固態(tài)相變習題與參考解答-資料下載頁
2025-03-24 23:52本頁面
【正文】 ∴ 計算結(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陣常數(shù)不同；（2）；（3）時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，導致過飽和的空位濃度不同，所以使固溶體的點陣常數(shù)不同。另外，高溫的快速冷卻，存在很大的熱應力。兩組試樣的的點陣常數(shù)之差隨時效時間的增加而減少，這是熱應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)，所以其點陣常數(shù)要比純鋁點陣常數(shù)大。（3）時效初期硬度下降，這與回復的發(fā)生有關(guān)。在淬火與測量之間的時間間隔內(nèi)，就已經(jīng)發(fā)生了自然時效的效果，但在時效初期，可產(chǎn)生回復現(xiàn)象，所以固溶體產(chǎn)生短暫的軟化傾向，表現(xiàn)為時效開始階段硬度下降。 某合金相形核核胚呈球形。設為臨界晶核自由能，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。機理：發(fā)生熱彈性馬氏體相變時，馬氏體長大有一種化學力和機械彈性力之間的平衡。冷卻時，化學力增大，使M長大，直到彈性應變能與化學驅(qū)動力平衡；如加熱時，化學力減少，由于應變能是彈性的，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時間后所形成新相的體積分數(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。試計算：（1）發(fā)生相變速度最快的時間；（2）過程中的最大相變速度；（3）獲得50%轉(zhuǎn)變量所需的時間。[簡要解答] 問題比較簡單，只是正確進行數(shù)學運算和對概念的正確立即即可。（1）對JohnsonMehl方程求導：令二階導數(shù)為0，可得到：（2）將t = 403s代入一階導數(shù)，可求得最大相變速率：= 103 cm2 / s（3） ∴ t = 395 s3試用能量或擴散觀點解釋下列現(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計，對第二相組元的擴散系數(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為線性，而增厚動力學是拋物線關(guān)系。（6）位錯促進相變形核。[答案要點] （1）固溶體中直接脫溶出穩(wěn)定相，從化學能角度是有利的，因為兩者的ΔGV最大。但是固態(tài)相變的特點是相變阻力比較大，應變能和界面能的影響最大。過程的進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，往往產(chǎn)生中間過渡相，以減少相變阻力，逐步進行使過程完成。（2）固態(tài)相變的脫溶相形狀與應變能、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?。坏珜兡軄碚f，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第二相沉淀析出的。而在冷卻過程中或時效初期在晶界附近產(chǎn)生一空位濃度分布，因為空位能優(yōu)先被晶界吸收，所以晶界附近往往形成貧空位區(qū)。因此，在時效析出階段，晶粒內(nèi)沉淀析出時，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。所以必須使擴散系數(shù)D小，因此可加入一些強碳（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陣結(jié)構(gòu)和點陣常數(shù)，界面上的錯配度盡可能地?。换w中應有很低的溶度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散控制的，原子在晶界處擴散很快，基本上保持了恒定的速率，所以增長動力學是線性的。而增厚是由基體原子擴散控制的，界面處的溶質(zhì)原子必須從奧氏體中擴散走，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，所以動力學是拋物線關(guān)系。（6）在位錯處相變形核，能降低位錯本身存在的畸變能，使相變體系中ΔGε降低；位錯處的溶質(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；位錯處是擴散短路，使擴散系數(shù)D增大，有利于提高相變形核速率。3試用能量學觀點闡述鐵合金中馬氏體形貌變化規(guī)律。[答案要點] 設半徑為r厚度為c的扁橢球狀M，其單位體積的非化學自由能變化為： 。M體積不變，（ΔGN）min 時的r和c關(guān)系為： ，（1）由上式知，當ΔGN最小時，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，應變能大，趨于形成薄片狀；（2）在應變能一定時，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，因為c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，M為板條狀，c/r較大時，為透鏡狀。（4）ΔGN是由ΔGV來平衡的，ΔGV的絕對值大，在A一定時，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)點溶解、大質(zhì)點增大的方式長大。[答案要點] 根據(jù)吉布斯方程式：可知，在小質(zhì)點處的固溶度大，所以在大、小質(zhì)點之間存在濃度梯度，小質(zhì)點周圍的溶質(zhì)有向大質(zhì)點處擴散的趨勢。如發(fā)生擴散，則破壞了亞穩(wěn)定平衡。為維持亞穩(wěn)定平衡，小質(zhì)點將溶解，而大質(zhì)點會長大。 21
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