6. 如果脱熔是在母相中各处同时发生，且随新相的形成母相成分发生连续变
化，但其晶粒外形及位向均不改变，称之为连续脱熔。
与连续脱熔相反，当脱熔一旦发生，其周围一定范围内的固熔体立即由过饱和状态变成饱和状态，并与母相原始成分形成明显界面。在晶界形核后，以层片相间分布并向晶内生长。通过界面不但发生成分突变，且取向也发生了改变，这就是不连续脱熔。其主要差别在于扩散途径的长度。前者扩散场延伸到一个相当长的距离，而后者扩散距离只是片层间距的数量级(一般小于1?m)
不连续脱熔有以下特征：
(1) 在析出物与基体界面上，成分是不连续的；析出物与基体间的界面都为大角度的非共格界面，说明晶体位向也是不连续的。
(2) 胞状析出物通常在基体(α’)晶界上形核，而且总是向。’相的相邻晶粒之一中长大。
(3) 胞状析出物长大时，熔质原子的分配是通过其在析出相与母相之间的界面扩散来实现的，扩散距离通常小于1?m。 6． A1—Cu合金的脱溶系列有：
GP区－θ\过渡相－θ’过渡相－θ平衡相 脱熔相的基本特征：
GP区为圆盘状，其厚度为0.3～0.6 nm，直径约为8 nm，在母相的{100}面上形成。点阵与基体α相同(fcc)，并与α相完全共格。
θ\过渡相呈圆片状，其厚度为2 nm，直径为30～40 nm，在母相的｛100｝面上形成。具有正方点阵，点阵常数为a＝b＝0.404 nm，c＝0.78 nm，与基体完全共格，但在z轴方向因点阵常数不同而产生约4％的错配，故在θ\附近形成一个弹性共格应变场。
θ' 过渡相也在基体的{100}面上形成，具有正方结构，点阵常数a＝b＝0.404 nm，c=0.58 nm，其名义成分为CuAl2。由于在z轴方向错配量太大，所以只能与基体保持局部共格。
θ相具有正方结构，点阵常数a＝b＝0.607 nm，c＝0.487 nm，这种平衡沉淀相与基体完全失去共格。
时效的实质，就是从过饱和固熔体分离出一个新相的过程，通常这个过程是由温度变化引起的。时效以后的组织中含有基体和沉淀物，基体与母相的晶体结构相同，但成分及点阵常数不同；而沉淀物则可以具有与母相不同的晶体结构和成分。由于沉淀物的性质、大小、形状及在显微组织中的分布不同，合金的性能可以有很大的变化。
7． 调幅分解是指过饱和固熔体在一定温度下分解成结构相同、成分和点阵常数不同的两个相。调幅分解的主要特征是不需要形核过程。调幅分解与形核、长大脱熔方式的比较如附表2.6所示。
附表2.6 调幅分解与形核、长大脱熔方式的比较
脱熔类型 调幅分解 形核长大 凹 过冷度及临界形核功 8． 若固态合金中，含有大小不同的沉淀相粒子，在高温退火时，将会出现小粒子熔解，大粒子长大的现象。其物理实质：假定始态只有附图2.23(a)所示的两种尺寸的第二相粒子。由粒子大小对固熔度的影响可知，小粒子的固熔度较大，因而在。相内，从小粒子到大粒子之间，有一个从高到低的熔质浓度梯度，小粒子周围的熔质有向大粒子周围扩散的趋势。这种扩散发生后，破坏了亚稳平衡，使小粒子周围的熔质浓度(Cr2)小于亚稳平衡时的熔质浓度(Cr1)，如附图2.23(b)所示，因而小粒子熔解而变得更小，如附图2.23(c)所示；而大粒子周围的熔质浓度(Cr2’)又大于亚稳平衡时的熔质浓度(Cr1’)，因而发生沉淀，使大粒子长大，如附图2.23(c)所示。因此，不均匀尺寸的固相粒子粗化，是通过小粒子继续熔解以及大粒子继续长大而进行的。 9． 直径2r＝6×10-6m。
形核 明晰 下坡 低 自由能成分曲线特点 凸 自发涨落 非形核 宽泛 上坡 高 数量多、颗粒小 颗粒大、数量少 条 件 形核特点 界面特点 扩散方式 转变速率 颗粒大小 10． 无扩散型相变具有如下特点：
(1) 存在由于均匀切变引起的形状改变，使晶体发生外形变化。 (2) 由于相变过程无扩散，新相与母相的化学成分相同。 (3) 母相与新相之间有一定的晶体学位向关系。 (4) 相界面移动速度极快，可接近声速。
13. 860℃加热，两种钢均在单相区(见Fe—Fe3C相图)，淬火后均为M体。
WC＝0.012的碳钢中有一定量的残余奥氏体。
WC＝0.003的碳钢，其马氏体成分为WC＝0.003，形态为板条状，精细结构为位错。
WC＝0.012的碳钢，其马氏体成分为WC＝0.012，形态为针状，精细结构为孪晶。
WC＝0.003的碳钢，在200℃以下回火时，组织形态变化较小，硬度变化也不大。但碳原子向位错线附近偏聚倾向增大。当回火温度高于250℃时，渗碳体在板条间或沿位错线析出，使强度、塑性降低；当回火温度达300～400℃时，
