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1、-一、常压时纯Al的密度为3，熔点Tm=660.28，熔化时体积增加5%。用理查得规则和克-克方程估计一下，当压力增加1Gpa时其熔点大约是多少？解：由理查德规则 由克-克方程温度变化对Hm影响较小，可以忽略，代入得 对积分整理Al的摩尔体积Vm=m/=10cm3=110-5m3Al体积增加V=5%Vm=0.0510-5m3Tm=Tm+二、热力学平衡包含哪些内容，如何判断热力学平衡。内容：1热平衡，体系的各局部温度相等；2质平衡：体系与环境所含有的质量不变；3力平衡：体系各局部所受的力平衡，即在不考虑重力的前提下，体系内部各处所受的压力相等；4化学平衡：体系的组成不随时间而改变。热力学平衡的判
2、据：1熵判据：由熵的定义知dS 对于孤立体系，有，因此有dS，由于可逆过程由无限多个平衡态组成，因此对于孤立体系有dS，对于封闭体系，可将体系和环境一并作为整个孤立体系来考虑熵的变化，即2自由能判据 假设当体系不作非体积功时，在等温等容下，有上式说明，体系在等温等容不作非体积功时，任其自然，自发变化总是向自由能减小的方向进展，直至自由能减小到最低值，体系到达平衡为止。 3自由焓判据 假设当体系不作非体积功时，在等温等压下，有所以体系在等温等容不作非体积功时，任其自然，自发变化总是向自由能减小的方向进 行，直至自由能减小到最低值，体系到达平衡为止。三、试比拟理想熔体模型与规则熔体模型的异同点。1
3、理想熔体模型：在整个成分范围内每个组元都符合拉乌尔定律，这样的溶体称为理想溶体，其特征为混合热为零，混合体积变化为零，混合熵不为零。从微观上看，组元间粒子为相互独立的，无相互作用。2符合以下方程的溶体称为规则溶体：形成混合热不为零，混合熵等于理想的混合熵其中，为常数，而为(1/T)的函数，即 =/RT一样点：混合熵相等。不同点：1理想熔体模型混合热为零，规则混合热不为零；2理想假设组元间粒子为相互独立的，无相互作用，规则考虑粒子间的相互作用。四、固溶体的亚规则溶体模型中，自由能表示为其中过剩自由能表示为实际测得*相中0LAB和1LAB，请分别给出组元A和B的化学位表达式。解：该模型有A，B两相
4、。过剩自由能表示为 代入Gm中 化学位解得：五、向Fe中参加a形成元素会使g区缩小，但无论参加什么元素也不能使两相区缩小到0.6at%以内，请说明原因。解：当时参加一种合金元素后，此时在1400K*B最大值点时，有最小值此时0.6at%则：=0.6at%六、今有Fe-18Cr-9Ni和Ni80-Cr20两种合金，设其中含碳量为0.1wt%，求T=1273C时碳在这两种合金中活度。解：对于Fe-20Cr-10Ni合金，由*i与yi的关系可得从表9-1查得JCr= -100964J/mol，JNi= 46000J/mol而因此在Fe-20Cr-10Ni合金对于 Ni80-Cr20合金，有七、假设白
5、口铁中含有3.96%C及2.2%Si，计算在900C时发生石墨化的驱动力，以铸铁分别处于g+渗碳体两相状态与g+石墨两相状态时碳的活度差来表示此驱动力。由于Si不进入Fe3C中，所以有KSiCem/g = 0。在Fe-C二元合金中，900C时g+渗碳体两相状态碳的活度为二agC；当g与石墨平衡时agC = 1。解：要计算Fe-Si-C三元合金中石墨化驱动力，首先要求出三元合金中*gC，ugC，*gSi和ugSi四个参数。假定中的碳含量与二元系中一样，根据Fe-C相图，900与渗碳体相平衡时奥氏体碳含量为1.23%。因此有 渗碳体的分子式为Fe3C，因此*CCem或uCCem，利用杠杆定律计算相
