固态相变习题与解答.
固态相变考试题
固态相变考试题⼀、名称解释(10分，每题2分)1．回⽕马⽒体答：淬⽕钢在低温回⽕时得到的组织。
2．回⽕脆性答：随回⽕温度升⾼，⼀般是钢的强度、硬度降低，塑性升⾼，但冲击韧性不⼀定总是随回⽕温度升⾼⽽升⾼，有些钢在某些温度回⽕时，韧性反⽽显著下降的现象。
3．组织遗传答：合⾦钢构件在热处理时，常出现由于锻压、轧制、铸造、焊接等⼯艺⽽形成的原始有序粗晶组织。
这些⾮平衡的粗晶有序组织（马⽒体、贝⽒体、魏⽒组织等）在⼀定加热条件下所形成的奥⽒体晶粒继承或恢复原始粗⼤晶粒的现象，称为组织遗传。
4．时效答：过饱和的固溶体在室温放置或加热到⼀定温度下保持⼀段时间，使得溶质原⼦在固溶体点阵中的⼀定区域内析出、聚集、形成新相，引起合⾦的组织和性能的变化称为时效。
5．形状记忆效应答：将某些⾦属材料进⾏变形后加热到某⼀特定温度以上时，能⾃动回复到原来的形状的效应。
6. ⼆次硬化现象当M中K形成元素含量⾜够多时，500°C以上回⽕会析出合⾦碳化物，细⼩的弥散分布的合⾦K将使已经因回⽕温度升⾼⽽下降的硬度重新升⾼，故称⼆次硬化。
7. 晶粒度设n为放⼤100倍时每645mm2(lin2)⾯积内的晶粒数，则下式中的N被⽤来表⽰晶粒⼤⼩的级别，被称为晶粒度。
N=2N-1⼆、填空：(20分，每空0.5分)1. 马⽒体转变时K-S关系是指｛110｝α’ || ｛111｝γ(晶⾯关系)，﹤111﹥α’|| ﹤110﹥γ(晶向关系)。
2. 奥⽒体是碳溶于γ－Fe固溶体，碳原⼦位于⼋⾯体中⼼位置，钢中马⽒体是碳溶于a －Fe过饱和固溶体，具有体⼼正⽅点阵点阵。
3. 固相界⾯根据其共格性有共格，半共格，⾮共格，其中⾮共格界⾯的弹性应变能最⼩。
4. M回⽕加热时，回⽕转变过程依次为 M中碳原⼦的偏聚和聚集，M的分解，残余A分解，碳化物类型变化，a相回复与再结晶。
5. 由淬⽕时造成的三类内应⼒在回⽕时，随着回⽕温度的升⾼，三类应⼒消失或减⼩的顺序和原因为：第三类应⼒，原因是M分解，造成碳原⼦析出;第⼆类应⼒，原因是碳化物的析出；第⼀类应⼒，原因是 a相再结晶。
固态相变B09答案
一.填空题（每空1分，共10分）1、在钢的各种组织中，奥氏体的比容最小（选填大还是小）。
可利用这一点调整残余奥氏体的量，以达到减少（选填减少还是增大）淬火工件体积变化的目的。
2、化学热处理的基本过程是——分解————、、———吸收———、————扩散————。
2、钢的淬透性主要取决于——临界淬火冷却速度———，钢的淬硬性主要取决于————含碳量—。
3、贝氏体主要有_上贝氏体__和__下贝氏体__两种，其中 _下_贝氏体强韧性好。
二．单项选择题（每题2分，共20分，将答案填入下表）A.氧化B.脱碳C.过热D.过烧2、防止或减小高温回火脆性的较为行之有效的方法是（）A．回火后缓冷B．回火后空冷C．回火后水冷或油冷D．回火后保温3、下列对珠光体团的描述中正确的是：（）A．珠光体团就是铁素体和渗碳体的混合物B．珠光体团就是由一层（片）铁素体和一层（片）渗碳体所组成的区域C．一个奥氏体晶粒所占区域转变成珠光体后。
就称为珠光体团D．珠光体中由层（片）方向大致相同的区域称为珠光体团4、某钢的A C3为780℃，如在820℃保温并随炉冷却。
此工艺最有可能属于A．完全退火B．再结晶退火C．扩散退火D．球化退火5、对奥氏体实际晶粒度的描述中不正确的是：（）A．某一热处理加热条件下所得到的晶粒尺寸B．奥氏体实际晶粒度比起始晶粒度大C．加热温度越高实际晶粒度也越大D．奥氏体实际晶粒度与本质晶粒度无关6、在A1温度以下发生的P转变，奥氏体与铁素体界面上的碳浓度___奥氏体与渗碳体界面上碳浓度，引起奥氏体中的碳的扩散。
A.低于B.高于C.等于D.小于等于7、在A1下，_____的过冷奥氏体最稳定。
