相变作业及答案
相变理论试题及答案
相变理论试题及答案一、单项选择题（每题2分，共10分）1. 物质从固态直接变为气态的过程称为：A. 蒸发B. 升华C. 凝固D. 液化答案：B2. 下列哪种物质在常温下为气态？A. 水B. 铁C. 氧气D. 铜答案：C3. 物质从液态变为固态的过程称为：A. 蒸发B. 凝固C. 沸腾D. 升华答案：B4. 物质从气态直接变为固态的过程称为：A. 蒸发B. 升华C. 凝固答案：B5. 物质从固态变为液态的过程称为：A. 蒸发B. 熔化C. 沸腾D. 升华答案：B二、填空题（每空1分，共10分）1. 物质从液态变为气态的过程称为________。
答案：蒸发2. 物质从固态变为液态的过程称为________。
答案：熔化3. 物质从气态变为液态的过程称为________。
答案：液化4. 物质从液态变为固态的过程称为________。
答案：凝固5. 物质从固态直接变为气态的过程称为________。
答案：升华三、简答题（每题5分，共20分）1. 请简述相变过程中的潜热是什么？答案：潜热是指在相变过程中，物质吸收或释放的热量，而温度保持2. 为什么水在0℃时会结冰？答案：水在0℃时结冰是因为在这个温度下，水分子的运动能量不足以抵抗分子间的吸引力，导致水分子排列成固态结构。
3. 请解释为什么在高压下，水的沸点会升高？答案：在高压下，水的沸点升高是因为压力的增加使得水分子间的距离减小，需要更多的能量才能使水分子从液态变为气态。
4. 为什么干冰（固态二氧化碳）在室温下会直接升华？答案：干冰在室温下直接升华是因为固态二氧化碳的分子间作用力较弱，且其升华点低于室温，使得干冰分子在室温下就能获得足够的能量直接从固态变为气态。
四、计算题（每题10分，共20分）1. 假设有1千克的水从0℃加热到100℃，然后完全蒸发。
已知水的比热容为4.18 J/(g·℃)，汽化热为40.7 kJ/mol，水的摩尔质量为18 g/mol。
高中物理竞赛——相变
高中物理竞赛——相变相：热学系统中物理性质均匀的部分。
系统按化学成分的多少和相的种类多少可以成为一元二相系（如冰水混合物）和二元单相系（如水和酒精的混合液体）。
相变分气液相变、固液相变和固气相变三大类，每一类中又有一些具体的分支。
相变的共同热学特征是：相变伴随相变潜热。
1、气液相变，分气化和液化。
气化又有两种方式：蒸发和沸腾，涉及的知识点有饱和气压、沸点、汽化热、临界温度等。
a、蒸发。
蒸发是液体表面进行的缓慢平和的气化现象（任何温度下都能进行）。
影响蒸发的因素主要有①液体的表面积、②液体的温度、③通风条件。
从分子动理论的角度不难理解，蒸发和液化必然总是同时进行着，当两者形成动态平衡时，液体上方的气体称为——饱和气，饱和气的压强称为饱和气压PW 。
①同一温度下，不同液体的PW不同（挥发性大的液体PW 大），但同种液体的PW有唯一值（与气、液的体积比无关，与液体上方是否存在其它气体无关）；②同一种液体，在不同的温度下PW不同（温度升高，PW 增大，函数PW= P0RTLe，式中L为汽化热，P为常量）。
汽化热L ：单位质量的液体变为同温度的饱和气时所吸收的热量，它是相变潜热的一种。
汽化热与内能改变的关系L = ΔE + PW （V气− V液）≈ΔE + PWV气b、沸腾。
一种剧烈的汽化，指液体温度升高到一定程度时，液体的汽化将不仅仅出现在表面，它的现象是液体内部或容器壁出现大量气泡，这些气泡又升到液体表面并破裂。
液体沸腾时，液体种类不变和外界压强不变时，温度不再改变。
（从气泡的动力学分析可知）液体沸腾的条件是液体的饱和气压等于外界压强。
（如在1标准大气压下，水在100℃沸腾，就是因为在100℃时水的饱和气压时760cmHg。
）沸点，液体沸腾时的温度。
①同一外界气压下，不同液体的沸点不同；②同一种液体，在不同的外界气压下，沸点不同（压强升高，沸点增大）。
c、液化。
气体凝结成液体的现象。
对饱和气，体积减小或温度降低时可实现液化；对非饱和气，则须先使它变成饱和气，然后液化。
第九章固相相变习题与解答1、何谓一级相变？何谓二级相变？各
第九章固相相变习题与解答1、何谓一级相变？何谓二级相变？各有何特征？解：一级相变：体系由一相变为另一相时，如两相的化学势相等但化学势的一级偏微商(一级导数)不相等的相变称为一级相变。
其特点是：有相变潜热，并伴随有体积改变。
二级相变：相变时两相化学势相等，其一级偏微熵也相等，而二级偏微熵不等。
其特点是：无相变潜热，无体积的不连续性，只有Cp、α、β的不连续有居里点或λ点2、何谓马氏体相变？马氏体相变有何特点？解：马氏体相变是固态相变的基本形式之一，转变的本质是以晶格畸变为主、无成分变化、无扩散的位移型相变，是晶体及其迅速的剪切畸变。