6、的摩尔分数因为KSiCem/=0，由硅的质量平衡可得aC二元合金中石墨化驱动力为 三元合金中石墨化驱动力为八、通过相图如何计算溶体的热力学量如熔化热、组元活度。解：熔化热以Bi-Cd相图为例计算如含0.1摩尔分数的Cd时，合金的熔点要降低DT=22.8K，Bi的熔点为TA* = 43.5K，于是Bi的熔化热D0HBi可由以下方法计算得到：在纯Bi的熔点温度TBi*时，熔化自由能0GBi = 0，于是由式10-4可得纯Bi的熔化熵为 由于Bi-Cd为稀溶体，可近似取于是得 将具体数据DT=22.8K，TBi*=543.5K，R=8.314J/K*mol，*Cdl =0.1 mol代入得0HBi组
7、元活度：设相图如下图。在温度为T1时，a点组成的相与b点组成的l相平衡共存，所以 为A组分的摩尔熔化吉布斯自由能当固溶体中A浓度*A 接近1时，可近似假定A组元遵从拉乌尔定律，即用*A代替aA，则当固溶体为极稀溶体，*A1九、请说明相图要满足那些根本原理和规则。1连续原理：当决定体系状态的参变量(如温度、压力、浓度等)作连续改变时，体系中每个相性质的改变也是连续的。同时，如果体系内没有新相产生或旧相消失，则整个体系的性质的改变也是连续的。假假设体系内相的数目变化了，则体系的性质也要发生跳跃式的变化。 2相应原理：在确定的相平衡体系中，每个相或由几个相组成的相组都和相图上的几何图形相对应，图上的
8、点、线、区域都与一定的平衡体系相对应的，组成和性质的变化反映在相图上是一条光滑的连续曲线。 (3化学变化的统一性原理：不管什么物质构成的体系(如水盐体系、有机物体系、熔盐体系、硅酸盐体系、合金体系等)，只要体系中所发生的变化相似，它们所对应的几何图形相图就相似。所以，从理论上研究相图时，往往不是以物质分类，而是以发生什么变化来分类。4相区接触规则：与含有p个相的相区接触的其他相区，只能含有p1个相。或者说，只有相数相差为1的相区才能互相接触。这是相律的必然结果，违背了这条原则的相图就是违背了相律，当然就是错误的。5溶解度规则：相互平衡的各相之间，相互都有一定的溶解度，只是溶解度有大有小而已，绝
9、对纯的相是不存在的。 6相线交点规则：相线在三相点相交时，相线的延长线所表示的亚稳定平衡线必须位于其他两条平衡相线之间，而不能是任意的。十、请说明外表张力产生的原因？十一、温度为608 K时，Bi的外表张力为371 mJ/m2，Sn的外表张力为560 mJ/m2104 m2104 m2/mol。试Bi-Sn二元合金的外表张力。解：首先计算转移系数为了计算b1/b2r的比值，先计算(11-17)式中指数项。式中 nBi1/ABi10-8 mol，sSn-Bi189 mJ/m2，R=8.3143 JK-lmol-l故 查阅文献，可以作出以aBi/aSnr为纵坐标，以aBi为横坐标的曲线。计算时先求
10、出在合金浓度为*Bi时的活度aBi，然后利用上面的曲线找出aBi/aSnr值。这样就可以利用(6-17)式计算此bBi/brSn。再用与求a值同样的方法求出bBi值。将上述结果代入(11-16)式，就可以求出合金的外表张力s。例如，当*Bi，*Sn时，求得aBi，aBi/aSnr。按式(11-16)，求得bBi/brSn，然后由图表查得bBi。于是十二、以二元合金为例，分析析出相外表张力对相变的影响。多数的情况下附加压力的影响是作用在第二相粒子上，如果相基体上分布着球形的第二相b，则相是处于常压下，而相在此根底上还要受到附加压力的作用为由附加压力给相平衡所带来的化学势变化为如果附加压力所带来的