A.亚共析钢B.共析钢C.过共析钢8、贝氏体转变时，由于温度较高，会存在____的扩散。
A.铁原子B.碳原子C.铁和碳原子D.合金元素9、某些钢淬火后在500～650℃回火后硬度又增加的现象称为____ 。
A.二次硬化B.回火抗性C.二次淬火D.孪晶马氏体反稳定化10、铝合金Al—Cu在一般情况下，其时效次序为____。
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。
《固态相变理论》作业2
②惯习面和不变平面： 马氏体往往在母相的一定晶面上开始形成，这一定的晶面 即称为惯习面。马氏体和母相的相界面，中脊面都可能成为惯习面。钢中： <0.5%C，惯习面为{111}γ ；0.5～1.4%C，为{225}γ ；1.5～1.8%C，为{259}γ 。 直线划痕在倾动面处改变方向，但仍保持连续，且不发生扭曲。说明马氏体与母 相保持切变共格，惯习面未见宏观可测的应变和转动，即惯习面为不变平面。③ 不变平面应变： 倾动面一直保持为平面。发生马氏体相变时，虽发生了变形， 但原来母相中的任一直线仍为直线， 任一平面仍为平面， 这种变形即为均匀切变。 造成均匀切变且惯习面为不变平面的应变即为不变平面应变。 （ 3 ） 马 氏 体 和 奥 氏 体 具 有 一 定 的 位 向 关 系 ① K-S 关 系 ： (G.Kurdyumov-G.Sachs) {111}γ ∥{110}M；<110>γ ∥<111>M 1.4％C 钢，由 于 3 个奥氏体<110>γ 方向上(每个方向上有 2 种马氏体取向)可能有 6 种不同的 马氏体取向，而奥氏体的 {111}γ 晶面族中又有 4 种晶面，从而马氏体共有 24 种取向（变体） 。②西山关系： (Z.Nishiyama){111} γ ∥ {110}M ； <112> γ ∥ <110>M Fe-30％Ni 合金，按西山关系，在每个{111}γ 面上，马氏体可能有 3 种取向，故马氏体共有 12 种取向（变体）③G-T 关系(Greninger-Troiano)和 K-S 关系略有偏差 {111}γ ∥{110}M 差 10 ；<110>γ ∥<111>M 差 20； Fe-0.8％ C-22％Ni 合金④K-N-V 机制（P.M.Kelly-J.Nutting-J.A.Venables）为了研究奥氏体 向马氏体的转变， 人们采用了各种金相法和 x 光衍射法，所得到的结果可以作为 反应过程中关于原子迁移的早期理论的基础。但是要对理论加以改进，我们还要 求有新的实验方法和得到更多的实验事实。随着薄膜技术的发展，已经运用透射 电子显微镜和电子衍射进行了广泛的研究。人们进一步发现，在钴，镍铬不锈钢 和高锰钢中，层错可能是马氏体的核心，面心立方的奥氏体(γ )要经过一个六角 密集结构的中间状态ε 之后才转变成体心立方的马氏体α ’ 。从电子显微镜可 以看到，马氏体总是在与ε 相接壤处出现，特别是在两片ε 相相交处出现。因 此，Kelly 等提出了这类合金相变的顺序是γ -ε -α ’ 。
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.。
川大金属固态相变试题
一．问答题
1.金属固态相变时，新相与母相的界面可以形成那几种类型？（共格，半共格，非共格）
2.临界形核功的大小对新相形核有何影响？主要影响因素有那些？()
3.什么事奥氏体的实际晶粒度和本质晶粒度，有何差异？（倾向）
4.什么事组织遗传，产生原因，如何预防？
5.珠光体有哪两种组织形态，形成过程有何区别？
6.什么是淬火钢的回火脆性（回火脆性的现象，类型，产生原因）？
7.贝氏体有哪三种种组织，表述它们的结构特征。
8.条幅分解的热力学条件和基本特点(偏导)
二．简述题
1．简述什么是相间沉淀，产生的条件以及对钢的力学性能有何作用.
