固態(tài)相變習(xí)題與參考解答-資料下載頁
2025-03-24 23:52本頁面
【正文】 ∴ 計(jì)算結(jié)果表明：加入1%Mn降低了碳的活度，使石墨化驅(qū)動力有所降低。 2不同截面尺寸的Al5%Cu合金試樣在單相區(qū)淬火加熱固溶處理，急劇快冷。根據(jù)圖示結(jié)果給出Al5%Cu合金下述固溶體點(diǎn)陣常數(shù)和硬度變化特征的分析：（1）在單相區(qū)的淬火加熱溫度相同，但不同截面試樣淬火后固溶體點(diǎn)陣常數(shù)不同；（2）；（3）時(shí)效開始階段硬度下降。[簡要解答] （1）、（2）：不同截面的試樣，冷卻速度不同，導(dǎo)致過飽和的空位濃度不同，所以使固溶體的點(diǎn)陣常數(shù)不同。另外，高溫的快速冷卻，存在很大的熱應(yīng)力。兩組試樣的的點(diǎn)陣常數(shù)之差隨時(shí)效時(shí)間的增加而減少，這是熱應(yīng)力在過程中不斷地消除的緣故。大直徑試樣由于存在過飽和空位濃度，空位和溶質(zhì)原子對結(jié)合，形成了GP區(qū)，所以其點(diǎn)陣常數(shù)要比純鋁點(diǎn)陣常數(shù)大。（3）時(shí)效初期硬度下降，這與回復(fù)的發(fā)生有關(guān)。在淬火與測量之間的時(shí)間間隔內(nèi)，就已經(jīng)發(fā)生了自然時(shí)效的效果，但在時(shí)效初期，可產(chǎn)生回復(fù)現(xiàn)象，所以固溶體產(chǎn)生短暫的軟化傾向，表現(xiàn)為時(shí)效開始階段硬度下降。 某合金相形核核胚呈球形。設(shè)為臨界晶核自由能，為臨界晶核體積，系統(tǒng)自由能變化。試證明： 。[簡要解答] ∵ ∴ ,令該式等于0，則得：， 3試述具備熱彈性馬氏體合金的必要條件及機(jī)理。[簡要解答] 具備熱彈性馬氏體合金的必要條件：熱滯值很小，相變能量小，馬氏體和母相的比容接近，切變量較小，具有馬氏體相變的可逆性。機(jī)理：發(fā)生熱彈性馬氏體相變時(shí)，馬氏體長大有一種化學(xué)力和機(jī)械彈性力之間的平衡。冷卻時(shí)，化學(xué)力增大，使M長大，直到彈性應(yīng)變能與化學(xué)驅(qū)動力平衡；如加熱時(shí)，化學(xué)力減少，由于應(yīng)變能是彈性的，所以界面會后退，M縮小。其界面是可滑動的。 3假設(shè)在固態(tài)相變過程中，新相形核率和長大率G為常數(shù)，經(jīng)t時(shí)間后所形成新相的體積分?jǐn)?shù)X可用JohnsonMehl方程來描述，即：。已知形核率= 1000/ cm3?s，長大率G=3105cm/s。試計(jì)算：（1）發(fā)生相變速度最快的時(shí)間；（2）過程中的最大相變速度；（3）獲得50%轉(zhuǎn)變量所需的時(shí)間。[簡要解答] 問題比較簡單，只是正確進(jìn)行數(shù)學(xué)運(yùn)算和對概念的正確立即即可。（1）對JohnsonMehl方程求導(dǎo)：令二階導(dǎo)數(shù)為0，可得到：（2）將t = 403s代入一階導(dǎo)數(shù)，可求得最大相變速率：= 103 cm2 / s（3） ∴ t = 395 s3試用能量或擴(kuò)散觀點(diǎn)解釋下列現(xiàn)象：（1）過飽和固溶體脫溶過程中，往往會產(chǎn)生中間過渡相。（2）脫溶沉淀相的形貌有球狀、片狀、針狀等形態(tài)。（3）AlAg等時(shí)效合金往往在晶界附近產(chǎn)生無沉淀析出區(qū)。（4）含有第二相粒子耐熱合金的設(shè)計(jì)，對第二相組元的擴(kuò)散系數(shù)D、第二相與基體的界面能σ、第二相組元在基體中的固溶度C0 ，一般都要求盡可能地小。（5）晶界先共析鐵素體增長的動力學(xué)為線性，而增厚動力學(xué)是拋物線關(guān)系。（6）位錯(cuò)促進(jìn)相變形核。[答案要點(diǎn)] （1）固溶體中直接脫溶出穩(wěn)定相，從化學(xué)能角度是有利的，因?yàn)閮烧叩摩V最大。但是固態(tài)相變的特點(diǎn)是相變阻力比較大，應(yīng)變能和界面能的影響最大。過程的進(jìn)行是阻力最小原理或途徑，是各方面因素綜合作用的結(jié)果。