材料成型習(xí)題答案簡(jiǎn)略版

1、真誠(chéng)為您提供優(yōu)質(zhì)參考資料，若有不當(dāng)之處，請(qǐng)指正。3 如何認(rèn)識(shí)液態(tài)金屬結(jié)構(gòu)的“長(zhǎng)程無序”和“近程有序”？試舉幾個(gè)實(shí)驗(yàn)例證說明液態(tài)金屬或合金結(jié)構(gòu)的近程有序（包括拓?fù)涠坛绦蚝突瘜W(xué)短程序）。答：（1）長(zhǎng)程無序是指液體的原子分布相對(duì)于周期有序的晶態(tài)固體是不規(guī)則的，液體結(jié)構(gòu)宏觀上不具備平移、對(duì)稱性。近程有序是指相對(duì)于完全無序的氣體，液體中存在著許多不?！坝问帯敝木钟蛴行虻脑蛹瘓F(tuán)（2）說明液態(tài)金屬或合金結(jié)構(gòu)的近程有序的實(shí)驗(yàn)例證 偶分布函數(shù)的特征對(duì)于氣體，由于其粒子（分子或原子）的統(tǒng)計(jì)分布的均勻性，其偶分布函數(shù)g(r)在任何位置均相等，呈一條直線g(r)=1。晶態(tài)固體因原子以特定方式周期排列，其g(r)以

2、相應(yīng)的規(guī)律呈分立的若干尖銳峰。而液體的g(r)出現(xiàn)若干漸衰的鈍化峰直至幾個(gè)原子間距后趨于直線g(r)=1，表明液體存在短程有序的局域范圍，其半徑只有幾個(gè)原子間距大小。 從金屬熔化過程看,物質(zhì)熔化時(shí)體積變化、熵變及焓變一般都不大。金屬熔化時(shí)典型的體積變化Vm/V為3%5%左右，表明液體的原子間距接近于固體，在熔點(diǎn)附近其系統(tǒng)混亂度只是稍大于固體而遠(yuǎn)小于氣體的混亂度。另一方面，金屬熔化潛熱Hm約為氣化潛熱Hb的1/151/30，表明熔化時(shí)其內(nèi)部原子結(jié)合鍵只有部分被破壞。由此可見，金屬的熔化并不是原子間結(jié)合鍵的全部破壞，液體金屬內(nèi)原子的局域分布仍具有一定的規(guī)律性?？梢哉f，在熔點(diǎn)（或液相線）附近，液態(tài)金

3、屬（或合金）的原子集團(tuán)內(nèi)短程結(jié)構(gòu)類似于固體。 Richter等人利用X衍射、中子及電子衍射手段，對(duì)堿金屬、Au、Ag、Pb和Tl等熔體進(jìn)行了十多年的系統(tǒng)研究，認(rèn)為液體中存在著拓?fù)淝驙蠲芘沤Y(jié)構(gòu)以及層狀結(jié)構(gòu)，它們的尺寸范圍約為10-6-10-7cm。 Reichert觀察到液態(tài)Pb局域結(jié)構(gòu)的五重對(duì)稱性及二十面體的存在，并推測(cè)二十面體存在于所有的單組元簡(jiǎn)單液體。 在Li-Pb、Cs-Au、Mg-Bi、Mg-Zn、Mg-Sn、Cu-Ti、Cu-Sn、 Al-Mg、Al-Fe等固態(tài)具有金屬間化合物的二元熔體中均被發(fā)現(xiàn)有化學(xué)短程序的存在。4如何理解實(shí)際液態(tài)金屬結(jié)構(gòu)及其三種“起伏”特征？答：理想純金屬是不存

4、在的，即使非常純的實(shí)際金屬中總存在著大量雜質(zhì)原子。實(shí)際金屬和合金的液體由大量時(shí)聚時(shí)散、此起彼伏游動(dòng)著的原子團(tuán)簇、空穴所組成，同時(shí)也含有各種固態(tài)、液態(tài)或氣態(tài)雜質(zhì)或化合物，而且還表現(xiàn)出能量、結(jié)構(gòu)及濃度三種起伏特征，其結(jié)構(gòu)相當(dāng)復(fù)雜。能量起伏是指液態(tài)金屬中處于熱運(yùn)動(dòng)的原子能量有高有低，同一原子的能量也在隨時(shí)間不停地變化，時(shí)高時(shí)低的現(xiàn)象。結(jié)構(gòu)起伏是指液態(tài)金屬中大量不?！坝蝿?dòng)”著的原子團(tuán)簇不斷地分化組合，由于“能量起伏”，一部分金屬原子（離子）從某個(gè)團(tuán)簇中分化出去，同時(shí)又會(huì)有另一些原子組合到該團(tuán)簇中，此起彼伏，不斷發(fā)生著這樣的漲落過程，似乎原子團(tuán)簇本身在“游動(dòng)”一樣，團(tuán)簇的尺寸及其內(nèi)部原子數(shù)量都隨時(shí)間和空

5、間發(fā)生著改變的現(xiàn)象。濃度起伏是指在多組元液態(tài)金屬中，由于同種元素及不同元素之間的原子間結(jié)合力存在差別，結(jié)合力較強(qiáng)的原子容易聚集在一起，把別的原于排擠到別處，表現(xiàn)為游動(dòng)原子團(tuán)簇之間存在著成分差異，而且這種局域成分的不均勻性隨原子熱運(yùn)動(dòng)在不時(shí)發(fā)生著變化的現(xiàn)象。8過共析鋼液=0.0049PaS，鋼液的密度為7000kg/m3，表面張力為1500mN/m，加鋁脫氧，生成密度為5400 kg/m3的Al2O3 ，如能使Al2O3顆粒上浮到鋼液表面就能獲得質(zhì)量較好的鋼。假如脫氧產(chǎn)物在1524mm深處生成，試確定鋼液脫氧后2min上浮到鋼液表面的Al2O3最小顆粒的尺寸。答： 根據(jù)流體力學(xué)的斯托克斯公式：，

6、式中：為夾雜物和氣泡的上浮速度，r為氣泡或夾雜的半徑，m為液體合金密度，B為夾雜或氣泡密度，g為重力加速度。m1設(shè)凝固后期枝晶間液體相互隔絕，液膜兩側(cè)晶粒的拉應(yīng)力為1.5103Mpa，液膜厚度為1.110-6mm，根據(jù)液膜理論計(jì)算產(chǎn)生熱裂的液態(tài)金屬臨界表面張力。答：= f T/2=0.825N/m.試述液態(tài)金屬充型能力與流動(dòng)性間的XXX和區(qū)別，并分析合金成分及結(jié)晶潛熱對(duì)充型能力的影響規(guī)律。答：(1) 液態(tài)金屬充滿鑄型型腔，獲得形狀完整、輪廓清晰的鑄件的能力，即液態(tài)金屬充填鑄型的能力，簡(jiǎn)稱為液態(tài)金屬充型能力。液態(tài)金屬本身的流動(dòng)能力稱為“流動(dòng)性”，是液態(tài)金屬的工藝性能之一。液態(tài)金屬的充型能力首先取

7、決于金屬本身的流動(dòng)能力，同時(shí)又受外界條件，如鑄型性質(zhì)、澆注條件、鑄件結(jié)構(gòu)等因素的影響，是各種因素的綜合反映。在工程應(yīng)用及研究中，通常，在相同的條件下（如相同的鑄型性質(zhì)、澆注系統(tǒng)，以及澆注時(shí)控制合金液相同過熱度，等等）澆注各種合金的流動(dòng)性試樣，以試樣的長(zhǎng)度表示該合金的流動(dòng)性，并以所測(cè)得的合金流動(dòng)性表示合金的充型能力。因此可以認(rèn)為：合金的流動(dòng)性是在確定條件下的充型能力。對(duì)于同一種合金，也可以用流動(dòng)性試樣研究各鑄造工藝因素對(duì)其充型能力的影響。(2) 合金的化學(xué)成分決定了結(jié)晶溫度范圍，與流動(dòng)性之間存在一定的規(guī)律。一般而言，在流動(dòng)性曲線上，對(duì)應(yīng)著純金屬、共晶成分和金屬間化合物之處流動(dòng)性最好，流動(dòng)性隨著結(jié)