2．已知有一种含V和Mo的合金钢，淬火后在400-600℃范围内回火，请分析器相变特点及相变产物的可能，在550℃回火时硬度提高的原因。
（强C合金元素）
三．图片分析
1
组织特点，形成过程，如何避免？
2.左图是低碳钢淬火后的金相组织
（1）是什么相变获得的组织，改相变的基本特点是是什么？
（2）该租住的类型和结构特点
四．有一含碳量为1.2wt％的碳钢
(1)要求淬火后获得细小的组织和良好的力学性能，奥氏体化温度选择在Acl-Acm之间，从相变的角度说明其道理.（奥氏体中残余渗碳体，使马氏体中C含量低，晶粒小）
(2)经（1）的奥氏体化，淬火后的组织结构类型和特点。
(3)在100-700℃之间回火时，不同回火温度下的组织转变过程，相组成，所得的组织名称。
(4)力学性能（强度和韧性）随回火温度变化的规律和特点。
(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.。
固态相变习题(一)
相变原理习题一、选择题1、使TTT曲线左移的因素有___________ 。
A 增加亚共析钢中含碳量B 提高钢中含钨量C 增加钢中含铜量D 使奥氏体产生塑性变形2、能使钢中马氏体转变开始温度（Ms）升高的因素有__________ 。
A 降低含Ni钢中的Ni含量B 降低钢中含碳量C 增大冷却速度D 提高加热温度3、高碳马氏体的形貌特征及亚结构是__________ 。
A 板条状及位错B 凸透镜状及位错C 凸透镜状及孪晶4、加热时Fe3C全部溶入A的温度是__________ 。
A A c1B A c3C A ccm5、上贝氏体贝氏体的强度，韧性下贝氏体。
A 高于优于B 高于不如C 低于优于D 低于不如6、中碳钢淬火后高温回火，可获得优良的综合机械性能。
又称为。
A 固溶处理B 调质C 热稳定化D 时效7、出现了高温回火脆性后，如重新加热到650℃以上，然后快冷至室温，消除脆化。
在脆化消除后，再在450 650℃加热快冷再发生脆化。
A 可可B 可不C 不可可D 不可不8、W18Cr4V在560℃回火后，在冷却过程中在250℃稍作停留，残余奥氏体将不再转变为马氏体，这一过程称为。
A 催化B 相变C 逆转变D 稳定化9.奥氏体核的长大是依靠____的扩散, 奥氏体(A)两侧界面向铁素体(F)及渗碳体(C)推移来进行的.(a)铁原子 (b)碳原子 (c)铁碳原子 (d)溶质原子10.亚共析钢在A C3下加热后的转变产物为___.(a) F (b) A (c) F+A (d) P+F11.提高钢中马氏体转变开始点（Ms）的因素有__________ 。
(a) 降低含Ni钢中的Ni含量 (b) 降低钢中含碳量 (c) 增加冷却速度 (d) 提高奥氏体化温度12.低碳马氏体的形貌特征及亚结构是__________ 。
(a) 板条状及位错 (b) 凸透镜状及位错 (c) 凸透镜状及孪晶13.共析钢在奥氏体的连续冷却转变产物中，不可能出现的组织是__________ 。
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1、解释下列名词：自扩散、化学扩散、间隙扩散、置换扩散、互扩散、晶界扩散、上坡扩散2、什么叫原子扩散和反应扩散?3、什么叫界面控制和扩散控制?试述扩散的台阶机制?[简要解答] 生长速度基本上与原子的扩散速率无关，这样的生长过程称为界面控制。
相的生长或溶解为原子扩散速率所控制的扩散过程称为扩散控制。
如题3图，α相和β相共格，在DE、FG处，由于是共格关系，原子不易停留，界面活动性低，而在台阶的端面CD、EF处，缺陷比较多，原子比较容易吸附。
因此，α相的生长是界面间接移动。
随着CD、EF的向右移动，一层又一层，在客观上也使α相的界面向上方推移，从而使α相生长。
这就是台阶生长机制，当然这种生长方式要慢得多。
题3图台阶生长机制4、扩散的驱动力是什么?什么是扩散热力学因子?5、显微结构的不稳定性主要是由哪些因素造成的 ?6、什么是Gibbs-Thomson效应?写出其表达式。
7、什么是Ostwald Ripening Process ? 写出描述其过程的表达式，总结其过程规律 ?8、在500℃时，Al在Cu中的扩散系数为2.6×10-17 m2/s，在1000℃时的扩散系数为1×10-12 m2/s。
求：1）这对扩散偶的D0、Q值；2）750℃时的扩散系数。
