1. 可用金相法求再结晶形核率N和长大线速度G。具体操作：
(1) 测定N：把一批经大变形量变形后的试样加热到一定温度(丁)后保温，每隔一定时间t，取出一个试样淬火，把做成的金相样品在显微镜下观察，数得再结晶核心的个数N，得到一组数据(数个)后作N—t图，在N—t曲线上每点的斜率便为此材料在温度丁下保温不同时间时的再结晶形核率N。
(2) 测定G：将(1)中淬火后的一组试样进行金相观察，量每个试样(代表不同保温时间)中最大晶核的线尺寸D，作D—t图，在D—t曲线上每点的斜率便为了温度下保温不同时间时的长大线速度G。
2. 再结晶退火必须用于经冷塑性变形加工的材料，其目的是改善冷变形后材
料的组织和性能。再结晶退火的温度较低，一般都在临界点以下。若对铸件采用再结晶退火，其组织不会发生相变，也没有形成新晶核的驱动力(如冷变形储存能等)，所以不会形成新晶粒，也就不能细化晶粒。 3. 能。可经过冷变形而后进行再结晶退火的方法。 4. 答案如附表2.5所示。
附表2.5 冷变形金属加热时晶体缺陷的行为
缺陷表现、物理变化 冷加工变形时主要的形变方式是滑移，由于滑移，晶体中空位和位错密度增加，位错分布不均匀 回复 空位扩散、集聚或消失；位错密度降低，位错相互作用重新分布(多边化) 再结晶 毗邻低位错密度区晶界向高位错密度的晶粒扩张。位错密度减少，能量降低，成为低畸变或无畸变区 晶粒长大 弯曲界面向其曲率中心方向移动。微量杂质原子偏聚在晶界区域，对晶界移动起拖曳作用。这与杂质吸附在位错中组成柯氏气团阻碍位错运动相似，影响了晶界的活 切应力作用 晶体缺陷的行为 缺陷运动驱动力 弹性畸变能 形变储存能 晶粒长大前后总的界面能差，而界面移动的驱动力是界面曲率 动性 5. (1)铜片经完全再结晶后晶粒大小沿片长方向变化示意图如附图2.22所
示。由于铜片宽度不同，退火后晶粒大小也不同。最窄的一端基本无变形，退火后仍保持原始晶粒尺寸；在较宽处，处于临界变形范围，再结晶后晶粒粗大；随宽度增大，变形度增大，退火后晶粒变细，最后达到稳定值。在最宽处，变形量很大，在局部地区形成变形织构，退火后形成异常大晶粒。 (2)变形越大，冷变形储存能越高，越容易再结晶。因此，在较低温度退火，在较宽处先发生再结晶。
6. 再结晶终了的晶粒尺寸是指再结晶刚完成但未发生长大时的晶粒尺寸。若
以再结晶晶粒中心点之间的平均距离d表征再结晶的晶粒大小，则d与再结
Gd?k[]4N 晶形核率N及长大线速度之间有如下近似关系：
QnQ)， G?G0exp(?n)RTRT
1且
N?N0exp(?由于Qn与Qg几乎相等，故退火温度对G／N比值的影响微弱，即晶粒大小是退火温度的弱函数。故图中曲线中再结晶终了的晶粒尺寸与退火温度关系不大。
再结晶完成以后，若继续保温，会发生晶粒长大的过程。对这一过程而言，退火温度越高，(保温时间相同时)退火后晶粒越大。这是因为晶粒长大过程是通过大角度晶界的移动来进行的。温度越高，晶界移动的激活能就越低，晶界平均迁移率就越高，晶粒长大速率就越快，在相同保温时间下，退火后的晶粒越粗大，这与前段的分析并不矛盾。
8. 前种工艺，由于铝件变形处于临界变形度下，故退火时可形成个别再结晶
核心，最终晶粒极为粗大，而后种工艺，是由于进行再结晶退火时的温度选择不合理（温度过高），若按T再＝0.4T熔估算，则T再＝100℃，故再结晶温度不超过200℃为宜。由于采用630℃退火1 h，故晶粒仍然粗大。 综上分析，在80％变形量条件下，采用150℃退火1 h，则可使其晶粒细化。 9. 前者采用去应力退火(低温退火)；后者采用再结晶退火(高温退火)。
10. 去应力退火过程中，位错通过攀移和滑移重新排列，从高能态转变为低能
态；动态回复过程中，则是通过螺位错的交滑移和刃位错的攀移，使异号位错相互抵消，保持位错增殖率与位错消失率之间的动态平衡。
从显微组织上观察，静态回复时可见到清晰的亚晶界，静态再结晶时形成等轴晶粒；而动态回复时形成胞状亚结构，动态再结晶时等轴晶中又形成位错缠结胞，比静态再结晶晶粒要细。
11. 一是不在两相区变形；二是减少夹杂元素含量；三是采用高温扩散退火，
消除元素偏析。对已出现带状组织的材料，在单相区加热、正火处理，则可予以消除或改善。
12. 金属材料在热加工过程中经历了动态变形和动态回复及再结晶过程，柱状
晶区和粗等轴晶区消失了，代之以较细小的等轴晶粒；原铸锭中许多分散缩孔、微裂纹等由于机械焊合作用而消失，显微偏析也由于压缩和扩散得到一定程度的减弱，故使材料的致密性和力学性能(特别是塑性、韧性)提高。 13. 可以在钨丝中形成弥散、颗粒状的第二相(如ThO2)以限制晶粒长大。因为