8、晶溫度范圍的增大而下降，在結(jié)晶溫度范圍最大處流動(dòng)性最差，也就是說充型能力隨著結(jié)晶溫度范圍的增大而越來越差。因?yàn)閷?duì)于純金屬、共晶和金屬間化合物成分的合金，在固定的凝固溫度下，已凝固的固相層由表面逐步向內(nèi)部推進(jìn)，固相層內(nèi)表面比較光滑，對(duì)液體的流動(dòng)阻力小，合金液流動(dòng)時(shí)間長(zhǎng)，所以流動(dòng)性好，充型能力強(qiáng)。而具有寬結(jié)晶溫度范圍的合金在型腔中流動(dòng)時(shí)，斷面上存在著發(fā)達(dá)的樹枝晶與未凝固的液體相混雜的兩相區(qū)，金屬液流動(dòng)性不好，充型能力差。(3)對(duì)于純金屬、共晶和金屬間化合物成分的合金，在一般的澆注條件下，放出的潛熱越多，凝固過程進(jìn)行的越慢，流動(dòng)性越好，充型能力越強(qiáng)；而對(duì)于寬結(jié)晶溫度范圍的合金，由于潛熱放出1520%

9、以后，晶粒就連成網(wǎng)絡(luò)而停止流動(dòng)，潛熱對(duì)充型能力影響不大。但也有例外的情況，由于Si晶體結(jié)晶潛熱為-Al的4倍以上，Al-Si合金由于潛熱的影響，最好流動(dòng)性并不在共晶成分處。13 某飛機(jī)制造廠的一牌號(hào)Al-Mg合金（成分確定）機(jī)翼因鑄造常出現(xiàn)“澆不足”缺陷報(bào)廢，如果你是該廠工程師，請(qǐng)問可采取哪些工藝措施來提高成品率？答：機(jī)翼鑄造常出現(xiàn)“澆不足”缺陷可能是由金屬液的充型能力不足造成的，可采取以下工藝提高成品率：（1）使用小蓄熱系數(shù)的鑄型來提高金屬液的充型能力；采用預(yù)熱鑄型，減小金屬與鑄型的溫差，提高金屬液充型能力。（2）提高澆注溫度，加大充型壓頭，可以提高金屬液的充型能力。3）改善澆注系統(tǒng)，提高金

10、屬液的充型能力。已知某半無限大板狀鑄鋼件的熱物性參數(shù)為：導(dǎo)熱系數(shù)=46.5 W/(mK)， 比熱容C=460.5 J/(kgK)， 密度=7850 kg/m3，取澆鑄溫度為1570，鑄型的初始溫度為20。 用描點(diǎn)作圖法繪出該鑄件在砂型和金屬型鑄模（鑄型壁均足夠厚）中澆鑄后0.02h、0.2h時(shí)刻的溫度分布狀況并作分析比較。鑄型的有關(guān)熱物性參數(shù)見表2-2。 解：（1）砂型： =12965 =639界面溫度： =1497鑄件的熱擴(kuò)散率： =1.310-5 m2/s 根據(jù)公式 分別計(jì)算出兩種時(shí)刻鑄件中的溫度分布狀表1 鑄件在砂型中凝固時(shí)的溫度分布與鑄型表面距離（m）00.020.040.060.08

11、0.10溫度（）t=0.02h時(shí)149715231545155915661569t=0.20h時(shí)149715051513152115281535根據(jù)表1結(jié)果做出相應(yīng)溫度分布曲線見圖1。（2）金屬型： =12965 =15434界面溫度： =727.6 同理可分別計(jì)算出兩種時(shí)刻鑄件中的溫度分布狀況見表2與圖2。表2 鑄件在金屬型中凝固時(shí)的溫度分布與鑄型表面距離（m）00.020.040.060.080.10溫度（）t=0.02h時(shí)727.610301277143815201555t=0.20h時(shí)727.6823915100510801159t=0.02ht=0.0h圖2 鑄件在金屬型中凝固時(shí)的溫

12、度分布曲線圖1 鑄件在砂型中凝固時(shí)的溫度分布曲線(3) 分析：采用砂型時(shí)，鑄件金屬的冷卻速度慢，溫度梯度分布平坦，與鑄型界面處的溫度高，而采用金屬鑄型時(shí)相反。原因在于砂型的蓄熱系數(shù)b比金屬鑄型小得多。3. 凝固速度對(duì)鑄件凝固組織、性能與凝固缺陷的產(chǎn)生有重要影響。試分析可以通過哪些工藝措施來改變或控制凝固速度？解： 改變鑄件的澆注溫度、澆鑄方式與澆鑄速度； 選用適當(dāng)?shù)蔫T型材料和起始（預(yù)熱）溫度； 在鑄型中適當(dāng)布置冷鐵、冒口與澆口； 在鑄型型腔內(nèi)表面涂敷適當(dāng)厚度與性能的涂料。5. 在砂型中澆鑄尺寸為30030020 mm的純鋁板。設(shè)鑄型的初始溫度為20，澆注后瞬間鑄件-鑄型界面溫度立即升至純鋁熔點(diǎn)

13、660，且在鑄件凝固期間保持不變。澆鑄溫度為670，金屬與鑄型材料的熱物性參數(shù)見下表： 熱物性材料導(dǎo)熱系數(shù)W/(mK)比熱容CJ/(kgK)密度kg/m3熱擴(kuò)散率m2/s結(jié)晶潛熱J/kg純鋁212120027006.510-53.9105砂型0.739184016002.510-7試求：（1）根據(jù)平方根定律計(jì)算不同時(shí)刻鑄件凝固層厚度s,并作出曲線；（2）分別用“平方根定律”及“折算厚度法則”計(jì)算鑄件的完全凝固時(shí)間，并分析差別。解：(1) 代入相關(guān)已知數(shù)解得： ，=1475 ， = 0.9433 (m)根據(jù)公式計(jì)算出不同時(shí)刻鑄件凝固層厚度s見下表,曲線見圖3。 (s)02040608010012

14、0 (mm)04.226.007.318.449.4310.3圖3 關(guān)系曲線(2) 利用“平方根定律”計(jì)算出鑄件的完全凝固時(shí)間：取 10 mm， 代入公式解得： =112.4 (s) ；利用“折算厚度法則”計(jì)算鑄件的完全凝固時(shí)間： = 8.824 (mm) = 87.5 (s)采用“平方根定律”計(jì)算出的鑄件凝固時(shí)間比“折算厚度法則”的計(jì)算結(jié)果要長(zhǎng)，這是因?yàn)椤捌椒礁伞钡耐茖?dǎo)過程沒有考慮鑄件沿四周板厚方向的散熱。. 對(duì)于低碳鋼薄板，采用鎢極氬弧焊較容易實(shí)現(xiàn)單面焊雙面成形（背面均勻焊透）。采用同樣焊接規(guī)范去焊同樣厚度的不銹鋼板或鋁板會(huì)出現(xiàn)什么后果？為什么？解：采用同樣焊接規(guī)范去焊同樣厚度的不銹鋼

15、板可能會(huì)出現(xiàn)燒穿，這是因?yàn)椴讳P鋼材料的導(dǎo)熱性能比低碳鋼差，電弧熱無法及時(shí)散開的緣故；相反，采用同樣焊接規(guī)范去焊同樣厚度的鋁板可能會(huì)出現(xiàn)焊不透，這是因?yàn)殇X材的導(dǎo)熱能力優(yōu)于低碳鋼的緣故。8. 對(duì)于板狀對(duì)接單面焊焊縫，當(dāng)焊接規(guī)范一定時(shí)，經(jīng)常在起弧部位附近存在一定長(zhǎng)度的未焊透，分析其產(chǎn)生原因并提出相應(yīng)工藝解決方案。解：（1）產(chǎn)生原因：在焊接起始端，準(zhǔn)穩(wěn)態(tài)的溫度場(chǎng)尚未形成，周圍焊件的溫度較低，電弧熱不足以將焊件熔透，因此會(huì)出現(xiàn)一定長(zhǎng)度的未焊透。（2）解決辦法：焊接起始段時(shí)焊接速度慢一些，對(duì)焊件進(jìn)行充分預(yù)熱，或焊接電流加大一些，待焊件熔透后再恢復(fù)到正常焊接規(guī)范。生產(chǎn)中還常在焊件起始端固定一個(gè)引弧板，在引弧

