整理整理博士生资格考试历年考题.docx

整理整理博士生资格考试历年考题.docx

《整理整理博士生资格考试历年考题.docx》由会员分享，可在线阅读，更多相关《整理整理博士生资格考试历年考题.docx（24页珍藏版）》请在冰点文库上搜索。

整理整理博士生资格考试历年考题

2004年资格考试

一、简答题

1.溶化金属为何要有一定的过冷度才能观察到析晶现象？

2.陶瓷烧结后期晶粒长大的动力是什么？

3.为什么纯固体相变总是放热反应？

二、滑移、孪生、形变带，这三种缺陷如何从形貌上来判断。

三、应变-硬化、弥散-硬化、晶粒细化，这三种强化机制的异同点。

四、三元相图中，垂直截面的线与二元相图中的线有何区别，能否应用杠杆定律，在什么情况下适用？

五、纯金属在凝固、溶解、固-液平衡过程中Gibbs自由能与焓变关系图。

六、某金属熔点为600度，问在590度时，凝固能否自发进行，并求此时的熵变。

（已知凝固热ΔH）

七、关于配分函数，已知Cp，证明U和Cv的关系式。

八、Au和Ag的晶格常数为0.408和0.409，问

1.在Au基体上镀一层100nm的Ag，用XRD能否检测出这层膜；

2.在Au（111）基体上镀一层100nm的Ag，用XRD能否检测出这层膜；

3.在Au（111）基体上，用外延生长的方法生长Ag的（111）面，用XRD能否检测出这层膜；

九、透射电镜衍射，如为单晶，则衍射花样为规则排列的斑点，如为单晶，则衍射花样为环。

如有一一维无限长单原子链，用一束电子垂直照射，会出现什么样的衍射花样。

一十、单晶Si上镀一层的SiC薄膜，设计一个试验方案分析SiC薄膜的厚度，成份和结构。

2005年4月资格考试（可能）

1.说明|Fs|、|Ls|、I电子的含义及其物理意义。

（10分）

2.简述双面法测滑移面指数的原理。

（10分）

3.给出8个2seita角，判断晶体结构，计算晶格常数a，写出出现衍射线的面族。

（10分）

4.某单晶体，X射线沿[0-10]方向入射，晶体[-100]方向竖直，[001]方向

平行于底片。

（a）（-3-10）面一级反射X光的波长。

（b）底片与晶体相距5cm，求劳厄斑在底片上的位置。

（12分）

5.Ag、Fe的混合粉末，固溶度极小。

计算在2seita属于[45，110]范围内衍射线条数。

入＝1.973；Fe为bcc结构，a＝2.8x；Ag为fcc结构，a＝4.xx。

（12分）

6.内标法物相分析。

试样：

标物＝80：

20；I（TiO2）：

I（Al2O3）＝1.7：

2；

I（TiO2）/Ic＝3.4。

求试样组成。

（12分）

7.简述何为织构?