其特点是：（1）相变无特定的温度点；（2）转变动力学速率可高达声速；（3）具有鲜明的结晶学特点。
3、简述相变亚稳区的特点及稳区形成的原因？解：特点：（1）亚稳区处于不平衡状态；（2）在亚稳区要产生新相必须过冷；（3）当加入杂质，可在亚稳区形成新相，此时亚稳区缩小。
原因：（1）气相转变液相时：以微小液滴出现，液滴很小，其饱和蒸汽压>>平面态蒸汽压，在相平衡温度下，这些微粒还未达到饱和而重新蒸发。
（2）液相转变固相时：以微小晶粒出现，也由于颗粒很小，其溶解度>>平面溶解度，在相平衡温度下，微粒重新溶解。
4、相变的驱动力是什么？解：相变过程的推动力应为过冷度、过饱和浓度或过饱和蒸汽压。
5、当一种纯液体过冷到平衡凝固温度（T0）以下时，固相与液相间的自由焓差越来越负。
试证明在温度T0附近随温度变化的关系近似地为：，式中∆H V <0为凝固潜热。
解：由得：在平衡温度时，则在时，,得证。
6、在纯液体平衡凝固温度T0以下，临界相变势垒随温度下降而减小，于是有一个使热起伏活化因子exp为极大值的温度。
试证明当T＝T0/3时，exp有极大植。
（提示：利用表达式）解：由将代入则令则即求y的极值，当时，即此时y有极大值。
故当时，exp（）有极大值。
7、为什么在成核一生长机理相变中，要有一点过冷或过热才能发生相变?什么情况下需过冷，什么情况下需过热？解：由热力学公式平衡时得:相变平衡温度；：相变热温度Ｔ时，系统处于不平衡状态，则，要使相变自发进行，须使，则，即必须使，才能发生相变。
金属固态相变原理习题及解答
第二章1、钢中奥氏体的点阵结构，碳原子可能存在的部位及其在单胞中的最大含量。
奥氏体是碳在γ-Fe中的固溶体，碳原子在γ-Fe点阵中处于Fe原子组成的八面体间隙中心位置，即面心立方晶胞的中心或棱边中点。
八面体间隙：4个2、以共析碳钢为例说明奥氏体的形成过程，并讨论为什么奥氏体全部形成后还会有部分渗碳体未溶解？奥氏体的形成是由四个基本过程所组成：形核、长大、剩余碳化物的溶解和成分均匀化。
按相平衡理论，从Fe-Fe3C相图可以看出，在高于AC1温度，刚刚形成的奥氏体，靠近Cem 的C浓度高于共析成分较少，而靠近F处的C浓度低于共析成分较多（即ES线的斜率较大，GS线的斜率较小）。
所以，在奥氏体刚刚形成时，即F全部消失时，奥氏体的平均C浓度低于共析成分，这就进一步说明，共析钢的P刚刚形成的A的平均碳含量降低，低于共析成分，必然有部分碳化物残留，只有继续加热保温，残留碳化物才能逐渐溶解。
3、合金元素对奥氏体形成的四个阶段有何影响。
钢中添加合金元素并不影响珠光体向奥氏体的转变机制，但影响碳化物的稳定性及碳原子在奥氏体中的扩散系数。
另一方面，多数合金元素在碳化物和基体相中的分布是不均匀的，故合金元素将影响奥氏体的形核与长大、剩余碳化物的溶解、奥氏体成分均匀化的速度。
①通过对碳扩散速度影响奥氏体的形成速度。
②通过改变碳化物稳定性影响奥氏体的形成速度。
③对临界点的影响：Ni、Mn、Cu等降低A1温度；Cr、Mo、Ti、Si、Al、W、V 等升高A1温度。
④通过对原始组织的影响进而影响奥氏体的形成速度：Ni、Mn等往往使珠光体细化，有利于奥氏体的形成。
在其它条件相同的情况下，合金元素在奥氏体中的扩散速度比碳在奥氏体中的扩散速度小100-10000倍。
此外，碳化物形成元素还会减小碳在奥氏体中的扩散速度，这将降低碳的均匀化速度，因此，合金钢均匀化所需时间常常比碳钢长得多。
4、钢在连续加热时珠光体奥氏体转变有何特点。
○1在一定的加热速度范围内，临界点随加热速度增大而升高。
第十章 相变的基本原理习题
第十章 相变的基本原理1. 由内耗法测出Fe 3C 在α-Fe 中的平衡溶解度为C T=−07364850.exp( 其中T (K)为温度。
求在627℃Fe 3C 的颗粒半径为10nm 、100nm 以及1000nm 时它在α-Fe 中的溶解度。
问颗粒的曲率半径多大才对溶解度有实质性的影响。
α/Fe 3C 的界面能为0.71J/m 2，Fe 3C 的摩尔体积为23.4cm 3/mol 。
2. 纯金属同素异形转变α→β在某一过冷度下两相体积吉布斯自由能差为7×105kJ/m 3，α/β界面能为0.6J/m 2。
若忽略形核的应变能，求形成球状、立方体以及直径(D )和厚度(t )比(D /t )为20的圆盘状核心的临界核心尺寸和临界核心形成功。
3. 导出二元合金中母相α和析出相β均为理想溶体以及规则溶体的相变总驱动力和形核驱动力（以J/mol 表示）。
设原始成分为x 0，在脱溶温度α相平衡成分为x α，脱溶物核心成分和β相平衡成分近似相等为x β，交互作用系数为Ω。