16、板上引燃電弧并進(jìn)行過渡段焊接，之后再轉(zhuǎn)移到焊件上正常焊接。固-液界面結(jié)構(gòu)如何影響晶體生長(zhǎng)方式和生長(zhǎng)速度？同為光滑固-液界面，螺旋位錯(cuò)生長(zhǎng)機(jī)制與二維晶核生長(zhǎng)機(jī)制的生長(zhǎng)速度對(duì)過冷度的關(guān)系有何不同？答：（1）固-液界面結(jié)構(gòu)通過以下機(jī)理影響晶體生長(zhǎng)方式： 粗糙面的界面結(jié)構(gòu),有許多位置可供原子著落，液相擴(kuò)散來的原子很容易被接納并與晶體連接起來。由熱力學(xué)因素可知生長(zhǎng)過程中仍可維持粗糙面的界面結(jié)構(gòu)。只要原子沉積供應(yīng)不成問題，可以不斷地進(jìn)行“連續(xù)生長(zhǎng)”，其生長(zhǎng)方向?yàn)榻缑娴姆ň€方向。對(duì)于光滑面，由于光滑界面在原子尺度界面是光滑的，單個(gè)原子與晶面的結(jié)合較弱，容易跑走，因此，只有依靠在界面上出現(xiàn)臺(tái)階，然后從液相擴(kuò)散

17、來的原子沉積在臺(tái)階邊緣，依靠臺(tái)階向側(cè)面生長(zhǎng)（“側(cè)面生長(zhǎng)”）。 臺(tái)階形成的方式有三種機(jī)制：二維晶核機(jī)制，螺旋位錯(cuò)機(jī)制，孿晶面機(jī)制 。固-液界面結(jié)構(gòu)通過以下機(jī)理晶體影響生長(zhǎng)速度：對(duì)粗糙界面而言，其生長(zhǎng)方式為連續(xù)生長(zhǎng)，生長(zhǎng)速度R1與實(shí)際過冷度T成線性關(guān)系 。=1T （D為原子的擴(kuò)散系數(shù)，R為氣體常數(shù)，1為常數(shù)）對(duì)光滑界面而言 ：二維晶核臺(tái)階生長(zhǎng)的速度為 R2 = （2常數(shù)） 螺旋位錯(cuò)臺(tái)階生長(zhǎng)速度為 （3為常數(shù)） (2)螺旋位錯(cuò)生長(zhǎng)機(jī)制與二維晶核生長(zhǎng)機(jī)制的生長(zhǎng)速度對(duì)過冷度的關(guān)系不同點(diǎn)如下：對(duì)二維晶核生長(zhǎng)機(jī)制而言，在T不大時(shí)生長(zhǎng)速度R2幾乎為零，當(dāng)達(dá)到一定T時(shí)R突然增加很快，其生長(zhǎng)曲線RT與連續(xù)生長(zhǎng)曲線

18、相遇，繼續(xù)增大T，完全按連續(xù)方式進(jìn)行。 對(duì)螺旋位錯(cuò)生長(zhǎng)機(jī)制而言 ，在過冷度不太大時(shí)，速度與T的平方成正比。在過冷度相當(dāng)大時(shí)，其生長(zhǎng)速度與連續(xù)生長(zhǎng)方式相重合。由于其臺(tái)階在生長(zhǎng)過程中不會(huì)消失，生長(zhǎng)速度比二維臺(tái)階生長(zhǎng)要快。此外，與二維晶核臺(tái)階生長(zhǎng)相比較，二維晶核在T小時(shí)生長(zhǎng)速度幾乎為零，而螺旋位錯(cuò)生長(zhǎng)方式在小T時(shí)卻已具有一定的生長(zhǎng)速度。某二元合金相圖如右所示。合金液成分為CB=40%，置于長(zhǎng)瓷舟中并從左端開始凝固。溫度梯度大到足以使固-液界面保持平面生長(zhǎng)。假設(shè)固相無擴(kuò)散，液相均勻混合。試求：相與液相之間的平衡分配系數(shù)K0；凝固后共晶體的數(shù)量占試棒長(zhǎng)度的百分之幾?凝固后的試棒中溶質(zhì)B的濃度沿試棒長(zhǎng)度的

19、分布曲線。 圖 4-43 二元合金相圖解：（1）平衡分配系數(shù)K0 的求解：由于液相線及固相線均為直線不同溫度和濃度下K0為定值，所以：如右圖， 當(dāng)T=500時(shí)， K0 =0.5K0即為所求 相與液相之間的 平衡分配系數(shù).（2）凝固后共晶體的數(shù)量占試棒長(zhǎng)度的百分?jǐn)?shù)的計(jì)算: 由固相無擴(kuò)散液相均勻混合下溶質(zhì)再分配的正常偏析方程 ： 代入已知的= 60 , K0 = 0.5, C0= CB=40% ，可求出此時(shí)的= 44.4，由于T=500為共晶轉(zhuǎn)變溫度,所以此時(shí)殘留的液相最終都將轉(zhuǎn)變?yōu)楣簿ЫM織,所以凝固后共晶體的數(shù)量占試棒長(zhǎng)度的百分?jǐn)?shù)也即為44.4.（3）凝固后的試棒中溶質(zhì)B的濃度沿試棒長(zhǎng)度的分布曲

20、線 (并注明各特征成分及其位置)如下: 60%30%20%56%3 何為成分過冷判據(jù)?成分過冷的大小受哪些因素的影響? 答: “成分過冷”判據(jù)為: 當(dāng)“液相只有有限擴(kuò)散”時(shí)，N=，代入上式后得 ( 其中: GL 液相中溫度梯度 R 晶體生長(zhǎng)速度 mL 液相線斜率 C0 原始成分濃度DL 液相中溶質(zhì)擴(kuò)散系數(shù)K0 平衡分配系數(shù)K )成分過冷的大小主要受下列因素的影響:1）液相中溫度梯度GL , GL越小,越有利于成分過冷2）晶體生長(zhǎng)速度R , R越大,越有利于成分過冷3）液相線斜率mL ,mL越大,越有利于成分過冷4）原始成分濃度C0, C0越高,越有利于成分過冷5）液相中溶質(zhì)擴(kuò)散系數(shù)DL, DL

21、越底,越有利于成分過冷 6）平衡分配系數(shù)K0 ,K01時(shí)，K0 越 小,越有利于成分過冷；K01時(shí)，K0越大,越有利于成分過冷。(注:其中的GL和 R 為工藝因素,相對(duì)較易加以控制; mL , C0 , DL , K0 ,為材料因素,較難控制 ) 10.分別討論“成分過冷”對(duì)單相固溶體及共晶凝固組織形貌的影響？答 :“成分過冷”對(duì)單相固溶體組織形貌的影響:隨著“成分過冷”程度的增大，固溶體生長(zhǎng)方式由無“成分過冷”時(shí)的“平面晶”依次發(fā)展為：胞狀晶柱狀樹枝晶內(nèi)部等軸晶（自由樹枝晶）?！俺煞诌^冷”對(duì)共晶凝固組織形貌的影響:1)共晶成分的合金，在冷速較快時(shí)，不一定能得到100的共晶組織，而是得到亞共晶

22、或過共晶組織，甚至完全得不到共晶組織；2）有些非共晶成分的合金在冷速較快時(shí)反而得到100的共晶組織；3）有些非共晶成分的合金，在一定的冷速下，既不出現(xiàn)100的共晶組織，也不出現(xiàn)初晶+共晶的情況，而是出現(xiàn)“離異共晶”。11. 如何認(rèn)識(shí)“外生生長(zhǎng)”與“內(nèi)生生長(zhǎng)”？由前者向后者轉(zhuǎn)變的前提是什么？?jī)H僅由成分過冷因素決定嗎？答:“外生生長(zhǎng)”: 晶體自型壁生核，然后由外向內(nèi)單向延伸的生長(zhǎng)方式，為“外生生長(zhǎng)”。 平面生長(zhǎng)、胞狀生長(zhǎng)和柱狀樹枝晶生長(zhǎng)都屬于外生生長(zhǎng) .“內(nèi)生生長(zhǎng)”: 等軸枝晶在熔體內(nèi)部自由生長(zhǎng)的方式則稱為“內(nèi)生生長(zhǎng)”。 如果 “成分過冷”在遠(yuǎn)離界面處大于異質(zhì)形核所需過冷度（T異），就會(huì)在內(nèi)部熔體

