八章固相反应西北工业大学 刘智恩.docx

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八章固相反应西北工业大学刘智恩

1．分析固态相变的阻力。

2．分析位错促进形核的主要原因。

3．下式表示含n个原子的晶胚形成时所引起系统自由能的变化。

式中：

∆Gv——形成单位体积晶胚时的自由能变化；

γα/β——界面能；

Es——应变能；

a、b——系数，其数值由晶胚的形状决定。

试求晶胚为球形时，a和b的值。

若∆Gv，γα/β，Es均为常数，试导出球状晶核的形核功∆G*。

4．A1-Cu合金的亚平衡相图如图8-5所示，试指出经过固溶处理的合金在T1，T2温度时效时的脱溶顺序；并解释为什么稳定相一般不会首先形成呢?

5．xCu＝0.046的Al-Cu合金（见图4-9），在550℃固熔处理后。

α相中含xCu＝0.02，然后重新加热到100℃，保温一段时间后，析出的θ相遍布整个合金体积。

设θ粒子的平均间距为5nm，计算：

（1）  每立方厘米合金中大约含有多少粒子?

（2）  假设析出θ后，α相中的xCu＝0，则每个θ粒子中含有多少铜原子（θ相为fcc结构，原子半径为0.143nm）?

6．连续脱熔和不连续脱熔有何区别?

试述不连续脱熔的主要特征?

7．试述Al-Cu合金的脱熔系列及可能出现的脱熔相的基本特征。

为什么脱溶过程会出现过渡相?

时效的实质是什么?

8．指出调幅分解的特征，它与形核、长大脱溶方式有何不同?

9．试说明脱熔相聚集长大过程中，为什么总是以小球熔解、大球增大方式长大。

10．           若固态相变中新相以球状颗粒从母相中析出，设单位体积自由能的变化为108J/m2，比表面能为1J/m2，应变能忽略不计，试求表面能为体积自由能的1％时的新相颗粒直径。

11．           试述无扩散型相变有何特点。

12．           若金属B熔入面心立方金属A中，试问合金有序化的成分更可能是A3B还是A2B？

试用20个A原子和B原子作出原子在面心立方金属（111）面上的排列图形。

13．           含碳质量分数wc＝0.003及wc＝0.012的甲5mm碳钢试样，都经过860℃加热淬火，试说明淬火后所得到的组织形态、精细结构及成分。

若将两种钢在860℃加热淬火后，将试样进行回火，则回火过程中组织结构会如何变化?

1.        固态相变时形核的阻力，来自新相晶核与基体间形成界面所增加的界面能Eγ，以及体积应变能（即弹性能）Ee。

其中，界面能Eγ包括两部分：

一部分是在母相中形成新相界面时，由同类键、异类键的强度和数量变化引起的化学能，称为界面能中的化学项；另一部分是由界面原子不匹配（失配），原子间距发生应变引起的界面应变能，称为界面能中的几何项。

应变能Ee产生的原因是，在母相中产生新相时，由于两者的比体积不同，会引起体积应变，这种体积应变通常是通过新相与母相的弹性应变来调节，结果产生体积应变能。

从总体上说，随着新相晶核尺寸的增加及新相的生长，（Eγ＋Ee）会增加。

当然，Eγ、Ee也会通过新相的析出位置、颗粒形状、界面状态等，相互调整，以使（Eγ＋Ee）为最小。

母相为液态时，不存在体积应变能问题；而且固相界面能比液—固的界面能要大得多。

相比之下，固态相变的阻力大。

2.        如同在液相中一样，固相中的形核几乎总是非均匀的，这是由于固相中的非平衡缺陷（诸如非平衡空位、位错、晶界、层错、夹杂物等）提高了材料的自由能。

如果晶核的产生结果使缺陷消失，就会释放出一定的自由能，因此减少了激活能势垒。

新相在位错处形核有三种情况：

一是新相在位错线上形核，新相形成处，位错消失，释放的弹性应变能量使形核功降低而促进形核；二是位错不消失，而且依附在新相界面上，成为半共格界面中的位错部分，补偿了失配，因而降低了能量，使生成晶核时所消耗的能量减少而促进形核；三是当新相与母相成分不同时，由于溶质原子在位错线上偏聚（形成柯氏气团）有利于新相沉淀析出，也对形核起促进作用。