R?4r3?(1?cos?) (α
若ThO2的体积分数为υ，半径为r时，晶粒的极限尺寸
为接触角)；若选择合适的υ和r，使R尽可能小，即晶粒不再长大。由于晶粒细化将使灯丝脆性大大下降而不易破断，从而有效地延长其寿命。 15．(1)不对。对于冷变形(较大变形量)后的金属，才能通过适当的再结晶退火细化晶粒。
(2) 不对。有些金属的再结晶温度低于室温，因此在室温下的变形也是热
变形，也会发生动态再结晶。
(3) 不对。多边化过程中，空位浓度下降、位错重新组合，致使异号位错互
相抵消，位错密度下降，使点阵畸变减轻。
(4) 不对。如果在临界变形度下变形的金属，再结晶退火后，晶粒反而粗化。 (5) 不对。再结晶不是相变。因此，它可以在一个较宽的温度范围内变化。 (6) 不对。微量熔质原子的存在(20#钢中WC＝0.002)，会阻碍金属的再结晶，
从而提高其再结晶温度。
(7) 不对。只有再结晶过程才是形核及核长大过程，其驱动力是储存能。 (8) 不对。金属的冷变形度较小时，相邻晶粒中才易于出现变形不均匀的情
况，即位错密度不同，越容易出现晶界弓出形核机制。
(9) 不对。晶粒正常长大，是在界面曲率作用下发生的均匀长大；反常长大
才是大晶粒吞食小晶粒的不均匀长大。
(10) 不对。合金中的第二相粒子一般可阻碍再结晶，也会阻止晶粒长大。 (11) 不对。再结晶织构是冷变形金属在再结晶(一次，二次)过程中形成的
织构。它是在形变织构的基础上形成的，有两种情况，一是保持原有形变织构，二是原有形变织构消失，而代之以新的再结晶织构。 (12) 不对。正常晶粒长大是在再结晶完成后继续加热或保温过程中，晶粒
发生均匀长大的过程，而反常晶粒长大是在一定条件下(即再结晶后的晶粒稳定、存在少数有利长大的晶粒和高温加热)，继晶粒正常长大后发生的晶粒不均匀长大过程。
(13) 不对。再结晶虽然是形核—长大过程，但晶体点阵类型并未改变，故
不是相变过程。
1. 固态相变时形核的阻力，来自新相晶核与基体间形成界面所增加的界面能
Eγ，以及体积应变能(即弹性能)Ee。其中，界面能Eγ包括两部分：一部分是在母相中形成新相界面时，由同类键、异类键的强度和数量变化引起的化学能，称为界面能中的化学项；另一部分是由界面原子不匹配(失配)，原子间距发生应变引起的界面应变能，称为界面能中的几何项。应变能Ee产生的原因是，在母相中产生新相时，由于两者的比体积不同，会引起体积应变，这种体积应变通常是通过新相与母相的弹性应变来调节，结果产生体积应变能。
从总体上说，随着新相晶核尺寸的增加及新相的生长，(Eγ＋Ee)会增加。当然，Eγ、Ee也会通过新相的析出位置、颗粒形状、界面状态等，相互调整，以使(Eγ＋Ee)为最小。
母相为液态时，不存在体积应变能问题；而且固相界面能比液—固的界面能要大得多。相比之下，固态相变的阻力大。
2. 如同在液相中一样，固相中的形核几乎总是非均匀的，这是由于固相中的
非平衡缺陷(诸如非平衡空位、位错、晶界、层错、夹杂物等)提高了材料的自由能。如果晶核的产生结果使缺陷消失，就会释放出一定的自由能，因此减少了激活能势垒。
新相在位错处形核有三种情况：一是新相在位错线上形核，新相形成处，位错消失，释放的弹性应变能量使形核功降低而促进形核；二是位错不消失，而且依附在新相界面上，成为半共格界面中的位错部分，补偿了失配，因而降低了能量，使生成晶核时所消耗的能量减少而促进形核；三是当新相与母相成分不同时，由于溶质原子在位错线上偏聚(形成柯氏气团)有利于新相沉淀析出，也对形核起促进作用。 4. 脱溶顺序为：
T1温度，α－ θ’－ θ； T2温度，α－ θ”－ θ’－ θ。
判断一个新相能否形成，除了具有负的体积自由能外，还必须考虑新相形成时
16??3?/??G*?2??3?Gv?Es的界面能和应变能。由临界形核功可知，只有当界面能γ
α/β
和应变能Es，尽可能减小，才能有效地减小临界形核功，有利于新相形
核。在析出初期阶段，析出相很细小，此时应变能较小，而表面能很大。为了减小表面能，新相往往形成与母相晶格接近，并与母相保持共格的亚稳过渡相，以使体系能量降低，有利于相变。在析出后期，由于析出相粒子长大，应变能上升为相变的主要阻力，则新相形成与母相非共格的稳定相，以降低体系总能量。随时效温度不同，由于界面能和应变能的不同作用，将出现不同的亚稳过渡相。