给出Ag的{110}织构与摇摆曲线，判定织构类型。

摇摆曲线分别在0、90、180、270、360度的位置有峰值。

（12分）

8.简述宏观应力、微观应力、微晶对X衍射线的影响。

如何区别它们？

（12分）

9.简述精确测定点阵参数时候外推法消除误差的原理。

（10分）

1.给出立方和六方晶胞，标指数。

（8分）

2.fcc、bcc、hcp密排方向、密排面、密排方向最小单位长度。

（5分）

3.某晶体从高温降低至低温后空位密度降低6个数量级；已知T1、T2求空位形成能。

（10）

4.Ni单晶，给出晶格常数a与某面族间距d，算是哪个晶面族。

（5分）

5.推导二元系综合扩散系数与分扩散系数以及二组员摩尔含量间的关系。

（10分）

6.请分析调幅分解与脱溶分解的区别。

（10分）

7.请分析马氏体相变的特征，并加以解释。

（10分）

8.按照位错名称、类型、b、运动方式、形成方式5方面总结fcc中的位错类型。

（12分）

9.分析合金强化的机制并举出实例。

（10分）

10.Fe-C相图2％合金的相关分析。

（20分）

2005年11月份资格考试

1固溶强化，弥散强化，细晶强化和加工硬化的强化机制；

答：

A固溶强化是固溶体的强度高于纯组元的现象。

无论溶质以置换、还是间隙方式固溶，都能产生强化效果，其实质在于溶质对位错滑动的阻碍作用。

包括：

溶质对位错的钉扎；溶质与位错的化学交互作用；溶质与位错的电交互作用；溶质周围的应力场对位错滑动的阻碍作用。

其结果导致位错滑动阻力增大，强度提高。

影响固溶强化的因素有：

溶质种类、固溶体浓度、溶剂和溶质原子尺寸差、电子浓度因素和溶质原子的强化效应。

一般遵循一下规律：

不同溶质原子有不同的强化效应；固溶体浓度越高，强化作用越大；溶质与溶剂原子尺寸差别越大，强化越好；溶质与溶剂的化学价相差越大，强化效果越明显。

B弥散强化，合金中机械混掺于基体材料中的硬质颗粒会引起合金强化，是第二相（弥散相）周围形成很强的应力场，阻碍了位错的滑移，其中弥散相和基体原子间没有化学的交互作用。

C细晶强化，根据Hall-petch公式，屈服点σs同晶粒直径d之间的关系是：

σs=σ0+kd1/2,所以晶粒减小后，屈服强度就会增大。

另外，晶粒细化后，晶界就会增多，在低温或室温下，晶界强度大于晶粒强度，滑移难以穿过晶界，同时由于晶界内大量缺陷的应力场，使晶粒内部滑移更加困难，从而阻碍滑移的进行。

D加工硬化，晶体塑性变形时其流变应力随应变量增加而增大的现象，称为应变硬化。

其表现形式为在对金属或合金进行冷加工时，其强度增加，故称之为加工硬化或加工强化。

加工硬化的原因按位错理论可以解释为：

位错间的长程相互作用；位错交割生成割阶；位错反应形成固定位错；位错增殖使位错密度不断增加，造成位错缠绕；位错在杂质、析出物、第二相粒子等周围的塞积，位错切过或绕过析出物而附加应力；还有晶界强化等。

这些因素使位错运动的阻力越来越大，从而造成加工硬化。

2三元相图垂直截面与二元相图有何不同？

为何杠杆定律不适用？

三元相图垂直截面何时

适用杠杆定律？

答：

二元相图是表示二组元系统相的平衡状态、成分关系随温度变化的平面图形，在分析合金结晶过程时，可以用杠杆定律定量确定两相共存状态下两相的相对量。

三元相图的垂直截面可分析相应于成分特性线上任一三元合金的结晶过程，但是在三元垂直截面中不能应用杠杆定率确定二相的成分和相对量，这是因为两相成分变化线并不是沿垂直截面的液、固相线。

而是两条空间弯曲线，垂直截面的液、固相线仅是垂直截面与立体相图的相区分界面的交线。

垂直截面图分析与投影图分析结果一致，但垂直截面所分析的结晶过程更为直观，缺点是不能确定成分和量的关系，而投影图则可以给出反应中相成分和量的变化，故而者可以配合使用。