4.        脱溶顺序为：

T1温度，α－θ’－θ；

T2温度，α－θ”－θ’－θ。

判断一个新相能否形成，除了具有负的体积自由能外，还必须考虑新相形成时的界面能和应变能。

由临界形核功

可知，只有当界面能γα/β和应变能Es，尽可能减小，才能有效地减小临界形核功，有利于新相形核。

在析出初期阶段，析出相很细小，此时应变能较小，而表面能很大。

为了减小表面能，新相往往形成与母相晶格接近，并与母相保持共格的亚稳过渡相，以使体系能量降低，有利于相变。

在析出后期，由于析出相粒子长大，应变能上升为相变的主要阻力，则新相形成与母相非共格的稳定相，以降低体系总能量。

随时效温度不同，由于界面能和应变能的不同作用，将出现不同的亚稳过渡相。

6.        如果脱熔是在母相中各处同时发生，且随新相的形成母相成分发生连续变化，但其晶粒外形及位向均不改变，称之为连续脱熔。

与连续脱熔相反，当脱熔一旦发生，其周围一定范围内的固熔体立即由过饱和状态变成饱和状态，并与母相原始成分形成明显界面。

在晶界形核后，以层片相间分布并向晶内生长。

通过界面不但发生成分突变，且取向也发生了改变，这就是不连续脱熔。

其主要差别在于扩散途径的长度。

前者扩散场延伸到一个相当长的距离，而后者扩散距离只是片层间距的数量级（一般小于1m）

不连续脱熔有以下特征：

（1）   在析出物与基体界面上，成分是不连续的；析出物与基体间的界面都为大角度的非共格界面，说明晶体位向也是不连续的。

（2）   胞状析出物通常在基体（α’）晶界上形核，而且总是向。

’相的相邻晶粒之一中长大。

（3）   胞状析出物长大时，熔质原子的分配是通过其在析出相与母相之间的界面扩散来实现的，扩散距离通常小于1m。

6． A1—Cu合金的脱溶系列有：

GP区－θ"过渡相－θ’过渡相－θ平衡相

脱熔相的基本特征：

GP区为圆盘状，其厚度为0.3～0.6nm，直径约为8nm，在母相的{100}面上形成。

点阵与基体α相同（fcc），并与α相完全共格。

θ"过渡相呈圆片状，其厚度为2nm，直径为30～40nm，在母相的｛100｝面上形成。

具有正方点阵，点阵常数为a＝b＝0.404nm，c＝0.78nm，与基体完全共格，但在z轴方向因点阵常数不同而产生约4％的错配，故在θ"附近形成一个弹性共格应变场。

θ'过渡相也在基体的{100}面上形成，具有正方结构，点阵常数a＝b＝0.404nm，c=0.58nm，其名义成分为CuAl2。

由于在z轴方向错配量太大，所以只能与基体保持局部共格。

θ相具有正方结构，点阵常数a＝b＝0.607nm，c＝0.487nm，这种平衡沉淀相与基体完全失去共格。

时效的实质，就是从过饱和固熔体分离出一个新相的过程，通常这个过程是由温度变化引起的。

时效以后的组织中含有基体和沉淀物，基体与母相的晶体结构相同，但成分及点阵常数不同；而沉淀物则可以具有与母相不同的晶体结构和成分。

由于沉淀物的性质、大小、形状及在显微组织中的分布不同，合金的性能可以有很大的变化。

7． 调幅分解是指过饱和固熔体在一定温度下分解成结构相同、成分和点阵常数不同的两个相。

调幅分解的主要特征是不需要形核过程。

调幅分解与形核、长大脱熔方式的比较如附表2.6所示。

附表2.6 调幅分解与形核、长大脱熔方式的比较

脱熔类型

自由能成分曲线特点

条   件

形核特点

界面特点

扩散方式

转变速率

颗粒大小

调幅分解

凸

自发涨落

非形核

宽泛

上坡

高

数量多、颗粒小

形核长大

凹

过冷度及临界形核功

形核

明晰

下坡

低

颗粒大、数量少

8． 若固态合金中，含有大小不同的沉淀相粒子，在高温退火时，将会出现小粒子熔解，大粒子长大的现象。

其物理实质：

假定始态只有附图2.23（a）所示的两种尺寸的第二相粒子。

由粒子大小对固熔度的影响可知，小粒子的固熔度较大，因而在。

相内，从小粒子到大粒子之间，有一个从高到低的熔质浓度梯度，小粒子周围的熔质有向大粒子周围扩散的趋势。

这种扩散发生后，破坏了亚稳平衡，使小粒子周围的熔质浓度（Cr2）小于亚稳平衡时的熔质浓度（Cr1），如附图2.23（b）所示，因而小粒子熔解而变得更小，如附图2.23（c）所示；而大粒子周围的熔质浓度（Cr2’）又大于亚稳平衡时的熔质浓度（Cr1’），因而发生沉淀，使大粒子长大，如附图2.23（c）所示。

因此，不均匀尺寸的固相粒子粗化，是通过小粒子继续熔解以及大粒子继续长大而进行的。

9． 直径2r＝6×10-6m。

10．             无扩散型相变具有如下特点：

（1）   存在由于均匀切变引起的形状改变，使晶体发生外形变化。

（2）   由于相变过程无扩散，新相与母相的化学成分相同。

（3）   母相与新相之间有一定的晶体学位向关系。

（4）   相界面移动速度极快，可接近声速。

13.  860℃加热，两种钢均在单相区（见Fe—Fe3C相图），淬火后均为M体。

WC＝0.012的碳钢中有一定量的残余奥氏体。

WC＝0.003的碳钢，其马氏体成分为WC＝0.003，形态为板条状，精细结构为位错。

WC＝0.012的碳钢，其马氏体成分为WC＝0.012，形态为针状，精细结构为孪晶。

WC＝0.003的碳钢，在200℃以下回火时，组织形态变化较小，硬度变化也不大。

但碳原子向位错线附近偏聚倾向增大。

当回火温度高于250℃时，渗碳体在板条间或沿位错线析出，使强度、塑性降低；当回火温度达300～400℃时，

析出片状或条状渗碳体，硬度、强度显著降低，塑性开始增高，当400～700℃回火时，发生碳化物的聚集、长大和球化及。

相的回复、再结晶。

此时，硬度、强度逐渐降低，塑性逐渐增高。

WC＝0.012的碳钢，低于100℃回火时，碳原子形成富碳区；100~200℃回火时，析出大量细小碳化物，因此，硬度稍有提高；200～300℃回火时，残留奥氏体转变为回火马氏体（或贝氏体）使硬度升高，但同时，马氏体的硬度降低，因此，总体上硬度变化不大；高于300℃回火时，碳化物继续析出，随后便是碳化物长大及球化，而α相发生回复、再结晶，使硬度降低，韧性增高。