9、当Zn向Cu内扩散时，已知：X点处的Zn含量为2.5×10-17 a/cm3，在离X点2mm 处的Y 点，在300℃时每分钟每mm2要扩散60个原子。
问：Y点处的Zn浓度是多少?10、将Al扩散到硅单晶中，问：在什么温度下，其扩散系数为10-14 m2/s ? (已知：Q = 73000 cal./mol, D0 = 1.55×10-4 m2/s )11、在1127℃某碳氢气体被通入到一低碳钢管（管长1m，管内径8 mm，外径12 mm）。
管外保持为纯氢气氛，有可能使管外表面的碳活度降低到最低限度。
假设在碳氢气体中的碳活度是很高的，以致于在气氛中有固体颗粒碳。
已知：在1127℃时，碳的扩散系数为D = 6×10-6 cm 2/s 。
试计算通碳氢气体100小时后，会有多少碳扩散到管的外面来 ? [简要解答] 该题是二维稳态扩散，可应用公式：)/ln(21212r r C C D l dt dm -⋅⋅-=π 现已知：l=100cm, r 1=0.8cm, r 2=1.2cm, C 2=0, t=36×104 s.应该注意：左右两边的量纲单位要统一。
已知条件中的单位要换算。
由Fe-C 相图知，1400K 时C 在奥氏体中最大固溶度为2%（质量分数）， ∴)/(15.08.7985.22231cm g C =+= （C 的密度为2.5g/cm 3 ,Fe 的密度7.8 g/cm 3 ）将已知条件代入公式得到：M = 2 × 3.1416 × 100 × 6 × 10-6 × ( 0.15 / ln1.5 ) × 36 × 104 ≈ 502 (g)答：100小时后，将有约502 g 的碳扩散到管外来。
12、有一容器，其外层是低碳钢，里层为不锈钢。
里层的厚度是外层的1/100。
现容器内充有氢气。
已知：在试验温度下，低碳钢为α相，不锈钢为γ相；在这温度下氢气在α、γ两相界面处的重量百分浓度分别为C α=0.00028%，C γ=0.00045% ；并假设在试验温度下，D α=100 D γ。
试问哪一层对阻止氢气的向外扩散起了决定性作用 ?[简要解答] 这是两相系统中的稳态扩散问题，且该两层厚度与扩散物质H 无关。
所以有：γγγαααD f l D f l a a dt dm A ⋅+⋅-=⨯211 扩散物质的流量主要决定于具有最大D f l /⋅值的那个相，即这个相对扩散物质具有最大的阻力，所以在只要计算比较两个相的D f l /⋅值，就可以知道了。
因为γαl l 100=，γαD D 100=。
因为c f a ⋅=， 对外层低碳钢：00028.01100100⋅⋅=⋅⋅=⋅γγαγγαααD a l C D a l D f l i i 对里层不锈钢：00045.01⋅⋅=⋅⋅=⋅γγγγγγγγDa l C D a l D f l i i 所以，外层低碳钢/里层不锈钢 = 61.100028.000045.000045.0100028.01== 因此，外层低碳钢对阻止氢气的向外扩散起了决定性作用。
13、某低合金过共析钢（含0.9%C ）被加热到800℃，形成了奥氏体组织，然后被快速冷却到A 1温度以下保温，直到完全转变成珠光体组织。
因为是过共析钢，所以在珠光体转变前有自由渗碳体析出，会沿着晶界析出一层厚的渗碳体，损害钢的性能。
已知：在550℃、650℃珠光体转变完成时间分别为10秒和10分钟。
试计算在550℃转变的危害性大，还是650℃时转变的危害性大 ?[简要解答] 用晶界薄膜沉淀公式，在两温度下比较它们的2l 的值：22221211222212112221)()()()(600s 65010s 550(t W D t W D t x D t x D l l ⋅∆⋅∆=⋅∆⋅∆=）℃，（）℃， 取)RT /148000exp(372.0-=D 公式计算D 值。
由Fe-C 相图查得：650℃时，%6.0/=cem W γ；550℃时，%4.0/=cem W γ。
∴ 096.0923314.8148000e x p 372.0823314.8148000e x p 372.021=⎪⎭⎫ ⎝⎛⨯-⎪⎭⎫ ⎝⎛⨯-=D D , ()92560.090.040.090.0/221=⎪⎭⎫ ⎝⎛--=∆∆W W ∴ 200160010925096.02221≈⨯⨯=l l 由此可知：650℃时转变要比550℃时转变危害性大。
14、一种没有合金化的具有粗大片状石墨的灰口铸铁，以相当缓慢的冷却速率通过A 1温度。
发现其组织特点为：金属基体相主要是珠光体，但是每一片石墨都被一层先共析铁素体包围。