4. 本题讨论符号和上题相同，现讨论α和β均为理想溶体的情况。
在600K ，x 0=0.1，x α=0.02，x β=0.95，α/β界面能为0.5J ⋅m -2，两相偏摩尔体积同为10−3m 3⋅mol −1。
(1)求相变总驱动力和形核驱动力（以单位体积的吉布斯自由能表示）(2)求均匀形核的临界核心尺寸（球状）。
(3)脱溶后，脱溶粒子间距为50nm ，问粒子平均半径为临界核心半径r *的多少倍？(4)转变前后总吉布斯自由能降低多少？还有多少以界面能形式保留下来？5. Al-Mg 置换固溶体，估计溶质原子Mg 产生的错配应变能，以J ⋅mol −1和eV/原子表达。
说明你估算时所用的假设。
Al 的原子半径为0.143nm 、切变模量G =2.5×1010Pa ，Mg 的a 轴长0.32nm 。
6. 设母相和析出相的切变模量G 相同，母相是各向同性连续介质。
固态相变原理考试试题+答案
固态相变原理考试试题一、(20分)1、试对固态相变地相变阻力进行分析固态相变阻力包括界面能和应变能,这是由于发生相变时形成新界面,比容不同都需要消耗能量.（1）界面能：是指形成单位面积地界面时,系统地赫姆霍茨自由能地变化值.与大小和化学键地数目、强度有关.共格界面地化学键数目、强度没有发生大地变化,最小；半共格界面产生错配位错,化学键发生变化,次之；非共格界面化学键破坏最厉害,最大.（2）应变能①错配度引起地应变能（共格应变能）：共格界面由错配度引起地应变能最大,半共格界面次之,非共格界面最小.②比容差引起地应变能（体积应变能）：和新相地形状有关,,球状由于比容差引起地应变能最大,针状次之,片状最小.2、分析晶体缺陷对固态相变中新相形核地作用固相中存在各种晶体缺陷,如空位、位错、层错、晶界等,如果在晶体缺陷处形核,随着核地形成,缺陷将消失,缺陷地能量将给出一供形核需要,使临界形核功下降,故缺陷促进形核.（1）空位：过饱和空位聚集,崩塌形成位错,能量释放而促进形核,空位有利于扩散,有利于形核.（2）位错：①形成新相,位错线消失,会释放能量,促进形核②位错线不消失,依附在界面上,变成半共格界面,减少应变能.③位错线附近溶质原子易偏聚,形成浓度起伏,利于形核.④位错是快速扩散地通道.⑤位错分解为不全位错和层错,有利于形核.Aaromon总结：刃型位错比螺型位错更利于形核；较大柏氏矢量地位错更容易形核；位错可缠绕,割阶处形核；单独位错比亚晶界上位错易于形核；位错影响形核,易在某些惯习面上形成.（3）晶界：晶界上易形核,减小晶界面积,降低形核界面能二、(20分)已知调幅分解1、试分析发生调幅分解地条件只有当R（λ）＞0,振幅才能随时间地增长而增加,即发生调幅分解,要使R（λ）＞0,得且. 令R（λ）=0得λc—临界波长,则λ＜λc时,偏聚团间距小,梯度项很大,R（λ）＞0,不能发生；λ＞λc时,随着波长增加,下降,易满足,可忽略梯度项,调幅分解能发生.2、说明调幅分解地化学拐点和共格拐点,并画出化学拐点、共格拐点和平衡成分点在温度——成分坐标中地变化轨迹化学拐点：当G”=0时.即为调幅分解地化学拐点；共格拐点：当G”+2η2Y=0时为共格拐点,与化学拐点相比共格拐点地浓度范围变窄了,温度范围也降低了.3、请说明调幅分解与形核长大型相变地区别调幅分解与形核长大型相变地区别调幅分解形核长大型变形成分连续变化,最后达到平衡始终保持平衡,不随时间变化相界面开始无明显相界面,最后才变明显始终都有明显地相界面组织形态两相大小分布规则,组织均匀,不呈球状大小不一,分布混乱,常呈球状,组织均匀性差结构结构与母相一致,成分与母相不同结构、成分均不同三、(20分)1、阐明建立马氏体相变晶体学表象理论地实验基础和基本原理（1）实验基础1 / 32 /3 ① 在宏观范围内,惯习面是不应变面（不转变、不畸变）；② 在宏观范围内,马氏体中地形状变形是一个不变平面应变；③ 惯习面位向有一定地分散度（指不同片、不同成分地马氏体）；④在微观范围内,马氏体地变形不均匀,内部结构不均匀,有亚结构存在（片状马氏体为孪晶,板条马氏体为位错）.（2）基本原理在实验基础上,提出了马氏体晶体学表象理论,指出马氏体相变时所发生地整个宏观应变应是下面三种应变地综合：① 发生点阵应变（Bain 应变）,形成马氏体新相地点阵结构.但是Bain 应变不存在不变平面,不变长度地矢量是在圆锥上,所以要进行点阵不变切变.② 简单切边,点阵不变非均匀切变,在马氏体内发生微区域变形,不改变点阵类型,只改变形状,通过滑移、孪生形成无畸变面.③ 刚体转动,①②得到地无畸变地平面转回到原来地位置去,得到不畸变、不转动地平面.