（其他答案：

在三元相图的垂直截面中，两相成分变化线并不是沿垂直截面的液固相线，而是两条空间弯曲线，垂直截面上的液因相线仅是垂直截面与立体相图的相区分界面的交线。

因此二元相图的杠杆定律不能实现。

当垂直截面是沿三元相图边线截下时，此时三元相图退变为二元相图，杠杆定律就可以应用了。

）

3溶化金属为何要有一定的过冷度才能观察到析晶现象？

陶瓷烧结后期晶粒长大的动力是

什么？

答：

液态金属是长程无序，短程有序的结构，有序区称为晶胚，这种短程有序是此起彼伏的称为结构起伏，同时伴随着能量起伏。

结晶就是晶核不断形成并长大的过程。

凝固转变遵循热力学条件，即ΔG＝Gs-GL<0,结晶的驱动力是单位体积吉布斯自由能差，ΔG＝L·ΔT/Tm确定，过冷度愈大，转变驱动力愈大，凝固过程愈易进行。

在一定过冷度下的结晶凝固过程包括晶体核心的形成和晶核的长大两个基本过程。

结晶的阻力是形成新的界面而使表面能升高，晶胚是否长大自发长大，取决于长大使它的吉布斯自由能升高还是降低，使自由能降低的会自发长大，对于那些小于临界半径的晶胚，如果它们长大，则体积吉布斯自由能的减小不足以抵偿表面能的增加，从而使吉布斯自由能进一步增大，故他们不能长大而自行消亡（这会使吉布斯自由能降低）。

因此只有那些等于或大于临界半径的晶胚才能自发长大。

形成临界晶核时体积吉布斯自由能的降低仅够抵偿表面能的2/3，其余1/3由液体中的能量起伏提供，因此临界形核功是正值。

固体材料经过初期烧结而形成颈部后，相互结合在一起的微粒将开始晶粒生长，其平均尺寸将开始增大。

当平均晶粒尺寸增大时，某些晶粒必然长大，而另一些晶粒则必然缩小与消失。

晶粒生长的过程也就是晶界运动的过程。

随着烧结的进行，当一些晶粒生长而另一些晶粒收缩时，晶界朝着它们自身的曲率中心运动，于是晶界面积减小，系统的总能量下降，所以陶瓷烧结后期晶粒长大的驱动力是晶界能的减小。

晶界上的气孔以及由于晶界电势或离子尺寸失配等因素所导致的杂质在晶界上的偏析或第二相在晶界上的淀析均会对晶界运动产生牵制作用，在晶界上的第二相削弱了晶界运动的能量，当第二相所产生的阻力等于弯曲晶界运动的驱动力时，晶界将停止运动，即晶粒将停止生长而保持在某一极限尺寸值。

（其他答案：

3、均匀形核的临界晶核来自液相中近程有序排列的原子子集团在液相中可能出现的尺寸最大的原子集团rmax，取决于温度温度高，过冷度小时，由于原子的可动性大，只能形成小尺寸的有序原子集团，当温度降低，过冷度增大，原子可动性降落伞低，可以形成较大尺寸的近程有序排列的原子集团。

因此需要一定程度的过冷。

实际上在临界过冷度以前，是不形核的。

烧结后期，晶粒大小有所不同，从而曲率半径也不相同，造成粒子之间存在着化学位梯度差，使界面向曲率中心移动，从而使小晶粒长成大晶粒。

）

4怎样从形貌上区分挛晶、滑移带和形变带？

答：

先将变形后的样品表面磨光或抛光，使变形痕迹（挛晶、滑移或形变带）全部消失。

再使用适当的腐刻剂腐蚀样品表面，然后在显微镜下观察。

如果看不到变形的痕迹（即样品表面处处衬度一样），则该样品原来的表面形变痕迹必为滑移带。

这是因为滑移不会引起位向差，故表面各处腐蚀速率相同，原来光滑的平面始终保持平面，没有反差。

如果在腐蚀后的样品表面上重新出现变形痕迹，则它必为挛晶或形变带，因为挛晶或形变带内的位向是不同于周围未变形的区域的，因而其腐蚀速率也不同于未变形区，故在表面就出现衬度不同的区域。