析出片状或条状渗碳体，硬度、强度显著降低，塑性开始增高，当400～700℃回火时，发生碳化物的聚集、长大和球化及。相的回复、再结晶。此时，硬度、强度逐渐降低，塑性逐渐增高。
WC＝0.012的碳钢，低于100℃回火时，碳原子形成富碳区；100~200℃回火时，析出大量细小碳化物，因此，硬度稍有提高；200～300℃回火时，残留奥氏体转变为回火马氏体(或贝氏体)使硬度升高，但同时，马氏体的硬度降低，因此，总体上硬度变化不大；高于300℃回火时，碳化物继续析出，随后便是碳化物长大及球化，而α相发生回复、再结晶，使硬度降低，韧性增高。
1. 基体主要用于固定和粘附增强体，并将所受的载荷通过界面传递到增强体
上，当然自身也承受少量载荷。基体是能起到类似隔膜的作用，将增强体分隔开来，当有的增强体发生损伤和断裂时，裂纹不致从一个增强体传播到另一个增强体。在复合材料的加工和使用中，基体还能保护增强体免受环境的化学作用和物理损伤等。从增强体在结构复合材料中主要承担载荷角度看，通常要求增强体具有高强度和高模量，增强体的体积分数，与基体的结合性能对复合材料的性能起着很大的影响。增强体，基体和界面共同作用，可以改变复合材料的韧性、抗疲劳性能、抗蠕变性能、抗冲击性能及其他性能。界面能起到协调基体和增强体变形的作用，通过界面可将基体的应力传递到增强体上，基体和增强体通过界面发生结合，但结合力的大小要适当，既不能过大，也不能太小，结合力过大会使复合材料韧性下降，结合力过小，起不到传递应力的作用，容易在界面处开裂。
3. 弥散增强：主要针对金属基体，加入硬质颗粒如A12O3，，TiC，SiC等，其
粒径为0.01～0.1?m左右，这些弥散于金属或合金中的颗粒，可以有效的阻止位错的运动，起到显著的强化作用，但基体仍是承受载荷的主体。 粒子增强：在基体中加入直径为1～50?m的硬质颗粒，粒子可承担部分载荷。但基体承担主要载荷。微粒以机械约束的方式限制基体变形。粒径适当搭配并均匀分布，从而起到有效的强化。
纤维增强：①连续纤维增强可用混合定则来解释，载荷和模量主要由纤维起作用。由于纤维强度和模量远高于墓体，并大于纤维临界体积分数，故起到增强作用，界面结合要适中。②短纤维和晶须增强复合材料中纤维长度应大于临界长度，或长径比应大于临界值。纤维是强度和模量的主要贡献者，由于纤维强度和模量远高于基体，界面结合要适中。
4. (1)从复合材料结构单元和尺度上讲，把增强颗粒尺度为1～50?m的叫颗粒
增强复合材料，把0.1?m尺度增强叫弥散强化复合材料，而把亚微米至纳米级叫精细复合材料，其强化原理各不相同。
(2)纤维破坏概率F(σ)＝1－exp(－αlσβ)和纤维平均强度；σ＝(αl)－
1/β
?(1+1/β)都与纤维的长度l有关。纤维增强的复合材料的性能不仅与纤
维的长度有关，与纤维的长径比l/d也有关，还与复合材料板的厚度有关。这些都是复合材料尺寸效应的体现。
(3)复合材料试样越大，含缺陷概率越高，强度越低。
5. 临界体积分数的意义：纤维体积分数大于临界体积分数时，复合材料强度
高于基体强度。纤维体积分数小于临界体积分数时，复合材料强度小于基体强度，起不到增强作用。
???6. 按照短纤维复合材料中的剪滞理论，纤维中的最大应力为
fmax??sLrf，
亦即纤维中的最大应力和纤维长度l成线性关系。LC对应与纤维中最大应力(σf)max等于纤维断裂应力σfu。所以当L 8. (1)要形成复合材料，两种材料必须在界面上建立一定的结合力，界面结合 力大致可分为物理结合力和化学结合力。 (2) 遵循协同效应思想，即两种或多种因子组合作用效果大于两种或多种 因子单独作用效果之和，并力求获得正混杂效应。 (3) 熔解和浸润结合时，基体能润湿增强体，相互之间发生扩散和熔解形 成结合；反应结合时，基体与增强体应能反应生成有利的界面生成物，其厚度须控制在临界厚度以下。 (4) 如果形成结构复合材料，所选择的增强体力学性能(强度、模量)一定 要大大高于基体。如形成功能复合材料，应该利用有利的复合效应，例如协同效应。 9． 没有影响。复合材料的模量rt。＝甲frf+尹nl和纤维体积百分数成线性变化。纤维排列密的地方，弹性模量高，纤维排列稀的地方，弹性模量低。但是线性关系具有可加性，整体的平均模量还等于具有相同体积分数均匀排列的复合材料的弹性模量，亦即没有影响。 12． 将会断裂成一段一段的短纤维，其长度为Lc或2Lc，根据剪滞理论分析，短纤维长度为Lc时，纤维中正应力最大值可达到纤维断裂应力。 13． 降低界面残余应力，基体改性，纤维表面改性，选择合理的复合工艺和条件等。