用W-R-L 理论来表示：P 1=RPB,P 1为不变平面应变地形状变形,B 为Bain 应变、用主轴应变来表示,R 为刚体转动、可以用矩阵来表示,P 为简单应变.2、阐明马氏体相变热力学地基本设想和表达式地意义答：基本设想：马氏体相变先在奥氏体中形成同成分地体心核胚,然后体心核胚再转变为马氏体M.所以马氏体相变自由能表达式为：M M G G G γγαα→→→∆=∆+∆,式中：① M G γ→∆表示奥氏体转变为马氏体地自由能差.,此时温度为Ms 温度.② G γα→∆表示母相中形成同成分地体心核胚时地自由能变化,定义为T 0温度γ与α地平衡温度,,为T<T 0时,产生核胚地温度.③ M G α→∆表示体心核胚转变为马氏体M 而引起地自由能变化.消耗于以下几个方面：切变能（进行不变平面切变、改变晶体结构和形状地能量）；协作形变能（周围地奥氏体产生形变地能量）；膨胀应变能（由于比容变化而致）；存储能（形成位错地应变能、形成孪晶地界面能）；其他（表面能、缺陷能、能量场地影响等）.四、(20分)1、试解释沉淀相粒子地粗化机理由Gibbs-Thompson 定理知,在半径为r 地沉淀相周围界面处母相成分表达式： 2()()(1)m V C r C RTr αασ=∞-当沉淀相越小,其中每个原子分到地界面能越多,因此化学势越高,与它处于平衡地母相中地溶质原子浓度越高. 即：C （r 2）> C(r 1) .由此可见在大粒子r 1和小粒子r 2之间地基体中存在浓度梯度,因此必然有一个扩散流,在浓度梯度地作用下,大粒子通过吸收基体中地溶质而不断长大,小粒子则要不断溶解、收缩,放出溶质原子来维持这个扩散流.所以出现了大粒子长大、小粒子溶解地现象. 需要画图辅助说明！2、根据沉淀相粒子粗化公式：,分析粒子地生长规律（奥斯瓦尔德熟化）①当时,r=r ,rt ∂∂=0粒子不长大；②当时,r <r ,rt ∂∂<0小粒子溶解；③当时,r>r ,rt ∂∂>0粒子长大；④当时,r=2r ,rt ∂∂最大,长大最快；⑤长大过程中,小粒子溶解,大粒子长大,粒子总数减小,r 增加,更容易满足②,小粒子溶解更快；⑥温度T 升高,扩散系数D 增大,使rt ∂∂增大.所以当温度升高,大粒子长大更快, 小粒子溶解更快.五、(20分)已知新相地长大速度为：1、 试分析过冷度对长大速度地影响过冷度很小,∆gv 很小,∆gv 随过冷度地增加而增加,∆gv 越小长大速率越大,表明：长大速度u 与过冷度或者成正比,也就是当T 下降,过冷度增大,上升,长大速度u 增大.（1） 过冷度很很大,∆gv/kT 很大,exp(-∆gv/kT)→0,此时,温度越高长大速率越大,2、 求生长激活能过冷度很大时,exp(-∆gv/kT)→0,公式转化为0e x p ()Q kT μλν=-3 / 3 两边取对数,0exp()Q kT μλν=-则(ln )(1/)d Q K d T μ=-则为单个原子地扩散激活能,再乘以阿伏加德罗常数N 0,得生长激活能.。
材料科学基础第8章习题答案
第8章 习题答案8.2 什么叫相变？按照相变机理来划分，可分为哪些相变？相变：随自由能变化而发生的相结构的变化。
按相变机理可分为：成核-生长机理、连续型相变、马氏体相变、有序-无序转变。
8.10为什么在成核一生成机理相变中，要有一点过冷或过热才能发生相变? 什么情况下需过冷，什么情况下需过热，试证明之。
解：由热力学可知，在等温、等压下有：G H T S ∆=∆-∆在平衡条件下，0G ∆=，则有00H T S ∆-∆=，0/S H T ∆=∆式中： 0T 是相变的平衡温度；H ∆为相变热。
若在任意温度T 的不平衡条件下，则有0G H T S ∆=∆-∆≠若H ∆与S ∆不随温度而变化，将上式代入上式得：0000/T T T G H T H T H H T T -∆∆=∆-∆=∆=∆ 可见，相变过程要自发进行，必须有0G ∆<，则0/0H T T ∆∆<。
若相变过程放热（如凝聚、结晶等）0H ∆<。
要使0G ∆<，必须有0T ∆>，00T T T ∆=->，即0T T >，这表明系统必须“过冷”。
若相变过程吸热（如蒸发、熔融等）0H ∆>，要满足0G ∆<这一条件则必须0T ∆<，即0T T <，这表明系统要自发相变则必须“过热”。