为了进一步区别挛晶和滑移带，可将样品再进行变形，经过磨（抛）光，腐蚀后再在显微镜下观察。

如果由于第二次变形而使衬度进一步增加了，则该变形区就是形变带；若衬度不变，则变形区是挛晶。

这是因为挛晶和基体的位向差是一定的，不随形变量增加而增加，而形变带内和带外的位向差则随形变量的增加而增加。

（其他答案：

4、先将变形后的样品表面磨光或抛光，使变形痕迹（孪晶、滑移带或形变带）全部消失。

选用适当的腐刻剂腐蚀样品表面，在显微镜下观察。

如果看不到变形痕迹，即样品表面处处衬度相同，则该样品原来的表面形变痕迹为滑移带，因为滑移不会引起位向差，所以表面各处腐蚀速率相同。

如果在腐蚀后的榈表面上重新出现变形痕迹，则它必为孪晶或形变带，因为孪晶和形变带内的位向是不同于周围未变形区域的，因此其腐蚀速率也不同。

进一步区别孪晶和滑移带，可将样品再进行变形，经过磨、抛、腐蚀后显微观察。

如果由于第二次变形而使衬度进一步增加了，则该形变区为形变带；若衬度不变，则为孪晶。

因为孪晶和基体的位向差是一定的，不随形变量增加而增加；而形变带内和带外的位向差则随形变量增加而增加。

）

5铅在1×105Pa大气压、590K下凝固是否为自发过程？

（铅在600K凝固时放热4810J/mol

，Cp（固态）＝32.4-3.1*10-3T,Cp（液态）=23.6+9.75*10-3T）

答：

方法一：

ΔG＝（ΔH/Te）ΔT,ΔH=-4811.6J/mol,Te=600K,ΔT=10K,则

ΔG（590K）＝－4811.6×10/600＝－80.2J/mol

（其他答案：

5、用G判定算的,貌似detalG>0...非自发。

）

6在si基片上上沉积100nm厚的多晶SiC薄膜，怎样确定其结构、厚度和成分？

答：

首先，由X光衍射分析，FT-IR，Raman光谱以及XPS谱分析可以判断薄膜的结构，XRD是晶体的指纹，不同的物质具有不同的XRD特征峰（晶面间距和相对强度），对照PDF卡片即可进行定性分析。

红外光谱在材料领域的研究中占有十分重要的地位，是研究材料的物理和化学结构及其表征的基本手段。

具有相同化学键或者官能团的一系列化合物具有近似相同的吸收频率－基团特征频率。

不过，同一种基团处于不同的化学环境时，其特征频率会略有差异。

测出薄膜的红外光谱后，与标准谱对照峰位就可以坚定SiC的结构。

测得样品的拉曼谱以后，对照标准谱就可以确定其结构。

XPS是一种研究物质表层元素组成与离子状态的表面分析技术。

测得XPS谱后，通过与已知元素的原子或者离子的不同壳层的电子的能量相比较，就可以确定未知样品中原子或者离子的组成和状态。

另外利用HRTEM也可以观察薄膜的形貌，并利用电子衍射进行结构的分析。

利用EELS（电子能量损失谱）可以观察物质之间键的差别，通过比较薄膜的电子能量损失谱和标准的EELS谱就可以判断薄膜的结构。

对于厚度，可以采用XRR（X光反射）技术，RBS，或者SEM技术分析薄膜的厚度，对于XRR技术，一种无损检测手段，通过相关公式，编程对实验测得的反射率曲线进行模拟。