所以脫溶時(shí)，往往產(chǎn)生中間過渡相，以減少相變阻力，逐步進(jìn)行使過程完成。（2）固態(tài)相變的脫溶相形狀與應(yīng)變能、界面能有關(guān)。但兩者又是矛盾的：對界面能來說，片狀最大，球狀最??；但對應(yīng)變能來說，球狀最大，而薄片狀最小。對某種材料來說，析出相形貌主要決定于兩者的綜合作用，其結(jié)果是遵循最小自由能原理。（3）置換型合金固溶處理獲得過飽和的空位?？瘴皇谴龠M(jìn)第二相沉淀析出的。而在冷卻過程中或時(shí)效初期在晶界附近產(chǎn)生一空位濃度分布，因?yàn)榭瘴荒軆?yōu)先被晶界吸收，所以晶界附近往往形成貧空位區(qū)。因此，在時(shí)效析出階段，晶粒內(nèi)沉淀析出時(shí)，晶界附近由于空位的貧乏，而不能有效而較快地析出第二相，所以產(chǎn)生了所謂的無沉淀析出區(qū)。（4）根據(jù)Ostwald長大規(guī)律：可知：耐熱合金關(guān)鍵是在使用過程中組織要非常穩(wěn)定，主要是第2相穩(wěn)定。在公式上表現(xiàn)為使盡可能地小。所以必須使擴(kuò)散系數(shù)D小，因此可加入一些強(qiáng)碳（氮）化物形成元素V、Mo等，形成的第2相穩(wěn)定；相界面能σ小，使第2相與基體有相似的點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)和點(diǎn)陣常數(shù)，界面上的錯(cuò)配度盡可能地??；基體中應(yīng)有很低的溶度C0 ，例Al2O3在鋼中C0很低，也可有效地穩(wěn)定組織。（5）晶界先共析鐵素體增長是由晶界擴(kuò)散控制的，原子在晶界處擴(kuò)散很快，基本上保持了恒定的速率，所以增長動力學(xué)是線性的。而增厚是由基體原子擴(kuò)散控制的，界面處的溶質(zhì)原子必須從奧氏體中擴(kuò)散走，才能使界面推移，使F長大。界面前沿是富碳區(qū)，隨F的增厚，富碳區(qū)也增厚，所以動力學(xué)是拋物線關(guān)系。（6）在位錯(cuò)處相變形核，能降低位錯(cuò)本身存在的畸變能，使相變體系中ΔGε降低；位錯(cuò)處的溶質(zhì)原子往往容易富集，增加了過飽和度，也就使相變體系中的ΔGV 增大，提高了驅(qū)動力；位錯(cuò)處是擴(kuò)散短路，使擴(kuò)散系數(shù)D增大，有利于提高相變形核速率。3試用能量學(xué)觀點(diǎn)闡述鐵合金中馬氏體形貌變化規(guī)律。[答案要點(diǎn)] 設(shè)半徑為r厚度為c的扁橢球狀M，其單位體積的非化學(xué)自由能變化為： 。M體積不變，（ΔGN）min 時(shí)的r和c關(guān)系為： ，（1）由上式知，當(dāng)ΔGN最小時(shí)，σ越小或A越大，則c2/r越小，愈容易形成扁橢球狀、薄圓盤狀，應(yīng)變能大，趨于形成薄片狀；（2）在應(yīng)變能一定時(shí)，c/r小，則（ΔGN）min也小，薄的透鏡狀M易形成，但有一定限度，c不能→0，因?yàn)閏太小也會使（ΔGN）min增大。（3）對給定的（ΔGN）min，一定有合適的c/r比值，c/r較小時(shí)，M為板條狀，c/r較大時(shí)，為透鏡狀。（4）ΔGN是由ΔGV來平衡的，ΔGV的絕對值大，在A一定時(shí)，c/r也大。所以有的合金易形成透鏡狀M，有的合金易形成板條狀M。即M形態(tài)還與合金化有關(guān)，而合金化又與ΔGV密切相關(guān)。如中、高碳鋼的M以透鏡狀M為主，低碳鋼是板條狀M，中碳鋼是混合M型。 3試說明：在達(dá)到平衡后，脫溶沉淀相聚集長大過程中，為什么總是以小質(zhì)點(diǎn)溶解、大質(zhì)點(diǎn)增大的方式長大。[答案要點(diǎn)] 根據(jù)吉布斯方程式：可知，在小質(zhì)點(diǎn)處的固溶度大，所以在大、小質(zhì)點(diǎn)之間存在濃度梯度，小質(zhì)點(diǎn)周圍的溶質(zhì)有向大質(zhì)點(diǎn)處擴(kuò)散的趨勢。如發(fā)生擴(kuò)散，則破壞了亞穩(wěn)定平衡。為維持亞穩(wěn)定平衡，小質(zhì)點(diǎn)將溶解，而大質(zhì)點(diǎn)會長大。 21
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