8.13 铁的原子量为55.84 ，密度为 7.32 克 /cm 3，熔点为 1593 ℃，熔化热为 11495 J/mol ，固液界面能为 2.04×10-5 J/cm 2，试求在过冷度为 10 ℃、 100 ℃时的临界晶核大小并估计这些晶核分别由多少个晶胞所组成（已知铁为体心立方晶格，晶格常数a =3.05 nm)解: 当过冷度为10℃时337.311495108.0555.841866m V m H Tg cm J mol G J cm MT g mol ρ∆∆-⨯∆==⨯=-℃℃ 52*6322 2.0410 5.110518.05LS V r J cm r cm nm G J cm--⨯⨯=-=-=⨯=∆- 晶核体积：()3*143V r π= 晶胞体积：32V a = 因此，晶胞个数：()()3*373344 3.145133 1.95100.305r n a π⨯⨯===⨯个 当过冷度为100℃时 337.31149510080.555.841866m V m H Tg cm J mol G J cm MT g mol ρ∆∆-⨯∆==⨯=-℃℃ 52*7322 2.0410 5.110 5.180.5LS V r J cm r cm nm G J cm--⨯⨯=-=-=⨯=∆- 因此，晶胞个数：()()()33*43344 3.14 5.133 1.95100.305r n a π⨯⨯===⨯个 8.14 熔体析晶过程在 1000 ℃时，单位体积自由焓变化418 J/cm 3 ；在 900 ℃时是 2090 J/cm 3 。
(完整版)固态相变原理考试试题+答案
固态相变原理考试试题一、(20分)1、试对固态相变地相变阻力进行分析固态相变阻力包括界面能和应变能,这是由于发生相变时形成新界面,比容不同都需要消耗能量.（1）界面能：是指形成单位面积地界面时,系统地赫姆霍茨自由能地变化值.与大小和化学键地数目、强度有关.共格界面地化学键数目、强度没有发生大地变化,最小；半共格界面产生错配位错,化学键发生变化,次之；非共格界面化学键破坏最厉害,最大.（2）应变能①错配度引起地应变能（共格应变能）：共格界面由错配度引起地应变能最大,半共格界面次之,非共格界面最小.②比容差引起地应变能（体积应变能）：和新相地形状有关,,球状由于比容差引起地应变能最大,针状次之,片状最小.2、分析晶体缺陷对固态相变中新相形核地作用固相中存在各种晶体缺陷,如空位、位错、层错、晶界等,如果在晶体缺陷处形核,随着核地形成,缺陷将消失,缺陷地能量将给出一供形核需要,使临界形核功下降,故缺陷促进形核.（1）空位：过饱和空位聚集,崩塌形成位错,能量释放而促进形核,空位有利于扩散,有利于形核.（2）位错：①形成新相,位错线消失,会释放能量,促进形核②位错线不消失,依附在界面上,变成半共格界面,减少应变能.③位错线附近溶质原子易偏聚,形成浓度起伏,利于形核.④位错是快速扩散地通道.⑤位错分解为不全位错和层错,有利于形核.Aaromon总结：刃型位错比螺型位错更利于形核；较大柏氏矢量地位错更容易形核；位错可缠绕,割阶处形核；单独位错比亚晶界上位错易于形核；位错影响形核,易在某些惯习面上形成.（3）晶界：晶界上易形核,减小晶界面积,降低形核界面能二、(20分)已知调幅分解1、试分析发生调幅分解地条件只有当R（λ）＞0,振幅才能随时间地增长而增加,即发生调幅分解,要使R（λ）＞0,得且. 令R（λ）=0得λc—临界波长,则λ＜λc时,偏聚团间距小,梯度项很大,R（λ）＞0,不能发生；λ＞λc时,随着波长增加,下降,易满足,可忽略梯度项,调幅分解能发生.2、说明调幅分解地化学拐点和共格拐点,并画出化学拐点、共格拐点和平衡成分点在温度——成分坐标中地变化轨迹化学拐点：当G”=0时.即为调幅分解地化学拐点；共格拐点：当G”+2η2Y=0时为共格拐点,与化学拐点相比共格拐点地浓度范围变窄了,温度范围也降低了.3、请说明调幅分解与形核长大型相变地区别1、阐明建立马氏体相变晶体学表象理论地实验基础和基本原理（1）实验基础1 / 32 /3 ① 在宏观范围内,惯习面是不应变面（不转变、不畸变）；② 在宏观范围内,马氏体中地形状变形是一个不变平面应变；③ 惯习面位向有一定地分散度（指不同片、不同成分地马氏体）；④ 在微观范围内,马氏体地变形不均匀,内部结构不均匀,有亚结构存在（片状马氏体为孪晶,板条马氏体为位错）.（2）基本原理在实验基础上,提出了马氏体晶体学表象理论,指出马氏体相变时所发生地整个宏观应变应是下面三种应变地综合：① 发生点阵应变（Bain 应变）,形成马氏体新相地点阵结构.但是Bain 应变不存在不变平面,不变长度地矢量是在圆锥上,所以要进行点阵不变切变.② 简单切边,点阵不变非均匀切变,在马氏体内发生微区域变形,不改变点阵类型,只改变形状,通过滑移、孪生形成无畸变面.③ 刚体转动,①②得到地无畸变地平面转回到原来地位置去,得到不畸变、不转动地平面.