直到模拟曲线和测量曲线相差不多。

可以获得薄膜的质量密度、厚度、表面粗糙度、界面粗糙度等信息。

利用Si的解理性，可以制备出截面干净，整齐的SEM截面样品，通过观察截面的二次电子图像或背散射电子图像，可以得到碳薄膜厚度的信息。

由于散射截面与离子发生散射时的能量E的平方成反比，在靶内深度x处被散射的离子由于能量损失具有较低的能量，具有较大的产额。

所以，RBS的被展宽的能谱带有了深度信息。

对于厚度较大的样品，可以通过测量峰的能宽，然后除以阻止截面因子，得到薄膜的厚度（单位是每单位面积内的原子数Nt）。

如果要换算成厚度，需要知道材料的体积密度值。

对于很薄的的样品，不能再使用能量宽度的方法计算，而应该使用信号积分的方法计算，只要测得了RBS能谱，将窄峰进行积分，得到信号总计数就可以得到样品的厚度了。

椭圆偏振测量是测量薄膜光学特性的一种重要手段，椭圆偏振测量技术是研究两媒质间界面或薄膜中发生的现象及其特性的一种光学方法。

对于成分分析，可以利用EDS，电子能量损失谱，AES，RBS，SIMS分析其成分，EDS一般为SEM或者TEM的附件，所以在观察形貌的同时对样品进行点，线扫描或者面扫描，从而得到其成分的分布。

利用AES,SIMS还可以利用离子束进行溅射对薄膜进行沿垂直方向的剥离，从而得到沿薄膜垂直方向上的成分分布。

对于RBS，因为阻止截面是一个带有深度信息的量，所以如果我们将样品看成许多足够薄的薄层，认为在同一薄层里阻止截面是一定的，通过模拟我们就可以算出每个薄层中的各个元素的含量，从而得到延深度方向的各元素的分布。

（其他答案：

6、也是拿不准,RBS,用沟道谱定结构,能谱峰积分定厚度,峰位定成分。

）

7、在金属的凝固过程、溶化过程、和固液平衡过程中，吉布斯自由能如何变化？

答：

纯金属是单组元系，没有成分变化，其吉布斯自由能主要随温度变化，随着温度升高，熵增大，一定温度下H减去相应的TS值即可得到吉布斯自由能。

吉布斯自由能随温度变化的斜率由熵S决定。

随温度升高，吉布斯自由能下降，单下降的程度，或变化的斜率对固、液相不同，在温度很低时，吉布斯自由能中TS项可忽略，在H=PV+U中，PV项也可以忽略，故G≈U,GL=UL,GS=US。

由于液相比固相有更高的内能，故UL>US,GL>GS.当温度升高，原子排列混乱程度增加使熵增大，TS项增加，吉布斯自由能则随温度升高而降低，由于液相原子混乱排列，比固相有更高的熵，相应，TSL>TSS，所以液相的G的下降比固相的G下降的更快，因而在一定温度下相交。

在相交温度Tm处GL＝GS，液、固相处于平衡状态，低于相交温度Gs《GL，固相处于稳定状态；高于相交温度，GL

纯金属液－固转变的驱动力取决于过冷度，过冷度越大，转变的驱动力也愈大。

（其他答案：

7、材科p327,那个图...）

8、100nm厚的Ag沉积在Au上，两者点阵常数非常接近，4.408nm和4.409nm，

（1）多晶Ag对多晶Au；

（2）多晶Ag对单晶Au；（3）单晶Ag对单晶Au。

上述三种情况下是否可以用XRD测出Ag的存在？

答:

解答：

基体与薄膜同为多晶态的情况下，普通的X射线衍射方法不能区分Au与Ag的衍射峰。

但是如果采用X射线小角掠射的方法，在一起分辨率足够高的情况下有可能获得Ag薄膜单独的衍射谱。

具体解释如下：

①根据给出的点阵常数,可以计算Au（111）和Ag（111）的面间距以及相应的衍射角,具体如下:

Au:

由布拉格衍射公式

可得,n=1时，2

=38.2106°

Ag:

同上，n＝1时，2

=38.1131°

可以看出,两者（111）晶面对应2

相差约为0.1°，低于衍射仪的分辨率，所以无法区分。

如果计算两者高指数面如（333）面，可以发现2

相差约为0.7°，有可能能够被分开，取决于峰宽和仪器分别率。

②由于物质对射线均有一定的吸收作用，在入射角度一定时，若射线能量降低而使得穿透深度小于等于100nm时，理论上只会出现Ag的衍射谱。

这和入射角度有很大关系。

上述想法使得我们有可能采用另一个思路，即小角掠射。

具体叙述如下：

根

据题目的条件，x光的入射波长为1.542埃，可以确定产生x射线的靶为Cu靶。

Ag对Cu靶产生的x射线的质量吸收系数为218cm2/g,Ag的密度为10.49g/cm3。

通过计算其线吸收系数为：

μ=218cm2/g×10.49g/cm3=2286.82cm-1=0.2287μm-1。

X射线强度衰减公式：

I=I0exp（-μd）,其中μ为线吸收系数，d为在银层中经过的长度如图2.1所示。

当角度θ很小的时候，x射线会被Ag吸收。

导致Au的信号几乎没有。

我们假设x射线到达Au层表面的时候由于吸收的影响强度I衰减到了10-5I0时，认为Au不再有反射信号。

通过以下计算：

I=I0exp（-μd）=10-5I0（2-1）

将μ=0.2287μm-1代入上式中可以计算得到d=50.3407μm。

由于厚度是100nm,通过简单的三角关系可以求出θ=0.114°。

图2.1掠射示意图

综上，普通的X射线衍射方法不能区分Au与Ag的衍射峰，但是，采用小角掠射的办法，θ=0.114°时，入射的X光由于Ag的吸收，几乎不能到达Au表面，这样出来的衍射峰就是Ag的衍射峰。

在（111）单晶的Au基片上沉积了一层100nm的多晶Ag薄膜。

对单晶基底，倒易点阵的形态是分立的点；而多晶薄膜的倒易点阵形态是一系列同心球面。

而且由于Au和Ag的点阵常数相当接近，可以认为Au的倒易点处在Ag的倒易球面上。

如图2.2所示。

因此对于这道题仍然有两种思路可以解决。

第一种思路是不产生Au的衍射谱。

可以考虑两种方法。

方法一类似于第1题，采用小角掠射的方法，固定入射角

=0.114°，然后采用单动接收器的扫描方式，可以得到Ag的谱线。

方法二可以采用控制衍射角，使Eward球与金的倒易点阵不相交。

由于Ag膜是多晶，故总能找到与Eward球的交点，采用固定掠射角，单动接收器的方式即可获得Ag的衍射谱。

另一种思路是产生Au的衍射谱但是不接收，因为Au是单晶，（111）面上沉积有Ag多晶薄膜，故如做theta-2theta联动扫描，只会出现（nnn）峰。

只要扫描到（nnn）的峰位时，避开Au的信息即可。

因此也可以采用两种方法解决。

方法一是步进扫描直接跳过（nnn）峰位，但这样也把Ag的（nnn）漏掉了。

但是可以获得Ag的其它峰位。

方法二是在靠近（nnn）峰位时绕接收器所在平面与样品表面交线旋转一定角度，让Au的（nnn）倒易点远离爱瓦得球，但由于Ag的（nnn）是倒易球，具有球对称特性，旋转后Ag的衍射信息依然存在（强度会略有变化）。

单晶Au对单晶Ag与第一问相似。

9、一横向排列的原子链，电子以垂直纸面的方向入射，问能得到何种图像，为什么？

（单

晶为衍射点阵，多晶为衍射线）

答：

设有一排原子，原子间距为a如图（1.2），这排原于可看作是点衍射栅。

把原子联线称为轴线，设入射电子与轴线的交角为

。

考虑与轴线为

角的散射，如图所示，则当路程差

等于波长的整数倍时，即

（1.1）

图（1.2）一维散射体散射路程差

散射波互相增强，这就是衍射条件。

当电子束垂直入射如图（1.3）（a），即则衍射条件为

，衍射条件为：

（1.2）

上式表明衍射方向处在与轴线成

的圆锥面上如图（1.3）（b）。

如果荧光屏位于电子枪的同一方，而且是以衍射栅为球心的一个球面如图（1.4）（b），则衍射圆锥和荧光屏的交线是一组直线如图（1.4）（a），即衍射图案是一组平行直线，直线的间距为