23、中產(chǎn)生新的晶核，造成“內(nèi)生生長(zhǎng)”，使得自由樹枝晶在固-液界面前方的熔體中出現(xiàn)外生生長(zhǎng)向內(nèi)生生長(zhǎng)的轉(zhuǎn)變的前提是:成分過冷區(qū)的進(jìn)一步加大 。決定因素 : 外生生長(zhǎng)向內(nèi)生生長(zhǎng)的轉(zhuǎn)變是由成分過冷的大小和外來質(zhì)點(diǎn)非均質(zhì)生核的能力這兩個(gè)因素所決定的。大的成分過冷和強(qiáng)生核能力的外來質(zhì)點(diǎn)都有利于內(nèi)生生長(zhǎng)并促進(jìn)內(nèi)部等軸晶的形成。根據(jù)共晶體兩組成相的Jackson因子，共晶組織可分為哪三類？它們各有何生長(zhǎng)特性及組織特點(diǎn)？答: 根據(jù)共晶體兩組成相的Jackson因子，共晶組織可分為下列三類:1）粗糙-粗糙界面（非小晶面-非小晶面）共晶.（2）粗糙-光滑界面（非小晶面-小晶）共晶.（3）光滑-光滑界面（小晶面-小晶面

24、）共晶 .各自何生長(zhǎng)特性及組織特點(diǎn):第（1）類共晶，生長(zhǎng)特性為: “共生 ”生長(zhǎng),即在共晶偶合長(zhǎng)大時(shí)，兩相彼此緊密相連，而在兩相前方的液體區(qū)域存在溶質(zhì)的運(yùn)動(dòng) 兩相有某種相互依賴關(guān)系. 組織特點(diǎn)為:對(duì)于有共晶成分的合金,其典型的顯微形態(tài)是有規(guī)則的層片狀或其中有一相為棒狀或纖維狀(即規(guī)則共晶);對(duì)于非共晶成分的合金，在共晶反應(yīng)前，初生相呈樹枝狀長(zhǎng)大，所得到的組織由初晶及共晶體所組成。第(2)類共晶體， 生長(zhǎng)特性為: 長(zhǎng)大過程是相互偶合的共生長(zhǎng)大. 組織特點(diǎn)為: 組織較為無規(guī)則的,且容易發(fā)生彎曲和分枝 . 第(3)類共晶體, 生長(zhǎng)特性為: 長(zhǎng)大過程不再是偶合的組織特性為: 所得到的組織為兩相的不規(guī)則

25、混合物5.試述非小晶面-非小晶面共生共晶組織的生核機(jī)理及生長(zhǎng)機(jī)理，組織特點(diǎn)和轉(zhuǎn)化條件。答：非小晶面-非小晶面共生共晶組織的生核機(jī)理如下 ：如下圖（示意圖可不畫出）所示，晶轉(zhuǎn)變開始時(shí)，熔體首先析出富A組元的固溶體小球。相的析出促使界面前沿B組元原子的不斷富集，且為相的析出提供了有效的襯底，從而導(dǎo)致相固溶體在 相球面上的析出。在相析出過程中，向前方的熔體中排出A組元原子，也向與小球相鄰的側(cè)面方向(球面方向)排出A原子。由于兩相性質(zhì)相近，從而促使相依附于相的側(cè)面長(zhǎng)出分枝。相分枝生長(zhǎng)又反過來促使相沿著相的球面與分枝的側(cè)面迅速鋪展，并進(jìn)一步導(dǎo)致相產(chǎn)生更多的分枝。交替進(jìn)行，形成了具有兩相沿著徑向并排生長(zhǎng)的

26、球形共生界面雙相核心。這就是共生共晶的生核過程。所以片狀共晶結(jié)晶是通過搭橋方式(即領(lǐng)先相表面一旦出現(xiàn)第二相，則可通過這種彼此依附、交替生長(zhǎng)的方式產(chǎn)生新的層片來構(gòu)成所需的共生界面，而不需要每個(gè)層片重新生核的方式)來完成的.1.鑄件典型宏觀凝固組織是由哪幾部分構(gòu)成的，它們的形成機(jī)理如何?答：鑄件的宏觀組織通常由激冷晶區(qū)、柱狀晶區(qū)和內(nèi)部等軸晶區(qū)所組成。表面激冷區(qū)的形成：當(dāng)液態(tài)金屬澆入溫度較低的鑄型中時(shí)，型壁附近熔體由于受到強(qiáng)烈的激冷作用，產(chǎn)生很大的過冷度而大量非均質(zhì)生核。這些晶核在過冷熔體中也以枝晶方式生長(zhǎng)，由于其結(jié)晶潛熱既可從型壁導(dǎo)出，也可向過冷熔體中散失，從而形成了無方向性的表面細(xì)等軸晶組織。柱

27、狀晶區(qū)的形成：在結(jié)晶過程中由于模壁溫度的升高，在結(jié)晶前沿形成適當(dāng)?shù)倪^冷度，使表面細(xì)晶粒區(qū)繼續(xù)長(zhǎng)大（也可能直接從型壁處長(zhǎng)出），又由于固-液界面處單向的散熱條件（垂直于界面方向），處在凝固界面前沿的晶粒在垂直于型壁的單向熱流的作用下，以表面細(xì)等軸晶凝固層某些晶粒為基底，呈枝晶狀單向延伸生長(zhǎng)，那些主干取向與熱流方向相平行的枝晶優(yōu)先向內(nèi)伸展并抑制相鄰枝晶的生長(zhǎng)，在淘汰取向不利的晶體過程中，發(fā)展成柱狀晶組織。內(nèi)部等軸晶的形成：內(nèi)部等軸晶區(qū)的形成是由于熔體內(nèi)部晶核自由生長(zhǎng)的結(jié)果。隨著柱狀晶的發(fā)展，熔體溫度降到足夠低，再加之金屬中雜質(zhì)等因素的作用，滿足了形核時(shí)的過冷度要求，于是在整個(gè)液體中開始形核。同時(shí)由于

28、散熱失去了方向性，晶體在各個(gè)方向上的長(zhǎng)大速度是相等的，因此長(zhǎng)成了等軸晶。3.液態(tài)金屬中的流動(dòng)是如何產(chǎn)生的，流動(dòng)對(duì)內(nèi)部等軸晶的形成及細(xì)化有何影響?答：澆注完畢后，凝固開始階段，在型壁處形成的晶體，由于其密度或大于母液或小于母液會(huì)產(chǎn)生對(duì)流，此外型壁處和鑄件心部的熔體溫度差也可造成對(duì)流，從而使熔體流動(dòng)。依靠熔體的流動(dòng)可將型壁處產(chǎn)生的晶體脫落且游離到鑄件的內(nèi)部，并發(fā)生增殖，從而為形成等軸晶提供核心，有利于等軸晶的形成，并細(xì)化組織。5.試分析影響鑄件宏觀凝固組織的因素，列舉獲得細(xì)等軸晶的常用方法。答：鑄件的三個(gè)晶區(qū)的形成是相互XXX相互制約的，穩(wěn)定凝固殼層的形成決定著表面細(xì)晶區(qū)向柱狀晶區(qū)的過度，而阻止柱

29、狀晶區(qū)的進(jìn)一步發(fā)展的關(guān)鍵則是中心等軸晶區(qū)的形成，因此凡能強(qiáng)化熔體獨(dú)立生核，促進(jìn)晶粒游離，以及有助于游離晶的殘存與增殖的各種因素都將抑制柱狀晶區(qū)的形成和發(fā)展，從而擴(kuò)大等軸晶區(qū)的范圍，并細(xì)化等軸晶組織。 細(xì)化等軸晶的常用方法：（1） 合理的澆注工藝：合理降低澆注溫度是減少柱狀晶、獲得及細(xì)化等軸晶的有效措施；通過改變澆注方式強(qiáng)化對(duì)流對(duì)型壁激冷晶的沖刷作用，能有效地促進(jìn)細(xì)等軸晶的形成；（2）冷卻條件的控制：對(duì)薄壁鑄件，可采用高蓄熱、快熱傳導(dǎo)能力的鑄型；對(duì)厚壁鑄件，一般采用冷卻能力小的鑄型以確保等軸晶的形成，再輔以其它晶粒細(xì)化措施以得到滿意的效果；（3）孕育處理：影響生核過程和促進(jìn)晶粒游離以細(xì)化晶粒。（