用W-R-L 理论来表示：P 1=RPB,P 1为不变平面应变地形状变形,B 为Bain 应变、用主轴应变来表示,R 为刚体转动、可以用矩阵来表示,P 为简单应变.2、阐明马氏体相变热力学地基本设想和表达式地意义答：基本设想：马氏体相变先在奥氏体中形成同成分地体心核胚,然后体心核胚再转变为马氏体M.所以马氏体相变自由能表达式为：M M G G G γγαα→→→∆=∆+∆,式中：① M G γ→∆表示奥氏体转变为马氏体地自由能差.,此时温度为Ms 温度.② G γα→∆表示母相中形成同成分地体心核胚时地自由能变化,定义为T 0温度γ与α地平衡温度,,为T<T 0时,产生核胚地温度.③ MG α→∆表示体心核胚转变为马氏体M 而引起地自由能变化.消耗于以下几个方面：切变能（进行不变平面切变、改变晶体结构和形状地能量）；协作形变能（周围地奥氏体产生形变地能量）；膨胀应变能（由于比容变化而致）；存储能（形成位错地应变能、形成孪晶地界面能）；其他（表面能、缺陷能、能量场地影响等）.四、(20分)1、试解释沉淀相粒子地粗化机理由Gibbs-Thompson 定理知,在半径为r 地沉淀相周围界面处母相成分表达式： 2()()(1)m V C r C RTr αασ=∞-当沉淀相越小,其中每个原子分到地界面能越多,因此化学势越高,与它处于平衡地母相中地溶质原子浓度越高. 即：C （r 2）> C(r 1) .由此可见在大粒子r 1和小粒子r 2之间地基体中存在浓度梯度,因此必然有一个扩散流,在浓度梯度地作用下,大粒子通过吸收基体中地溶质而不断长大,小粒子则要不断溶解、收缩,放出溶质原子来维持这个扩散流.所以出现了大粒子长大、小粒子溶解地现象. 需要画图辅助说明！2、根据沉淀相粒子粗化公式：,分析粒子地生长规律（奥斯瓦尔德熟化）①当时,r=r ,rt ∂∂=0粒子不长大；②当时,r <r ,r t ∂∂<0小粒子溶解；③当时,r>r ,r t ∂∂>0粒子长大；④当时,r=2r ,r t ∂∂最大,长大最快；⑤长大过程中,小粒子溶解,大粒子长大,粒子总数减小,r 增加,更容易满足②,小粒子溶解更快；⑥温度T 升高,扩散系数D 增大,使rt ∂∂增大.所以当温度升高,大粒子长大更快, 小粒子溶解更快.五、(20分)已知新相地长大速度为：1、 试分析过冷度对长大速度地影响过冷度很小,∆gv 很小,∆gv 随过冷度地增加而增加,∆gv 越小长大速率越大,表明：长大速度u 与过冷度或者成正比,也就是当T 下降,过冷度增大,上升,长大速度u 增大.（1） 过冷度很很大,∆gv/kT 很大,exp(-∆gv/kT)→0,此时,温度越高长大速率越大,2、 求生长激活能过冷度很大时,exp(-∆gv/kT)→0,公式转化为0exp()Q kT μλν=-3 / 3 两边取对数,0exp()Q kT μλν=-则(ln )(1/)d Q K d T μ=-则为单个原子地扩散激活能,再乘以阿伏加德罗常数N 0,得生长激活能.。
- 1、下载文档前请自行甄别文档内容的完整性，平台不提供额外的编辑、内容补充、找答案等附加服务。
- 2、"仅部分预览"的文档,不可在线预览部分如存在完整性等问题,可反馈申请退款(可完整预览的文档不适用该条件!)。
- 3、如文档侵犯您的权益，请联系客服反馈,我们会尽快为您处理(人工客服工作时间：9:00-18:30)。
第一章奥氏体的形成1．从热力学出发，合金相可能存在哪几种状态？试举例说明。
答：按照热力学第二定律，隔离体系中，过程自发的方向为自由能降低的方向。
可以判断，体系处于自由能最低的状态为稳定状态。
照此规律，合金相可以分下述三种状态：1）稳定相：在体系中处于自由能最低的相。
例如，在室温存在的铁素体，在910～1394℃存在的奥氏体等；2）亚稳相：在体系中处于自由能较低且与最低自由能位的相由能垒相分隔的相。
例如，在室温存在的渗碳体，马氏体等；3）不稳定相：在体系中处于自由能较低且与稳定相和亚稳相之间无能垒相分隔的相。
例如，过冷奥氏体等。
2．综述奥氏体的主要性能。
（200字以内）答：奥氏体是碳溶于r Fe中的间隙固溶体，碳的溶入，使点阵发生畸变，从而点阵常数增大；虽然，大多合金元素为置换型的，但由于二者的原子半径不等，从而亦引起点阵畸变，上述因素均使奥氏体得到强化。
在钢的各种组织中，A的比容最小，而线膨胀系数最大，且为顺磁性，根据这些性能不仅可以定量分析奥氏体量，测定相对开始点，而且可以用来控制热处理变形及制作功能元器件。
A 的导热系数较小，仅比渗碳体大，为避免工件的变形，故不宜采用过大的加热速较低，易于塑性变形，故工件的塑性变形常常加热度。
由于奥氏体塑性好，σS到奥氏体单相区中进行。
C亚稳平衡图，说明加热时奥氏体的形成机理。
3．画出Fe-Fe3答：加热时，奥氏体的形成，是在固态下实现的相变，它属于形核长大型，是受扩散控制的。