假设通过试验已经知道，需要作为珠光体形核核心的渗碳体，直到710℃还不可能形成，另一方面，铁素体却很容易形核，如果冷却速率为1K / min 。
取C 的扩散系数为： D α=0.02exp(–Q / RT)， Q=83600 J / mol 。
计算一下会形成多厚的铁素体层。
作为近似计算，可认为是在中间温度区间的一个等温反应过程。
如果是球状石墨周围形成了所谓的牛眼状铁素体（如题14图），在放大500倍条件下，经测量铁素体平均厚度为6.5mm ,在以上条件下，试估算其冷却速率。
题14图 铸态球铁珠光体+铁素体+球状石墨（500X ）[简要解答] 用新相在原两旧相间形成长大（书2.30式），根据题目改变符号有：lx x x D dt dl ⋅-∆⋅-=)(αγγααα∴ t x x x D l ⋅-∆⋅=)(22αγγαα ， 等温温度T 取（723+710）/2 = 717；因为速度V 为1K / min ，所以等温时间t = ΔT/V = (723-710) / 1 = 13min 。
取：αx ∆=0.025,γx =0.85,αγx =0.025。
这里分子、分母都有浓度，所以可直接用质量分数代入就可。
经计算D α = 0.74×10-6 cm 2/s 。
将有关数据代入公式得：6013025.085.0025.01074.0262⨯⨯-⨯⨯⨯=-l ，∴cm l 0059.0= 对于如图所示的牛眼状铁素体，经测量牛眼状铁素体环形厚度为6.5mm ,放大500倍，所以实际厚为0.013mm 。
求冷却速率，先需求得时间t 。
（图的倍数已不正确了）025.01074.020013.0)025.085.0(62⨯⨯⨯⨯-=-t ，t = 37.7s ∴ V = ΔT / t = 13 / 37.7 = 0.345 K / s = 20.7 K / min如采用原题片状铁素体的条件，采用球状长大相公式，求平均扩散距离R 2 ：6/166/12025.01025.060131074.022⎪⎭⎫ ⎝⎛-⋅⨯⨯⨯⨯=⎪⎪⎭⎫ ⎝⎛-∆⋅=-αβααx x x t D RR 2 = 0.0125cm (边界条件并不很吻合，因为C 原子同时向石墨和奥氏体中扩散) 根据照片设球形石墨的平均半径与牛眼状铁素体环形厚度相当，牛眼状铁素体环形厚度=R 2 – r(部分球形石墨)= 0.0125 - 0.0059 = 0.0066cm15、为避免镍和钽直接反应，在镍和钽片中间插入一层厚0.05cm 的MgO ，如题15图所示。
在1400℃时，Ni 离子将通过MgO 层向钽片扩散，试计算Ni 离子每秒的扩散量。
已知Ni 离子在MgO 中的扩散系数为9×10-12 cm 2 / s ，在1400℃时，Ni 的点阵常数是3.6×10-8 cm 。
题15图 镍通过MgO 层的扩散偶[简要解答] 在Ni/MgO 界面上，Ni 为100%，或：322381057.8)106.3(4)/(cm atom s cm unitcell atom sNiMgO Ni C ⨯=⨯=- 在Ta/MgO 界面上，Ni 为0%，这样，浓度梯度就可得到：cm cm atoms cm cm atoms xc ⋅⨯-=⨯-=∆∆3243221071.105.01057.80Ni 原子通过MgO 层的扩散流量为：133242121054.11071.1)/109(⨯=⎪⎭⎫ ⎝⎛⋅⨯-⨯=∆∆-=-cm cm atoms s cm x c D J [Ni 原子/（cm 2〃s ）] Ni 原子在每秒通过2cm ×2cm 界面的总量为：132131016.6)2)(2(1054.1⨯=⎪⎭⎫ ⎝⎛⋅⨯=cm cm s cm atoms J （Ni 原子/ s ） Ni 原子从Ni/MgO 界面上每秒离开的量：s cm /1072.01057.81016.6392213-⨯=⨯⨯ 或Ni 层厚度的每秒减少的量：s cm cms cm /108.14/1072.01039--⨯=⨯ 如10-4 cm 的Ni 层要扩散消失，需时间为： h s scm cm 154556000/108.110104==⨯--16、直径3cm 、长10cm 管子，一端装有浓度为0.5×1020atoms/cm 3的氮（N ）和0.5×1020atoms/cm 3的氢（H ），另一端装有1.0×1018atoms/cm 3的氮和1.0×1018atoms/cm 3的氢，中间用一体心立方结构的铁膜片隔开，如题16图所示。