30、4）動(dòng)力學(xué)細(xì)化：鑄型振動(dòng);超聲波振動(dòng);液相攪拌;流變鑄造，導(dǎo)致枝晶的破碎或與鑄型分離，在液相中形成大量結(jié)晶核心，達(dá)到細(xì)化晶粒的目的。.討論分析影響焊接彎曲柱狀晶形態(tài)的因素。哪種形態(tài)的柱狀晶最易于產(chǎn)生焊接縱向裂紋？答：由于在焊接熔池中，晶體的生長(zhǎng)線速度R與焊接速度之間存在以下關(guān)系： 式中 晶粒生長(zhǎng)方向與熔池移動(dòng)方向之間的夾角。 在熔池液相等溫線上各點(diǎn)的角是變化的，說明晶粒成長(zhǎng)的方向和線速度都是變化的。在熔合區(qū)上晶粒開始成長(zhǎng)的瞬時(shí), ,，晶粒生長(zhǎng)線速度為零，即焊縫邊緣的生長(zhǎng)速度最慢。而在熱源移動(dòng)后面的焊縫中心，,，晶粒生長(zhǎng)速度與焊接速度相等，生長(zhǎng)最快。一般情況下，由于等溫線是彎曲的，其曲線上各點(diǎn)的

31、法線方向不斷地改變，因此晶粒生長(zhǎng)的有利方向也隨之變化，形成了特有的彎曲柱狀晶的形態(tài)。焊接速度影響焊接彎曲柱狀晶形態(tài)。焊接速度大時(shí)，焊接熔池長(zhǎng)度增加, 柱狀晶便趨向垂直于焊縫中心線生長(zhǎng)。焊接速度慢時(shí), 柱狀晶越彎曲。垂直于焊縫中心線的柱狀晶，最后結(jié)晶的低熔點(diǎn)夾雜物被推移到焊縫中心區(qū)域，易形成脆弱的結(jié)合面，導(dǎo)致縱向熱裂紋的產(chǎn)生。熱裂敏感性大的奧氏體鋼和鋁合金最易于產(chǎn)生焊接縱向裂紋。2. 氣體是如何溶解到金屬中的？電弧焊條件下，氮和氫的溶解過程一樣嗎？答：氣體溶解到金屬中分四個(gè)階段：（1）氣體分子向金屬-氣體界面上運(yùn)動(dòng)；（2）氣體被金屬表面吸附；（3）氣體分子在金屬表面上分解為原子；（4）原子穿過金

32、屬表面層向金屬內(nèi)部擴(kuò)散。 電弧焊條件下，氮和氫的溶解過程不一樣，氫在高溫時(shí)分解度較大，電弧溫度下可完全分解為原子氫，其溶解過程為分解 吸附 溶入 。在電弧氣氛中，氮以分子形式存在，其溶解過程為吸附 分解 溶入 。3.哪些因素影響氣體在金屬中的溶解度，其影響因素如何？答：氣體在金屬中的溶解度與壓力，溫度，合金成分等因素有關(guān)：（1）當(dāng)溫度一定時(shí)，雙原子的溶解度與其分壓的平方根成正比（2）當(dāng)壓力一定時(shí)，溶解度與溫度的關(guān)系決定于溶解反應(yīng)類型，氣體溶解過程為吸熱反應(yīng)時(shí)，H為正值，溶解度隨溫度的升高而增加；金屬吸收氣體為放熱反應(yīng)時(shí)，H為負(fù)值，溶解度隨溫度的上升而降低。3）合金成分對(duì)溶解度的影響：液態(tài)金屬中

33、加入能提高氣體含量的合金元素，可提高氣體的溶解度；若加入的合金元素能與氣體形成穩(wěn)定的化合物（即氮、氫、氧化合物），則可降低氣體的溶解度。此外，合金元素還能改變金屬表面膜的性質(zhì)及金屬蒸氣壓，從而影響氣體的溶解度。4）電流極性的影響：直流正接時(shí)，熔滴處于陰極，陽(yáng)離子將向熔滴表面運(yùn)動(dòng)，由于熔滴溫度高，比表面積大，故熔滴中將溶解大量的氫或氮；直流反接時(shí)，陽(yáng)離子仍向陰極運(yùn)動(dòng)，但此時(shí)陰極已是溫度較低的溶池，故氫或氮的溶解量要少。5）焊接區(qū)氣氛性質(zhì)的影響：氣體分子或原子受激后溶解速度加快；電弧氣氛中的陽(yáng)離子N+或H+可直接在陰極溶解；在氧化性電弧氣氛中形成的NO，遇到溫度較低的液態(tài)金屬時(shí)可分解為N和O，而N

34、能迅速溶入金屬。5. CO2、H2O和空氣在高溫下對(duì)金屬的氧化性哪個(gè)大？答：在液態(tài)鐵存在的溫度，空氣對(duì)金屬的氧化性是最大的，而H2O 氣的氧化性比 CO2小。7. 氮、氫、氧對(duì)金屬的質(zhì)量有何影響？答：1使材料脆化 鋼材中氮、氫或氧的含量增加時(shí)，其塑性和韌性都將下降，尤其是低溫韌性下降更為嚴(yán)重。2形成氣孔 氮和氫均能使金屬產(chǎn)生氣孔。液態(tài)金屬在高溫時(shí)可以溶解大量的氮或氫，而在凝固時(shí)氮或氫的溶解度突然下降，這時(shí)過飽和的氮或氫以氣泡的形式從液態(tài)金屬中向外逸出。當(dāng)液態(tài)金屬的凝固速度大于氣泡的逸出速度時(shí)，就會(huì)形成氣孔。3產(chǎn)生冷裂紋 冷裂紋是金屬冷卻到較低溫度下產(chǎn)生的一種裂紋，其危害性很大。氫是促使產(chǎn)生冷裂

35、紋的主要因素之一。4引起氧化和飛濺 氧可使鋼中有益的合金元素?zé)龘p，導(dǎo)致金屬性能下降；焊接時(shí)若溶滴中含有較多的氧和碳，則反應(yīng)生成的CO氣體因受熱膨脹會(huì)使熔滴爆炸，造成飛濺，影響焊接過程的穩(wěn)定性。此外應(yīng)當(dāng)指出，焊接材料具有氧化性并不都是有害的，有時(shí)故意在焊接材料中加入一定量的氧化劑，以減少焊縫的氫含量，改善電弧的特性，獲得必要的熔渣物化性能。1比較熔焊與熔煉過程中熔渣作用的異同點(diǎn)。熔渣對(duì)于焊接、合金熔煉的積極作用主要有機(jī)械保護(hù)作用，冶金處理作用和改善成形工藝性能作用。在焊接、合金熔煉過程中，熔渣對(duì)液態(tài)金屬的機(jī)械保護(hù)方面的作用是相同的，熔渣比重輕于液態(tài)金屬高溫下浮在液體表面，避免液態(tài)金屬中合金元素氧

36、化燒結(jié)，防止氣相中氮?dú)溲趿蛉苋?，減少液態(tài)金屬散熱損失。而在熔焊過程中，熔池凝固后，熔渣凝固形成渣殼，覆蓋在焊縫上，還可繼續(xù)保護(hù)處在高溫下焊縫金屬免疫空氣的有害作用。在熔渣的冶金處理作用方面，熔焊過程和合金熔煉過程中，均可利用熔渣與液態(tài)金屬之間發(fā)生物化發(fā)應(yīng)，去除金屬中有害雜質(zhì)，如脫氧、脫硫、脫磷，去氫等，熔渣還可以起到吸附或溶解液態(tài)金屬中非金屬夾雜物作用。而在熔焊過程，還可以通過熔渣向熔縫中過度合金。在熔焊過程中，熔渣還有改善焊縫成形性的作用，適當(dāng)熔渣對(duì)電弧引燃，穩(wěn)定燃燒，減少飛濺，改善脫渣性能及焊接外觀成形等焊接工藝有利2由熔渣的離子理論可知，液態(tài)堿性中自由氧離子的濃度遠(yuǎn)高于酸性渣，這是否意味