1）奥氏体的形核（1）形核的成分、结构条件由 Fe—Fe3C 相图知，在A1温度C% 0.0218 6.69 0.77结构体心立方复杂斜方面心立方可见，转变前的二相与转变产物不仅在成分上，而且在结构上都很大差异。
所以，奥氏体的形核需同时满足成分、结构及能量上的要求。
（2）形核的自由能判据珠光体转变为奥氏体时，体系总的自由能变化为其中为Ａ与Ｐ的自由能差为晶体缺陷处形核时引起的自由能降低为弹性应变能为产生新相后引入的界面能由热力学知，在Ａ１温度，＝０，而、、均为正植，并且仅仅依靠缺陷以及能量起伏提供的能量，并不能使，所以相变必须在一定的过热度下，使得，才能得。
由此可见，相变必须在高于A1的某一温度下才能发生，奥氏体才能开始形核。
（3）形核位置鉴于相变对成分、结构以及能量的要求，奥氏体晶核将在F—Fe3C相界面上优先形成，这是由于：①如所前所述，晶界形核，可以消除部分晶体缺陷而使体系的自由能降低，有利于相变对能量的要求。
②相界面两边的碳浓度差大，较易获得与新相奥氏体相适配的碳浓度，况且碳原子沿晶界扩散也较晶内为快，从而加速了奥氏体的形核。
③晶界处，原子排列较不规则，易于产生结构起伏，从而由bcc改组成fcc。
一旦在相界面处形成奥氏体核心，则产生三相平衡，且晶核的生长随之开始。
２）奥氏体晶核的生长由于P→A的转变是扩散型相变，且相变是在较高温度下进行的，二相的自由能差较小，故奥氏体的生长主要受控于C、Fe原子的扩散，根据 Fick第一定律，扩散通量与浓度梯度成正比，且向着浓度降低的方向进行，所以我们只要分析相界面处与奥氏体晶核内部的浓度梯度，就可预测晶核长大的趋势。
由Fe-Fe3C相图知（相图略），P→A时，将产生两个相界面α＋γ、γ+Fe3C，而α＋Fe3C相界面消失，各界面处的浓度为：（最大）（最小）（中等）从而在γ相内产生碳浓度差（虽然在α相内亦存在浓度梯度，但比起γ相内的要小的多，故予以忽略），从而产生浓度梯度，引起碳的扩散；扩散的结果，↘，↗，这就破坏了该温度下、相界面处Ｃ原子的平衡，为了得到这种平衡，在相界面处，必须通过溶入奥氏体，使↗，则奥氏体向推进了一段距离；与此同时，在相界面处，必须通过，使↘，则奥氏体又向推进一段距离，从而实现了奥氏体晶核的生长。
由于相界面处的浓度差远大于相界面处的浓度差，奥氏体向铁素体推进的速度远大于向推进的速度，所以在奥氏体生长过程中，往往是铁素体优先消失，而有剩余。
３）残留Fe3C的溶解由于残留Fe3C中的C通过扩散进入奥氏体，而A中的Fe则通过扩散，进入Fe3C阵点，随之Fe3C中的C浓度降低，使得复杂斜方结构变得不稳定，逐渐改组为面心立方点阵，实现了残留奥氏体的溶解。
４）奥氏体成分的均匀化综上所述，珠光体转变为奥氏体的过程是一个形核长大的过程，是受扩散控制的。
由于相变对成分、结构、能量的要求，A首先在α/Fe3C相界面上形核，从而产生α/γ，γ/Fe3C二个相界面。
奥氏体晶核借助于相界面上的浓度差而产生的浓度梯度，通过扩散生长。
在A生长过程中，铁素体优先消失，残留渗碳体则借助于Fe、C原子的扩散进一步溶解，最后经过Fe、C原子在A内部的进一步扩散，而得到成分均匀的奥氏体。
4．综述奥氏体晶粒度的概念，说明如何加热可得到细晶奥氏体。
答：晶粒度——晶粒大小的尺度，共分8级，1～4级为粗晶粒；5～8级为细晶粒。
超过8级的为超细晶粒。
可分为下述三种：①起始晶粒度。
奥氏体转变刚刚完成，其晶粒边界刚刚接触时的晶粒大小。
一般地讲，这时的奥氏体由一批晶粒大小不一，晶粒易弯曲的晶粒组成。
②实际晶粒度：在某一加热条件下最终获得的奥氏体晶格大小。
它基本决定了热处理后的晶粒大小及该加热条件下奥氏体的性能。
③本质晶粒度：在一定热条件下，奥氏体晶粒长大的倾向，它基本上由钢材冶炼时的脱氧方法所决定。
条件：930±10℃，保温3～8小时，晶粒度为1～4级，本质细晶结构，而5～8级则为本质细晶粒钢。
5．设γFe的点阵常数为3.64 Ǻ，C的原子半径为0.77 Ǻ，解：若平均2.5个γFe晶胞中溶入一个C原子，则单胞的相对膨胀量为多大？解：依题意，γFe的点阵常数Ǻ，设γFe的八面体间隙半径为r，则Ǻ，碳原子进入八面体间8隙后，八面体间隙胀大的体积为Ǻ3，故相对膨胀量为。
答：（略）第二章珠光体相变1．试对珠光体片层间距随温度的降低而减小作出定性的解释。
答：S与ΔT成反比，且，这一关系可定性解释如下：珠光体型相变为扩散型相变，是受碳、铁原子的扩散控制的。
当珠光体的形成温度下下降时，ΔT增加，扩散变得较为困难，从而层片间距必然减小（以缩短原子的扩散距离），所以S与ΔT成反比关系。
