凝固点以下后，表层晶粒沉降、生长中碎断晶枝冲入并以其为核心，且可向四周均匀生长，形成中心等轴晶区。

再结晶；降低；冷加工；热加工

[解析] 在金属的再结晶温度以上的塑性变形加工过程称为热变形加工。在再结晶温度以下的塑性变形加工过程称为冷变形加工。金属材料经冷加工变形后，强度(硬度)显著提高，而塑性则很快下降，即产生了加工硬化现象。

B

[解析] 扩散第一定律也称菲克第一定律描述的一种稳态扩散，即质量浓度不随时间而变化；扩散第二定律也称菲克第二定律描述的一种非稳态扩散，即扩散导致浓度随时间的变化，是一个抛物线型偏微分方程。

B

[解析] 由于攀移伴随着位错线附近原子的增加或减少，即有物质迁移，因此需要通过扩散才能进行。故把攀移运动称为“非守恒运动”。位错攀移需要热激活，较之滑移所需的能量更大。对大多数材料，室温下很难进行位错的攀移，而在较高温度下，攀移较易实现。

B

[解析] 铸锭的凝固过程是从铸锭的表面向中心逐渐扩展的。

A

[解析] 过饱和固溶体：是指在既定温度下溶解溶质的数量大于该温度下处于平衡状态时溶解度的固溶体，是一种处于亚稳定状态的固溶体。

B

[解析] 非晶态金属是指在原子尺度上结构无序的一种金属材料。非晶态金属不具有任何的长程有序结构，但具有短程有序。一般地，具有这种无序结构的非晶态金属可以从其液体状态直接冷却得到，故又称为“玻璃态”。所以，非晶态金属又称为“金属玻璃”。

变质处理指向金属液体中加入一些细小的形核剂(又称为孕育剂或变质剂)，使它在金属液中形成大量分散的人工制造的非自发晶核，从而获得细小的铸造晶粒，达到提高材料性能的目的。变质处理是工业生产中广泛使用的方法。调质处理指淬火加高温回火的双重热处理方法，其目的是使工件具有良好的综合机械性能。

两相界面上，原子成一一对应的完全匹配，即界面上的原子同时处于两相晶格的结点上，为相邻两晶体所共有，这种相界称为共格界面。

脱溶是指在过饱和固溶体中溶质原子发生偏聚，并沉淀析出新相的现象。可把脱溶分为平衡脱溶和时效脱溶；按脱溶的地区分布和脱溶过程，可把脱溶分为连续脱溶和不连续脱溶。

固溶体是指溶质原子溶入溶剂晶格中而仍保持溶剂类型的合金相；金属间化合物指金属与金属或金属与类金属之间所形成的化合物。

在一般多晶体中，每个晶粒有不同于邻晶的结晶学取向，从整体看，所有晶粒的取向是任意分布的；某些情况下，晶体的晶粒在不同程度上围绕某些特殊的取向排列，就称为择优取向。

(1)在热加工过程中，一方面因形变使位错不断增殖和积累，另一方面通过热激活使位错偶对消、胞壁锋规整化形成亚晶，同时亚晶合并等过程也在进行，这些过程因外加应力对小角度晶界移动和反号位错对消提供了附加驱动力而以更快的速率进行，即在应变硬化的同时发生了动态回复；
   (2)对于低层错能或中等层错能的材料，在回复过程中再结晶不如高层错能的材料容易，热加工过程中动态回复未能同步抵消加工过程中位错的增殖积累，当位错积累到一定程度后就会促发再结晶形核，即发生动态再结晶；
   (3)不同应变速率下动态回复和动态再结晶的真应变-真应力曲线如下图所示：
  
   ①在动态回复影响下，低变形速率时，应变硬化与动态回复同时发生，动态回复所产生的软化效果甚至可以和应变硬化平衡，使真应力-真应变曲线上出现应力不随应变而变化的稳态流变；而高应变速率时，动态回复的速率低于应变硬化速率，没有稳态流变。
   ②在动态再结晶的影响下，高变形速率时，再结晶速率相对较慢，第一轮再结晶未完成时就开始第二轮再结晶，真应力-真应变曲线出现第一个峰后，材料始终保持部分再结晶状态，曲线趋于平滑；在低应变速率下，第一轮再结晶完成后才开始第二轮再结晶，这些过程重复，真应力-真应变曲线就出现了多峰摆动的情况。

如下图所示，若某滑移面上有一段刃型位错AB，它的两端被位错钉住，不能运动。现沿位错b方向加切应力，使位错沿滑移面向前滑移运动。但由于AB两端固定，所以只能使位错线发生弯曲。单位长度位错线所受的滑移力F_d=τb，它总是与位错线本身垂直，所以弯曲后的位错每一小段继续受到F_d的作用，沿它的法线方向向外扩展，其两端则分别绕结点A，B发生回转。当两端弯出来的线段相互靠近时，由于该两线段平行于b，但位错线方向相反，分别属于左螺旋和右螺旋位错，它们相互抵消，形成一闭合的位错环和位错环内的一小段弯曲位错线。只要外加应力继续作用，位错环便继续向外扩张，同时环内的弯曲位错在线张力作用下又被拉直，恢复到原始状态，并重复以前的运动，络绎不绝地产生新的位错环，从而造成位错的增殖，并使晶体产生可观的滑移量。
  