37、著堿性渣的氧化性要比酸性渣更強(qiáng)？為什么？答：不一定比酸性渣強(qiáng)。因?yàn)殡x子理論把液態(tài)熔渣中自由氧離子的濃度定義為堿度。渣中自由氧離子的濃度越大，其堿度就越大，雖然液態(tài)堿性渣中自由氧離子的濃度遠(yuǎn)大于酸性渣，但是它不一定與熔渣中的某些物質(zhì)反應(yīng)，進(jìn)而不能體現(xiàn)出其具有氧化性，而酸性渣則可以，熔渣的氧化性通常是用渣中含有最不穩(wěn)定的氧化物FeO 的高低及該氧化物在熔渣中的活度來衡量的。6為什么Feo在堿性渣中活度系數(shù)比在酸性渣中大？這是否說明堿性渣的氧化性高于酸性渣？為什么？答：1）渣中SiO2、TiO2等酸性氧化物較少，F(xiàn)eo大部分以自由態(tài)存在，即F eo在渣中活度系數(shù)比在酸性渣中大。2）但這并不能說明堿性

38、渣 的氧化性大于酸性渣3）雖然堿性渣中FeO的活度系數(shù)大，但堿性渣中FEO的含量并不高，因此堿性渣對(duì)液態(tài)金屬的氧話性比酸性渣小10.有人說：“焊接過程中熔渣對(duì)液態(tài)金屬的氧化反應(yīng)比熔煉過程劇烈，但反應(yīng)程度不如熔煉時(shí)徹底。”你認(rèn)為這句話對(duì)嗎？請(qǐng)說明原因。答：這句話是對(duì)的。因?yàn)槿酆笗r(shí)由于熔渣在高溫狀態(tài)下的存在時(shí)間短暫，因此擴(kuò)散氧化程度一般遠(yuǎn)不能達(dá)到平衡狀態(tài)，而熔煉過程中的擴(kuò)散氧化進(jìn)行的較充分。1、何謂焊接熱循環(huán)？焊接熱循環(huán)的主要特征參數(shù)有那些？答：焊接熱循環(huán)：在焊接熱源的作用下，焊件上某點(diǎn)的溫度隨時(shí)間的變化過程，即焊接過程中熱源沿焊件移動(dòng)時(shí)，焊件上某點(diǎn)溫度由低而高，達(dá)到最高值后，又由高而低隨時(shí)間的變

39、化。決定焊接熱循環(huán)特征的主要參數(shù)有以下四個(gè)：（1）加熱速度H焊接熱源的集中程度較高，引起焊接時(shí)的加熱速度增加，較快的加熱速度將使相變過程進(jìn)行的程度不充分，從而影響接頭的組織和力學(xué)性能。（2）最高加熱溫度max也稱為峰值溫度。距焊縫遠(yuǎn)近不同的點(diǎn)，加熱的最高溫度不同。焊接過程中的高溫使焊縫附近的金屬發(fā)生晶粒長(zhǎng)大和重結(jié)晶，從而改變母材的組織與性能。（3）相變溫度以上的停留時(shí)間tH在相變溫度TH以上停留時(shí)間越長(zhǎng)，越有利于奧氏體的均勻化過程，增加奧氏體的穩(wěn)定性，但同時(shí)易使晶粒長(zhǎng)大，引起接頭脆化現(xiàn)象，從而降低接頭的質(zhì)量。（4）冷卻速度C(或冷卻時(shí)間t8 / 5) 冷卻速度是決定焊接熱影響區(qū)組織和性能的重要

40、參數(shù)之一。對(duì)低合金鋼來說，熔合線附近冷卻到540左右的瞬時(shí)冷卻速度是最重要的參數(shù)。也可采用某一溫度范圍內(nèi)的冷卻時(shí)間來表征冷卻的快慢，如800500的冷卻時(shí)間t8 / 5，800300的冷卻時(shí)間t8/3，以及從峰值溫度冷至100的冷卻時(shí)間t100。總之，焊接熱循環(huán)具有加熱速度快、峰值溫度高、冷卻速度大和相變溫度以上停留時(shí)間不易控制的特點(diǎn)4焊接條件下組織轉(zhuǎn)變與熱處理?xiàng)l件下組織轉(zhuǎn)變有何不同？答： 焊接條件下熱影響區(qū)的組織轉(zhuǎn)變與熱處理?xiàng)l件下的組織轉(zhuǎn)變相比，其基本原理是相同的。但由于焊接過程的特殊性，使焊接條件下的組織轉(zhuǎn)變又具有與熱處理不同的特點(diǎn)。焊接熱過程概括起來有以下六個(gè)特點(diǎn)：（1）一般熱處理時(shí)加熱

41、溫度最高在AC3以上l00200，而焊接時(shí)加熱溫度遠(yuǎn)超過AC3，在熔合線附近可達(dá)l350l400。（2）焊接時(shí)由于采用的熱源強(qiáng)烈集中，故加熱速度比熱處理時(shí)要快得多，往往超過幾十倍甚至幾百倍。（3）焊接時(shí)由于熱循環(huán)的特點(diǎn)，在AC3以上保溫的時(shí)間很短(一般手工電弧焊約為420s，埋弧焊時(shí)30l00s)，而在熱處理時(shí)可以根據(jù)需要任意控制保溫時(shí)間。（4）在熱處理時(shí)可以根據(jù)需要來控制冷卻速度或在冷卻過程中不同階段進(jìn)行保溫。然而在焊接時(shí)，一般都是在自然條件下連續(xù)冷卻，個(gè)別情況下才進(jìn)行焊后保溫或焊后熱處理。5）焊接加熱的局部性和移動(dòng)性將產(chǎn)生不均勻相變及應(yīng)變；而熱處理過程一般不會(huì)出現(xiàn)。（6）焊接過程中，在應(yīng)力

42、狀態(tài)下進(jìn)行組織轉(zhuǎn)變；而熱處理過程不是很明顯。所以焊接條件下熱影響區(qū)的組織轉(zhuǎn)變必然有它本身的特殊性。此外，焊接過程的快速加熱，首先將使各種金屬的相變溫度比起等溫轉(zhuǎn)變時(shí)大有提高。加熱速度越快，不僅被焊金屬的相變點(diǎn)AC1和AC3提高幅度增大，而且AC1和AC3之間的間隔也越大。加熱速度還影響奧氏體的形成過程，特別是對(duì)奧氏體的均質(zhì)化過程有著重要的影響。由于奧氏體的均質(zhì)化過程屬于擴(kuò)散過程，因此加熱速度快，相變點(diǎn)以上停留時(shí)間短，不利于擴(kuò)散過程的進(jìn)行，從而均質(zhì)化的程度很差。這一過程必然影響冷卻過程的組織轉(zhuǎn)變。焊接過程屬于非平衡熱力學(xué)過程，在這種情況下，隨著冷卻速度增大，平衡狀態(tài)圖上各相變點(diǎn)和溫度線均發(fā)生偏移

43、。在焊接連續(xù)冷卻條件下，過冷奧氏體轉(zhuǎn)變并不按平衡條件進(jìn)行，如珠光體的成分，由w(C)0.8而變成一個(gè)成分范圍，形成偽共析組織。此外，貝氏體、馬氏體也都是處在非平衡條件下的組織，種類繁多。這與焊接時(shí)快速加熱、高溫、連續(xù)冷卻等因素有關(guān)。6焊接熱影響區(qū)的脆化類型有幾種？如何防止？答： 焊接熱影響區(qū)的脆化類型及防止措施：1）粗晶脆化：對(duì)于某些低合金高強(qiáng)鋼，由于希望出現(xiàn)下貝氏體或低碳馬氏體，可以適當(dāng)降低焊接線能量和提高冷卻速度，從而起到改善粗晶區(qū)韌性的作用，提高抗脆能力。高碳低合金高強(qiáng)鋼與此相反，提高冷卻速度會(huì)促使生成孿晶馬氏體，使脆性增大。所以，應(yīng)采用適當(dāng)提高焊接線能量和降低冷卻速度的工藝措施。（2）