，r是荧光屏半径。

这些直线与轴线方向垂直，直线间距与原子间距a成反比。

图（1.3）一维衍射栅产生的散射圆锥

图（1.4）（a）散射圆锥和荧光屏的交线

（b）荧光屏上衍射图案

图（1.4）（a）散射圆锥和荧光屏的交线

（b）荧光屏上衍射图案

10、统计热力学课件中U公式的推导，Cv公式的推导（U在等压条件下对T求偏导）。

本题答案请参照徐祖耀编写的《材料热力学》P13-P15

2006年4月资格考试

一，选择

1、两种物质发生纯固相反应一定是：

A吸热反应B放热反应C置换反应D无热效应的反应

2、陶瓷材料烧结后期发生________传质过程，能使烧结体强度增大而不产生体积收缩；而发生_______传质过程，能使烧结体强度增加并发生体积收缩。

A蒸发-凝聚B体积扩散C粘性流动D表面扩散

3、在置换式固溶体中，原子扩散的方式一般为：

A原子互换机制B间隙扩散C空位机制

4、

无外力作用下，在FCC中的位错反应：

1/6[112]+1/6[110]1/3[111]将_______进行

A向左B向右C不能反应

二，氧化物陶瓷片A上需要涂一层金属B，一般将金属在一定高温下融化为液相而涂覆在瓷片上。

为了保证土层效果，液相金属与固相氧化物陶瓷间必须具有良好的湿润性。

已知1000℃下氧化物陶瓷A的表面张力为1.0J/m2，液态金属B的表面张力为0.9J/m2，氧化物陶瓷A（固相）和金属B（液相）的界面能为1.77J/m2

三，有一根单晶Mg棒（Mg为HCP结构，c/a=1.62），轴向为[0001]，在室温条件下沿轴向压缩，请分析可能的形变方式，并在晶胞图上画出任一组的孪生四要素，并标出指数。

四，Al合金时效处理时往往先析出亚稳相，在热力学和动力学理论基础上讨论未析出平衡相的原因。

不少沉淀相与母相基体之间存在特定的位相关系，试分析这种位相关系的产生原因。

五，判断题，并从热力学角度给出理由：

1、在等温、等压条件下，合金处于热力学平衡条件；

2、材料的熵从不减少；

3、系统与环境的内能在不可逆过程中不守恒；

4、纯金属在常压下溶化时一个吸热过程，液态熵大于固态的熵；

5、按照系综的统计方法，宏观量是组成系综所有微观量的平均值。

六，在绝热的高压容器中，假设一定量的铝由温度为600K，1个大气压缓慢（准静态）变化到100个大气压，分析：

1、热力学状态函数（S，U，H，F，G）的变化趋势；

2、温度的变化趋势

如果由100个大气压突然减少到1个大气压，热力学状态函数如何变化？

七，体系在准静态的恒温、恒压过程中，应变场、电场以及磁场等对体系做功，对体系的自由能产生很大的影响，

1、证明：

dG=δW（外力功）；

2、在电场作用下非晶态玻璃热处理研究发现，电场对玻璃分相和晶化的影响与玻璃的介电常数有关，定性分析产生的原因（电场作用下单位体积的极化功为1/2εE2）

八，我们知道单晶衍射线的强度同多晶比较要大得多，利用x射线衍射分析一块Si（111）单晶样品时（厚度为c，长度为a，宽度为b），我们会在2θ≈28°左右获得很强的（111）衍射线。

假设实验时x射线完全覆盖该样品，当把该样品（厚度不变，沿着长度和宽度的方向均分切割）分成相等的四块。

请