在一定的过冷度下，若S过大，为了达到相变对成分的要求，原子所需扩散的距离就要增大，这使转变发生困难；若S 过小，则由于相界面面积增大，而使表面能增大，这时ΔGV不变，σS增加，必然使相变驱动力过小，而使相变不易进行。
可见，S与ΔT必然存在一定的定量关系，但S与原奥氏体晶粒尺寸无关。
2．解释珠光体相变属扩散型相变。
答：3．分析珠光体相变的领先相及珠光体的形成机理。
答：从热力学上讲，在奥氏体中优先形成α相或Fe3C相都是可能的，所以分析谁是领先相，必须从相变对成分、结构的要求着手，从成分上讲，由于钢的含碳量较低，产生低碳区更为有利，即有利于铁素体为领先相；但从结构上讲，在较高温度，特别在高碳钢中，往往出现先共析Fe3C相，或存在未溶Fe3C微粒，故一般认为过共析钢的领先相为Fe3C，而共析钢的领先相并不排除铁素体的可能性。
珠光体形成时，在奥氏体中的形核，符合一般的相变规律。
即母相奥氏体成分均匀时，往往优先在原奥氏体相界面上形核，而当母相成分不均匀时，则可能在晶粒内的亚晶界或缺陷处形核。
珠光体依靠碳原子的扩散，满足相变对成分的要求，而铁原子的自扩散，则完成点阵的改组。
而其生长的过程则是一个“互相促发，依次形核，逐渐伸展”的过程，若在奥氏体晶界上形成了一片渗碳体（领先相为片状，主要是由于片状的应变能较低，片状在形核过程中的相变阻力小），然后同时向纵横方向生长，由于横向生长，使周围碳原子在向渗碳体聚集的同时，产生贫碳区，当其C%下降到该温度下xα/k浓度时，铁素体即在Fe3C—γ相界面上形核并长成片状；随着F的横向生长，又促使渗碳体片的形核并生长；如此不断形核生长，从而形成铁素体、渗碳体相相同的片层。
形成片状的原因，一般以为：片状可以大面积获得碳原子，同时片状扩散距离短，有利于扩散。
当形成γ—α，γ—cem相界面以后，在γ的相界面上产生浓度差xγ/α>x γ/k从而引起碳原子由α前沿向Fe3C前沿扩散，扩散的结果破坏了相界面γ，C浓度的平衡（在γ—α相界面上，浓度低于平衡浓度xγ/α而γ—Fe3C相界面上，浓度则高于xγ/k，为了恢复碳浓度的平衡，在γ—α相界面上形成α，γ—cem相界面上形成Fe3C，从而P实现纵向生长。
铁素体的横向生长，由于其两例渗碳体片的形成而终止，渗碳体的横向生长亦然，故P片的横向生长很快停止，而纵向生长继续，直到与另一方向长来的P 相遇为止。
这就形成了层片状的珠咣体。
随着温度的降低，碳原子的扩散能力下降，从而形成的铁素体、渗碳体片逐渐变薄缩短，片层间距缩短。
由片状P→S→F。
4．分析珠光体相变的影响因素第三章马氏体相变1．试述马氏体相变的主要特征，并作简要的分析说明。
2．分析马氏体的性能及其与马氏体结构的关系。
3．假设马氏体相变时原子半径不变，试计算45钢中发生马氏体相变时的体积变化。
4．试分析影响MS点的主要因素。
5．按形成方式分类，马氏体相变有哪几种类型，各有何特点？6．何为奥氏体稳定化现象？热稳定化和力学稳定化受哪些因素的影响？在生产上，如何利用奥氏体稳定化规律改善产品的性能。
试根据变形时的临界分切应力，分析位错型马氏体和孪晶型马氏体的成因及其惯习面的变化规律。
7. 试计算45（含0.45%C）钢淬火时由组织转变引起的体积相对膨胀量。
（已知铁和碳的原子半径分别为1.25和0.77 ；铁和碳的原子量分别为55.847和12.011）复习思考题三马氏体相变1．试述马氏体相变的主要特征，并作简要的分析说明。
2．分析马氏体的性能及其与马氏体结构的关系。
3．假设马氏体相变时原子半径不变，试计算45钢中发生马氏体相变时的体积变化。
4．试分析影响M S点的主要因素。
5．按形成方式分类，马氏体相变有哪几种类型，各有何特点？6．何为奥氏体稳定化现象？热稳定化和力学稳定化受哪些因素的影响？在生产上，如何利用奥氏体稳定化规律改善产品的性能。
试根据变形时的临界分切应力，分析位错型马氏体和孪晶型马氏体的成因及其惯习面的变化规律。
7．试计算45（含0.45%C）钢淬火时由组织转变引起的体积相对膨胀量。
（已知铁和碳的原子半径分别为1.25和0.77 ；铁和碳的原子量分别为55.847和12.011）复习思考题四1．试述贝氏体的形貌特征及其形成的条件。
2．试比较贝氏体、珠光体和马氏体相变的异同。
3．简述几种主要贝氏体的转变机理。
4．试分析影响贝氏体性能的因素复习思考题五1．试设计一种应用金相法测定某种钢的TTT曲线的试验。
2．大型钢件淬火时，为何会出现逆硬化现象？3．如何应用TTT图估计钢的临界淬火速度？复习思考题六1．简述回火第一阶段发生的组织转变，电阻率在此阶段有何变化？2．简述第三阶段所发生的组织转变，为什么淬回火马氏体的板条形态可以保持到较高温度？3．简述合金元素对提高钢的回火抗力的作用。