44、析出脆化：控制加熱速度和冷卻速度，加入一些合金元素阻止碳化物，氮化物等的析出。（3）組織脆化：控制冷卻速度，中等的冷速才能形成M-A組元，冷速太快和太慢都不能產(chǎn)生M-A組元氏體(孿晶馬氏體)；控制合金元素的含量，合金化程度較高時(shí)，奧氏體的穩(wěn)定性較大，因而不易分解而形成M-A組元；控制母材的含碳量，選用合適含碳量的材料。（4）HAZ 的熱應(yīng)變時(shí)效脆化(HSE): 焊接接頭的HSE往往是靜態(tài)應(yīng)變時(shí)效和動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效的綜合作用的結(jié)果。盡量使焊接接頭無缺口，從而減輕動(dòng)態(tài)應(yīng)變時(shí)效脆化程度；采用合適的冷作工序，靜態(tài)應(yīng)變時(shí)效脆化的程度取決于鋼材在焊前所受到的預(yù)應(yīng)變量以及軋制、彎曲、沖孔、剪切、校直、滾圓等冷作

45、工序。焊接工藝上控制加熱速度和最高加熱溫度以及焊接線能量。9如何提高熱影響區(qū)的韌性？韌化的途經(jīng)有那些？答：（1）提高熱影響區(qū)的韌性的措施1)控制組織：對(duì)低合金鋼，應(yīng)控制含碳量，使合金元素的體系為低碳微量多種合金元素的強(qiáng)化體系,應(yīng)盡量控制晶界偏析。2)韌化處理: 對(duì)于一些重要的結(jié)構(gòu)，常采用焊后熱處理來改善接頭的性能。合理制定焊接工藝,正確地選擇焊接線能量和預(yù)熱、后熱溫度是提高焊接韌性的有效措施。（2）韌化的途徑：除了上述措施外，還有如細(xì)晶粒鋼(利用微量元素彌散強(qiáng)化、固熔強(qiáng)化、控制析出相的尺寸及形態(tài)等)采用控軋工藝，進(jìn)一步細(xì)化鐵素體的晶粒，也會(huì)提高材質(zhì)的韌性；采用爐內(nèi)精煉，爐外提純等一系列措施，從

46、而得到高純凈鋼，使鋼中的雜質(zhì)(S、P、O、N等)含量極低，使鋼材的韌性大為提高，也提高了焊接HAZ的韌性。10某廠制造大型壓力容器，鋼材為14MnMoVN鋼，壁厚36mm，采用手弧焊：1)計(jì)算碳當(dāng)量及HAZ最大硬度Hmax（t8/5=4s）;2)根據(jù)Hmax來判斷是否應(yīng)預(yù)熱；3）如何把Hmax降至350HV以下；解：（1）依據(jù)查得14MnMoVN的成分wC=（0.10-0.18）%,wMn=（1.2-1.6）%,wMo=（0.41-0.65）%,wV=（0.05-0.15）%,代入上式得Pcm=0.255，依據(jù) H max（HV10）= 140 + 1089 Pcm- 8.2 t 85 t 8

47、5=4s, Pcm=0.255得H max=524.89 HV（2）H max=524.89 HV 說明其淬硬傾向較大，冷裂傾向也隨之較大，應(yīng)該預(yù)熱（3）依據(jù) H max（HV10）= 140 + 1089 Pcm- 8.2 t 85 H max8.26 s由壁厚36mm可知鋼板為厚板所以 冷卻時(shí)間隨著線能量E和初始溫度T0的提高而延長(zhǎng)，焊接方式和材料確定，則線能量E確定，主要是通過提高初始溫度即預(yù)熱溫度來降低冷卻速度，延長(zhǎng)時(shí)間大于8.26s。從而降低Hmax. 3.焊縫的偏析有哪些類型？為什么說熔合區(qū)是焊接的薄弱部位？答：焊縫的偏析主要有區(qū)域偏析和層狀偏析。熔合區(qū)是焊接的薄弱部位這是因?yàn)槿酆?/p>

48、區(qū)位于焊縫和母材的交界處，是焊縫和母材的過渡區(qū)，熔合區(qū)存在著嚴(yán)重的化學(xué)成分不均勻性，同時(shí)還存在著物理不均勻性。因此熔合區(qū)在組織和性能上也是不均勻的，因此成為焊接接頭的薄弱部位。4.分析偏析對(duì)金屬質(zhì)量的影響？答：偏析對(duì)合金的力學(xué)性能、抗裂性能及耐腐蝕性能等有程度不同的損害。1）晶內(nèi)偏析的存在，使晶粒內(nèi)部成分不均勻，導(dǎo)致合金的力學(xué)性能降低，特別是塑性和韌性降低。此外，晶內(nèi)偏析還會(huì)引起合金化學(xué)性能不均勻，使合金的抗蝕性能下降。）2晶界偏析比晶內(nèi)偏析的危害性更大，它既能降低合金的塑性和高溫性能，又能增加熱裂傾向，因此必須加以防止。3）正常偏析的存在使鑄件性能不均勻，隨后的加工和處理也難以根本消除，故應(yīng)

49、采取適當(dāng)措施加以控制。4）逆偏析會(huì)降低鑄件的力學(xué)性能、氣密性和切削加工性能。5）層狀偏析是不連續(xù)的具有一定寬度的鏈狀偏析帶，帶中常集中一些有害元素（碳、硫、磷等），并常常出現(xiàn)氣孔等缺陷。層狀偏析也會(huì)使焊縫的力學(xué)性能不均勻，抗腐蝕性能下降以及斷裂韌性降低等。偏析也有有益的一面，如利用偏析現(xiàn)象可以凈化或提純金屬等。5簡(jiǎn)述析出性氣體的特征、形成機(jī)理及主要防止措施。答：液態(tài)金屬在冷卻凝固過程中，因氣體溶解度下降，析出的氣體來不及逸出而產(chǎn)生的氣孔稱為析出性氣孔。這類氣孔主要是氫氣孔和氮?dú)饪?。析出性氣孔通常分布在鑄件的整個(gè)斷面或冒口、熱節(jié)等溫度較高的區(qū)域。當(dāng)金屬含氣量較少時(shí)，呈裂紋多角形狀；而含氣量較多時(shí)

50、，氣孔較大，呈團(tuán)球形。焊縫金屬產(chǎn)生的析出性氣孔多數(shù)出現(xiàn)在焊縫表面。氫氣孔的斷面形狀如同螺釘狀，從焊縫表面上看呈喇叭口形，氣孔四周有光滑的內(nèi)壁。氮?dú)饪滓话愠啥殉霈F(xiàn)，形似蜂窩。析出性氣體的形成機(jī)理是：結(jié)晶前沿，特別是枝晶間的氣體溶質(zhì)聚集區(qū)中，氣體的含量將超過其飽和量，被枝晶封閉的液相內(nèi)則具有更大的過飽和含量和析出壓力，而液-固界面處氣體的含量最高，并且存在其他溶質(zhì)的偏析及非金屬夾雜物，當(dāng)枝晶間產(chǎn)生收縮時(shí)，該處極易析出氣泡，且氣泡很難排除，從而保留下來形成氣孔。防止析出性氣體的措施主要有以下幾個(gè)措施：（1）消除氣體來源 保持爐料清潔、干燥，焊件和焊絲表面無氧化物、水分和油污等；控制型砂、芯砂的水分，

51、焊前對(duì)焊接材料（焊條、焊劑、保護(hù)氣體等）進(jìn)行烘干、去水或干燥處理；限制鑄型中有機(jī)粘結(jié)劑的用量和樹脂的含氮量；加強(qiáng)保護(hù)，防止空氣侵入液態(tài)金屬。（2）采用合理的工藝 焊接時(shí)采用短弧焊有利于防止氮?dú)饪祝瑲怏w保護(hù)焊時(shí)用活性氣體保護(hù)有利于防止氫氣孔，選用氧化鐵型焊條可提高抗銹能力。金屬熔煉時(shí)，控制熔煉溫度勿使其過高，或采用真空熔煉，可降低液態(tài)金屬的含氣量。（3）對(duì)液態(tài)金屬進(jìn)行除氣處理 金屬熔煉時(shí)常用的除氣方法有浮游去氣法和氧化去氣法。前者是向金屬液中吹入不溶于金屬的氣體（如惰性氣體、氮?dú)獾龋?，使溶解的氣體進(jìn)入氣泡而排除；后者是對(duì)能溶解氧的液態(tài)金屬（如銅液）先吹氧去氫，再加入脫氧劑去氧。焊接時(shí)可利用焊條藥

