合金中的扩散与相变习题（相变部分）.docVIP

合金中的扩散与相变习题（相变部分） 名词解释 形核驱动力、相变驱动力，调幅分解、惯析面、连续脱溶、不连续脱溶、热弹性马氏体。 2（1）如果不考虑畸变能，第二相粒子在晶内析出是何形态？在晶界析出呢？（2）如果不考虑界面能，析出物为何种形态？是否会在晶界优先析出呢？ ABαβγδC0G 3 已知 A B α β γ δ C0 G 从热力学角度判断浓度为C0的相及相应析出的相， 并说明理由，同时指出在所示温度下的平衡相（稳定相） 及其浓度。 4 指出固溶体调幅分解与形核分解两之间的的主要区别。 5 假设将0.4%C的铁碳合金从高温的单相γ状态淬到 750℃时，从过冷γ中析出了一个很小的α晶核.试回答: 在Fe-Fe3C相图下方,作出α、γ、Fe3C在750℃的自由能-成分曲线。 用作图法求出最先析出晶核的成分，并说明之。 6 沉淀相θ‘’呈圆盘状，厚度为2.0 nm，其失配度δ约为10%。已知弹性模量E=7×1010Pa，共格界面因失配而造成的一个原子应变能为（V为一个原子所占体积）。今假设共格破坏后的非共格界面能为0.5J/m2，求共格破坏时θ‘’圆盘的直径。 7 假定在Al（面心立方，原子间距d=0.3 nm）基固溶体中，空位的平衡浓度（）在550℃时为2×10-4，而在130℃时可以忽略不计： （1）如果所有空位都构成G.P区的核心，求单位体积中的核心数目； （2）计算这些核心的平均距离。 8 Al-2at.%Cu合金进行时效硬化，先从520℃淬至27℃，3小时后，在此温度形成平均间距为1.5×10-6cm的G.P.区。已知27℃铜在铝中的扩散系数D=2.3×10-25cm2/s，假定过程为扩散控制，试估计该合金的空位形成能（假设淬火过程中无空位衰减）。 9 假设在固态相变过程中新相形核率N及长大速率G均为常数，则经t时间后所形成新相的体积分数可用Johnson-Mehl方程得到，即 已知形核率N=1000/cm3.s，G=3×10-5cm/s，试计算： （1）发生相变速度最快的时间；过程中的最大相变速度； （2）获得50%转变量所需的时间。 10 下式表示含n个原子的晶胚形成时的自由能变化： 式中，为形成单位体积晶胚时的自由能变化；为界面能；a、b为系数，其数值由晶胚的形状决定。试求晶胚形状为球状时的a、b值（以每个原子所占体积表示）。假定、、均为常数，试导出球状晶核的形核功。 11 β相在α相基体上借助于γ相非均匀形核，假设界面能，试证明： 当形成单球冠形β相核心时（见下图a），所需的临界晶核形核功是均匀形核时的一半； 当形成双球冠形β相晶核时（见下图b），临界晶核形核功是均匀形核时的5/16。 αα α α β β γ γ （a） （b） 12 已知α相中析出β相，其非共格界面能为0.5J/m2，共格界面能为0.05J/m2，两相接触角为，忽略应变能，问： 若在晶粒内及晶界都是非共格形核，则何处形核率大？ T1T2 T1 T2 α α+θ α‘+θ‘ α‘’+θ‘‘ Cu，% 13 Al-Cu合金相图如右图所示。 指出经固溶处理的合金在T1、 T2温度时效时的脱溶贯序； 解释为什么具有最大相变 自由能的稳定相不会首先形成。 14 为什么过饱和固溶体经恰当时效处理后，其强度比它具有室温平衡组织下的强度要高？什么样的合金具有明显的时效强化效果？把固溶处理后的合金冷加工一定量后再进行时效，请讨论冷加工的影响。 15 假定形成G.P.区的铝合金中①空位形成能为20kcal/mol；②淬火时空位不消失；③以空位机制进行扩散。试求200℃与500℃淬火后室温下G.P.区形成速率之比。 16 脱溶过程中析出相粒子长大可用下式描写 式中，为沉淀粒子的平均半径；为界面能；为溶质原子在基体中的扩散系数；为摩尔体积；为界面是平面时基体的平衡浓度（质量百分数）；为气体常数。 设在A-B二元系中，成分A-10%B的合金在1000K时析出平均半径为0.2μm的富B的β相粒子；析出相与母相的界面能为1.0J/m2，摩尔体积为20cm3/mol；1000K时，B在α相中的扩散系数为10-11m2/s，试求：（1）1000K时，和粒子的界面推移速率；（2）平均半径长大至0.3μm所需要的时间。 17 连续脱溶时，脱溶颗粒聚集长大的动力学方程为 试回答： 方程中各符号的含意； 以作图，用曲线说明脱溶颗粒的聚集过程； 在指定时间内，颗粒可能达到的平均尺寸。 18 已知Fe-0.4%C合金奥氏体（γ）在500℃时（为自由能，为浓度），判断此合金在500℃时； 发生下列反应的可能性：（富碳）+（贫碳）； 发生先共析铁素体析出反应（碳浓度比高）时，碳原子扩散的方式是上坡扩散还是正常扩散，说明理