当温度低于Tm时，单位体积液体内，在单位时间所形成的晶核数(形核率)受两个因素的控制，即形核功因子()和原子扩散的几率因子()。因此形核率
  
   式中，K为比例常数；ΔG*为形核功；Q为原子越过液、固相界面的扩散激活能；k为玻尔兹曼常数；T为热力学温度。形核率与过冷度之间的关系如下图所示。图中出现峰值，其原因是在过冷度较小时，形核率主要受到形核率因子控制，随后当过冷度继续增大时，尽管所需的临界形核半径减小，因此形核率迅速增加，并达到最高值；随后当过冷度继续增大，所需临界晶核半径继续减小，但由于原子在较低温度下难以扩散，此时，形核率受扩散的几率因子所控制，即过峰值后，随温度的降低，形核率随之减小。
  

(1)时效是指合金元素经固溶处理后，获得过饱和固溶体，在随后的室温放置或低温加热保温时，第二相从过饱和固溶体中析出，引起强度、硬度以及物理和化学性能的显著变化的现象。
   (2)时效析出过程受溶质扩散控制，在沉淀过程中可能形成一系列亚稳相(过渡相)。时效析出的原因主要有以下几个方面：①当析出的盘状亚稳相与母相有一定取向关系时，会在基体中产生较大弹性应变，可使合金明显强化；②而当合金在承受变形时，由于弥散颗粒与位错的交互作用，也会使合金得到强化；③如果沉淀相颗粒可以变形，位错切过时增加颗粒与位错的交互作用，使合金明显强化。如果沉淀相颗粒可以变形，位错切过时增加颗粒的表面能需要做功，增大了位错运动的阻力而使合金得到强化；④如果沉淀相颗粒强度高且与基体共格，则位错线难以切过颗粒，在外加应力的作用下将绕过颗粒、留下位错环。合金要继续变形，需要克服颗粒对位错线绕过时施加的应力，因此需要进一步增大外加应力，即合金获得了时效强化。

(1)反应物化学组成的影响
   化学组成是影响固相反应的内因，是决定反应方向和速度的重要条件。
   (2)反应物颗粒及均匀性的影响
   颗粒尺寸大小主要通过以下途径对固相反应进行影响的。
   ①物料颗粒尺寸越小，比表面积越大，反应界面和扩散截面增加，反应产物层厚度减少时反应速度增大。
   ②同一反应物系由于物料尺寸不同，反应速度可能会属于不同动力学范围控制。
   (3)反应温度
   温度是影响固相反应的重要外部条件。一般随温度升高，质点热运动能增大，反应能力和扩散能增强。
   (4)压力和气氛的影响
   对不同反应类型，压力的影响也不同。在两相反应中，增大压力有助于颗粒的接触面积，加速物质传递，使反应速度增加。但对于液、气相参与的反应中。扩散过程主要不是通过固体粒子的直接接触实现的。因此提高压力压实并不能表现出积极作用，甚至会适得其反。

在任意一相的吉布斯自由能-成分曲线上每一点的切线，其两端分别与纵坐标相截，与A组元的截距表示A组元在固溶体成分为切点成分时的化学势μA；与B组元的截距表示B组元在固溶体成分为切点成分时的化学势μB。在二元系中，当两相平衡时，热力学条件为，，即两组元分别在两相中的化学势相等。因此，两相平衡时的成分由两相自由能-成分曲线的公切线所确定。
   在图所示的自由能-成分曲线中，左侧A～NBα范围内α相稳定，因它的自由能最低；右侧NBβ～B范围内β相稳定，也因其自由能最低；两公切点之间Nβα～Nββ范围内α+β两相共存稳定，因任意一个单相存在时的自由能都不如它分解为成分为公切点处的α+β时两相自由能的加权值(在公切线直线上)低。

此合金系中存在的三相平衡反应类型：固态有限互溶的三元共晶相图。
   理由为：图中有包晶反应和共晶反应，两等温截面均只含有一个三相区，且没有液相，故此三元合金相图中有一个三元共晶反应，T₁、T₂在三元共晶反应温度以下；随着温度的降低，三相区向低温方向移动，γ相减少，α相、β相增多，所以包晶反应为L+γ→α、L+γ→β，共晶反应为L→α+β，三相共晶反应为L→α+β+γ。

(1)过冷奥氏体等温转变曲线如下图所示，该曲线综合反映了过冷奥氏体在不同过冷度下的等温转变过程：转变开始和转变终止时间、转变产物的类型以及转变量与时间、温度之间的关系等。因其形状通常像英文字母“C”，故俗称其为C曲线，亦称为TTT曲线。
  
   (2)珠光体转变、贝氏体转变、马氏体转变比较如下表所示。
  

由题意，有
  
   界面处液相成分
  
   由得
  
   特征距离为
  
  
   由可得
  

(a)组中两个位错分别为刃位错和螺位错，且位错线平行，应力场没有重叠部分，交互作用为零；
   (b)组为平行异号螺位错，合并后会相抵消，故相互吸引；
   (c)组两个位错分别分解为螺位错和刃位错，其中位错线平行的刃位错与螺位错没有交互作用；两位错分解出的螺位错为异号，故相互吸引，且吸引力大小为
  
   两位错分解出的刃位错为同号，故相互排斥，且排斥力大小为
  
   排斥力大于吸引力，故两位错表现为相互排斥。