52、皮或焊劑中的CaF2和碳酸鹽高溫分解出的CO2氣體進(jìn)行除氫。（4）阻止液態(tài)金屬內(nèi)氣體的析出 提高金屬凝固時(shí)的冷卻速度和外壓，可有效阻止氣體的析出。如采用金屬型鑄造，密封加壓等方法，均可防止析出性氣孔的產(chǎn)生。7、試述夾雜物的形成原理、影響因素及主要防止措施。答：夾雜物是指金屬內(nèi)部或表面存在的和基本金屬成分不同的物質(zhì)，它主要來源于原材料本身的雜質(zhì)及金屬在熔煉、澆注和凝固過程中與非金屬元素或化合物發(fā)生反應(yīng)而形成的產(chǎn)物。夾雜物按照不同的標(biāo)準(zhǔn)可以分為很多種類，不同夾雜物的形成機(jī)理等也不盡相同：（1）一次夾雜物 在金屬熔煉過程中及爐前處理時(shí)，液態(tài)金屬內(nèi)會(huì)產(chǎn)生大量的一次非金屬夾雜物。這類夾雜物的形成大致經(jīng)歷

53、了兩個(gè)階段，即夾雜物的偏晶析出和聚合長(zhǎng)大。排除液態(tài)金屬中一次夾雜物的途徑：1）加熔劑；2）過濾法；3）排除和減少液態(tài)金屬中氣體的措施，如合金液靜置處理、浮游法凈化、真空澆注等。（2）二次氧化夾雜物 液態(tài)金屬與大氣或氧化性氣體接觸時(shí)，其表面很快會(huì)形成一層氧化薄膜。在澆注及充型過程中，由于金屬流動(dòng)時(shí)產(chǎn)生的紊流、渦流及飛濺等，表面氧化膜會(huì)被卷入液態(tài)金屬內(nèi)部。此時(shí)因液體的溫度下降較快，卷入的氧化物在凝固前來不及上浮到表面，從而在金屬中形成二次氧化夾雜物。二次氧化夾雜物的影響因素：1）化學(xué)成分；2）液流特性；3）熔煉溫度。防止和減少二次氧化夾雜物的途徑1）正確選擇合金成分，嚴(yán)格控制易氧化元素的含量。2）

54、采取合理的澆注系統(tǒng)及澆注工藝，保持液態(tài)金屬充型過程平穩(wěn)流動(dòng)。3）嚴(yán)格控制鑄型水分，防止鑄型內(nèi)產(chǎn)生氧化性氣氛。還可加入煤粉等碳質(zhì)材料，或采用涂料，以形成還原性氣氛。4）對(duì)要求高的重要零件或易氧化的合金，可以在真空或保護(hù)性氣氛下澆注。（3）偏析夾雜物 合金結(jié)晶時(shí)，由于溶質(zhì)再分配，在凝固區(qū)域內(nèi)合金及雜質(zhì)元素將高度富集于枝晶間尚未凝固的液相內(nèi)。在一定條件（溫度、壓力等）下，靠近液固界面的“液滴”有可能具備產(chǎn)生某種夾雜物的條件，這時(shí)處于過飽和狀態(tài)的液相L1將發(fā)生L1L2偏晶反應(yīng)，析出非金屬夾雜物。偏析夾雜物的大小主要由合金的結(jié)晶條件和成分來決定。凡是能細(xì)化晶粒的條件都能減小偏析夾雜物的尺寸；形成夾雜物的

55、元素原始含量越高，枝晶間偏析液相中富集該元素的數(shù)量越多，同樣結(jié)晶條件下，產(chǎn)生的偏析夾雜物越大，數(shù)量也越多。9、分析縮孔的形成過程，說明縮孔與縮松的形成條件及形成原因的異同點(diǎn)。答：純金屬、共晶成分合金和結(jié)晶溫度范圍窄的合金，在一般鑄造條件下按由表及里逐層凝固的方式凝固。由于金屬或合金在冷卻過程中發(fā)生的液態(tài)收縮和凝固收縮大于固態(tài)收縮，從而在鑄件最后凝固的部位形成尺寸較大的集中縮孔。其形成過程如下圖所示。鑄件中縮孔形成過程示意圖從圖中可以看出，液態(tài)金屬充滿型腔后，由于鑄型的吸熱作用，其溫度下降，產(chǎn)生液態(tài)收縮。此時(shí)，液態(tài)金屬可通過澆注系統(tǒng)得到補(bǔ)充，因而型腔始終保持充滿狀態(tài)（圖a）。當(dāng)鑄件外表溫度降至凝

56、固溫度時(shí)，鑄件表面就凝固成一層固態(tài)外殼，并將內(nèi)部液體包?。▓Db）。這時(shí)，內(nèi)澆口已經(jīng)凝結(jié)。當(dāng)鑄件進(jìn)一步冷卻時(shí)，殼內(nèi)的液態(tài)金屬因溫度降低一方面產(chǎn)生液態(tài)收縮，另一方面繼續(xù)凝固使殼層增厚并產(chǎn)生凝固收縮；與此同時(shí)，殼層金屬也因溫度降低而發(fā)生固態(tài)收縮。如果液態(tài)收縮和凝固收縮造成的體積縮減等于固態(tài)收縮引起的體積縮減，則殼層金屬和內(nèi)部液態(tài)金屬將緊密接觸，不會(huì)產(chǎn)生縮孔。但是，由于金屬的液態(tài)收縮和凝固收縮大于殼層的固態(tài)收縮，殼內(nèi)液體與外殼頂面將發(fā)生脫離（圖c）。隨著冷卻的進(jìn)行，固態(tài)殼層不斷加厚，內(nèi)部液面不斷下降。當(dāng)金屬全部凝固后，在鑄件上部就形成了一個(gè)倒錐形的縮孔（圖d）。形成縮松和縮孔的基本原因是相同的，即金屬

57、的液態(tài)收縮和凝固收縮之和大于固態(tài)收縮。但形成條件是不同的：產(chǎn)生縮孔的條件是鑄件由表及里逐層凝固。形成縮松的條件是金屬的結(jié)晶溫度范圍較寬，傾向于體積凝固或同時(shí)凝固方式。12、焊件和鑄件的熱應(yīng)力是如何形成的?應(yīng)采取哪些措施予以控制?答：工件在加熱和冷卻過程中，由于各部分的溫度不同造成工件上同一時(shí)刻各部分的收縮或膨脹量不同，從而導(dǎo)致內(nèi)部彼此相互制約而產(chǎn)生應(yīng)力。這種應(yīng)力是由不均勻溫度場(chǎng)引起的，故稱為熱應(yīng)力。焊件中的熱應(yīng)力是由于焊接過程中，移動(dòng)熱源對(duì)焊件的加熱是局部的、不均勻的。在同一時(shí)刻，工件上離熱源中心距離不同的部位其溫度不同，熱源下方的熔池部位溫度最高，距離熔池越遠(yuǎn)溫度越低。焊接時(shí)，鄰近熔池的高溫區(qū)金屬由于熱膨脹受到周圍低溫金屬的限制，產(chǎn)生壓縮塑性變形；而在冷卻過程中，已發(fā)生壓縮塑性變形的這部分金屬又受到周圍條件的制約，不能自由收縮，在不同程度上又被拉伸。與此同時(shí)，熔池凝固形成焊縫。溫度繼續(xù)降低時(shí)，焊縫金屬因冷卻收縮受阻而受到拉伸，但在溫度高于力學(xué)熔點(diǎn)的時(shí)間內(nèi)，焊縫內(nèi)不會(huì)產(chǎn)生熱應(yīng)力；而在溫度低于力學(xué)熔點(diǎn)以下時(shí)，由于材料的彈性得以恢復(fù)，從而使焊縫相應(yīng)產(chǎn)生了