11、溶解度变化不大，即 则，可以根据摩尔自由能曲线图以下图中的几何关系得到下面的比例式当*B0时十三、请解释钢中淬火马氏体低温回火时为什么先析出亚稳e化合物而不是稳定的渗碳体Fe3C？解：经分析，亚稳碳化物的分子式为Fe*C，碳浓度明显高于Fe3C()。如以下图所示，成分为*B的过饱和固溶体(淬火马氏体)析出这种化合物的相变驱动力Gm实际上比析出Fe3C时的相变驱动力Gm要小一些。但是，此刻决定哪个碳化物优先析出的并不是相变驱动力，而是形核驱动力。由以下图可以以看出，析出亚稳碳化物的形核驱动力*Gm要大于析出Fe3C()时的形核驱动力*Gm(即有更大的负值)，因此碳化物优先析出。但如果在回火温度长
12、时间保持，碳化物最终要转变成为Fe3C。图中已经说明+两相的自由能要高于+Fe3C两相混合物的自由能，所以有发生此转变的相变驱动力。十四、通过原子的热运动，分析影响扩散系数的因素。AB二元均质合金系个溶质原子沿着垂直于立方晶系晶面的主轴方向跃迁，假设理想溶液，不考虑AB原子间的交互作用，三维空间每次可跳跃距离为a，且在*, y, z三个方向跳跃几率相等，则在+*方向跳跃的概率为1/6，令为原子在结点上平均停留时间，则跳跃频率f = 1/。在平面I上A原子数为nA，在II平面上的A原子数为(nA+adnA/d*)，从平面I到平面II流量为J12由平面II到平面I的流量为J21，则 净流量 与Fi
13、ck第一定律相比拟，则有如果将*一固定方向原子跃迁的几率用w表示(与扩散机构及点阵类型有关)，则可以证明，体心立方点阵中间隙扩散时w = 1/24，点阵结点扩散时w =1/8，而面心立方点阵中w = 1/12 由于原子跳跃频率对温度极敏感，由经典平衡统计力学计算、频率f与温度的关系为 其中，为一个原子离开平衡位置跃迁到另一间隙位置的方式数；为原子在平衡位置的振动频率，= (/m)1/2/2，为弹性系数，m为原子质量；G为原子由平衡位置跃迁到另一平衡位置所作的功。因此有 面心立方点阵，间隙原子扩散可以写成 对于按空位机制扩散时，扩散系数可表示成 十五、如何获得可肯-达尔定律十六、在材料凝固过程中
14、，所发生的液-固相变实际上是由形核与长大两个过程所组成，其中形核对所获得的材料组织形貌更具影响。请说明均匀形核与不均匀形核的本质差异以及在生产和科研中如何利用均匀形核与不均匀形核。十七、从动力学角度，分析第二相颗粒粗化机理。设自过饱和的固溶体中析出颗粒状相。相总量不多，因此颗粒间的平均距离d远大于相颗粒半径r。又因为各颗粒形核时间不同，所以颗粒大小也不相等。设有两个半径不等的相邻的相颗粒如图，半径分别为r1和r2，且r1r2。由Gibbs-Thomson方程可知，固溶体溶解度与相的半径r有关。两者之间的关系为假设则出相颗粒聚集长大式的扩散过程Ca(r1)Ca(r2)Br1r2十八、分析片状新相
15、侧向长大时，长大速度与时间的关系设A、B两组元形成如下图的共晶相图。取单位面积界面，设该界面在dt 时间内向前沿*轴推进dl，则新相b 增加的体积为dl，新增的b 相所需的B组元的量dm1，为 相长大所需的B原子由B原子在相中扩散提供。根据菲克第一定律，设界面处相中的B原子浓度梯度为dC/d*，B原子在相中扩散系数为D，则扩散到单位面积界面的B组元的量dm2为 因为dm1=dm2所以在a 相内部，B组元的浓度沿曲线变化。为使问题简化，可近似用一直线代替曲线，图中面积A1相当于新形成的b 相所增加的B组元的量，面积A2相当于由于b 相的形成在剩余的a 相中失去的组元B的量。这两块面积应相等，LabC0A2A1CblCO*(b)即十九、分析球状新相长大时，长大速度与时间的关系。设球状新相的半径为r1，成分为C。母相原
