金属正离子与自由电子之间的相互作用所构成的金属原子间的结合力称为金属键。

若溶质原子比较小，就可以进入溶剂晶格的间隙位置之中而不改变溶剂的晶格类型，这样形成的固溶体称为间隙固溶体。

在扩散过程中任何一点的浓度都随时间不同而变化的扩散称为非稳态扩散。

在平衡系统中由于受平衡条件的制约，系统内存在的相数有一定限制。这种限制使系统的自由度数f和组元数目c、相的数目p以及对系统平衡状态能够产生影响的外界因素数目n之间存在一定的关系，这种关系就称之为相律，即f=c-p+n。

在凝固过程中，铸件中各个组织全部沿同一方向生长，由此产生由取向相同的柱状、层片状及棒状所构成的单相或多相纤维状组织，这种凝固技术称为定向凝固。

错。在密排六方晶体中若用三指数表示法，则(110)、、、(101)、(011)和所表示的分别是其柱面和锥面，它们不属于同一个晶面族。

错。凡是位于相图中间的各种合金相结构都统称为中间相，这其中当然包括一个分子式表示的化合物相以及一些固溶体相。

错。主要原因是在950℃的高温下低碳钢的组织为奥氏体，碳在奥氏体的溶解度可以达到最大值。

错。只有当约1000条位错线移出晶体表面，才会在晶体表面形成一条滑移线。

错。只有经过一定量塑性变形的金属材料，采用适当的再结晶退火，才可以达到细化晶粒大小的目的。金属铸件一般不能经受一定量的塑性变形，所以不能细化其晶粒大小。

铝是面心立方晶体，它的滑移系是{111}＜110＞，共有12个具体的滑移系。现在，铝单晶体试样表面为(100)。当发生塑性变形时，晶体表面所产生的滑移线应该是既位于各个{111}面上，又位于(100)面上，即位于(111)、四个滑移面与(100)面的交线上，应该是和[011]，而这两个方向又互相垂直，同向的滑移线又互相平行。因此，可以看到的这些滑移线在(100)面呈现互相平行或者互相垂直的组态。

所画出Fe-Fe₃C的平衡相图，如图19-4所示。各个相区的填写，如图19-4中所注。
   

Fe-Fe₃C的平衡相图中有5个单相区，即液相区、高温铁素体区、铁素体区F、奥氏体区A和渗碳体区。
   Fe-Fe₃C的平衡相图中有7个两相区，即(L+δ)、(L+A)、(A+δ)、(A+F)、(L+Fe₃C)、(F+Fe₃C)、(A+Fe₃C)。
   Fe-Fe₃C的平衡相图中有3个三相平衡反应。

包晶转变L+δ→A，反应产物是奥氏体。发生在1495℃，三相的成分w_C分别为0.53%、0.09%和0.17%
   共晶转变L→A+Fe₃C，反应产物是莱氏体。发生在1148℃，三相的成分w_C分别为4.30%、2.11%和6.69%
   共析转变A→F+Fe₃C，反应产物是珠光体。发生在727℃，三相的成分w_C分别为0.77%、0.0218%和6.69%

在1495℃以上，液相中析出高温铁素体δ。
   在1495℃时，发生包晶转变L+δ→A，反应产物是奥氏体。
   在1495～800℃之间，奥氏体冷却。
   在800～727℃之间，奥氏体中析出铁素体F。
   在727℃时，发生共析转变A→F+Fe₃C，反应产物是珠光体。
   在727℃以下，从铁素体F中析出三次渗碳体。
   室温时，w_C=0.40%的铁一碳合金的最终平衡组织是先共析铁素体+珠光体+三次渗碳体，平衡相为铁素体+渗碳体，其相对含量分别为
   

铝单晶体试样拉伸前、后的示意图如图19-5所示。图中AC和A'C'分别表示试样拉伸前、后晶体中两个相邻滑移面之间的距离，即滑移面的面间距。
     
   显然，试样拉伸前、后晶体中两个相邻滑移面之问的面间距是不会改变的，即AC和A'C'相等。于是，铝单晶体试样拉伸后所产生的延伸率应为：
   

三元合金相图中垂直截面的两端并不是纯组元，而是一端纯组元、另一端二元合金，甚至两端都是二元合金。另外，在二元合金相图中纯组元的相变点只有一个，而在三元合金相图的垂直截面中，其两端往往是开口的，即有两个相变点。因此，它与二元合金相图不同，是一个伪二元合金相图。
   杠杆定律表示在一定的温度下，合金两个相的相对含量与合金成分点到两个相区线的距离成反比。杠杆定律的应用必须保证自由度为零的条件。在三元合金相图中的垂直截面中，即使温度一定，此时的自由度f=c-p=3-2=1，也不满足自由度为零的条件。因此，在三元合金相图中的垂直截面中，不能使用杠杆定律来分析各个相的相对含量。