材料成型基本原理復(fù)習.doc

1、.1-3如何認識液態(tài)金屬結(jié)構(gòu)的“長程無序 ”和“近程有序 ”？試舉幾個實驗例證說明液態(tài)金屬或合金結(jié)構(gòu)的近程有序（包括拓撲短程序和化學短程序）答：（ 1）長程無序是指液體的原子分布相對于周期有序的晶態(tài)固體是不規(guī)則的 ，液體結(jié)構(gòu)宏觀上不具備平移、對稱性。近程有序是指相對于完全無序的氣體，液體中存在著許多不?！坝问?”著的局域有序的原子集團（2）說明液態(tài)金屬或合金結(jié)構(gòu)的近程有序的實驗例證 偶分布函數(shù)的特征 對于氣體 ，由于其粒子 （分子或原子 ）的統(tǒng)計分布的均勻性，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) 以相應(yīng)的規(guī)律呈分

2、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，其半徑只有幾個原子間距大小 。 從金屬熔化過程看物質(zhì)熔化時體積變化 、熵變及焓變一般都不大。金屬熔化時典型的體積變化為 3%5% 左右，表明液體的原子間距接近于固體，在熔點附近其系統(tǒng)混亂度只是稍大于固體而遠小于氣體的混亂度。另一方面 ，金屬熔化潛熱約為氣化潛熱的 1/151/30，表明熔化時其內(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（或液相線 ）附近，液態(tài)金屬

3、（或合金 ）的原子集團內(nèi)短程結(jié)構(gòu)類.專業(yè) .專注.似于固體 。 Richter 等人利用X 衍射、中子及電子衍射手段 ，對堿金屬 、Au 、Ag 、Pb 和 Tl 等熔體進行了十多年的系統(tǒng)研究，認為液體中存在著拓撲球狀密排結(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)的五重對稱性及二十面體的存在 ，并推測二十面體存在于所有的單組元簡單液體 。 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)有化學短程序

4、的存在。1-4 ：如何理解實際液態(tài)金屬結(jié)構(gòu)及其三種“起伏 ”特征？答：理想純金屬是不存在的，即使非常純的實際金屬中總存在著大量雜質(zhì)原子 。 實際金屬和合金的液體由大量時聚時散 、此起彼伏游動著的原子團簇 、空穴所組成 ，同時也含有各種固態(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)相當復(fù)雜 。 能量起伏是指液態(tài)金屬中處于熱運動的原子能量有高有低 ，同一原子的能量也在隨時間不停地變化，時高時低的現(xiàn)象。結(jié)構(gòu)起伏是指液態(tài)金屬中大量不停 “游動 ”著的原子團簇不斷地分化組合，由于 “能量起伏 ”，一部分金屬原子 （離子）從某個團簇中分化出去 ，同時又會有另一些原子

5、組合到該團簇中，此起彼伏 ，不斷.專業(yè) .專注.，由于合金液中存在異類原.發(fā)生著這樣的漲落過程，似乎原子團簇本身在“游動 ”一樣，團簇的尺寸及其內(nèi)部原子數(shù)量都隨時間和空間發(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)為游動原子團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動在不時發(fā)生著變化的現(xiàn)象。1-6 ：總結(jié)溫度 、原子間距 （或體積 ）、合金元素或微量元素對液體粘度 高低的影響 。答：與溫度 T 的關(guān)系受兩方面 （正比的線性及負的指數(shù)關(guān)系 ）所共同制約，但總的趨勢隨

6、溫度 T 而下降 。粘度隨原子間距 增大而降低 ，與 3 成反比。合金組元或微量元素對合金液粘度的影響比較復(fù)雜 。許多研究者曾嘗試描述二元合金液的粘度規(guī)律 ，其中 M-H （Moelwyn-Hughes ）模型為： =（X11+X 2）(1-2H m /RT)。式中 1、2、X1、 X2 分別為純?nèi)軇┖腿苜|(zhì)的粘度及各自在溶液中的摩爾分數(shù) ，R 為氣體常數(shù) ，Hm 為兩組元的混合熱 。按 M-H 模型，如果混合熱 Hm 為負值，合金元素的增加會使合金液的粘度上升 。根據(jù)熱力學原理 ，Hm 為負值表明異類原子間結(jié)合力大于同類原子 ，因此摩擦阻力及粘度隨之提高 。M-H 模型得到了一些實驗結(jié)果的驗證

7、。當溶質(zhì)與溶劑在固態(tài)形成金屬間化合物.專業(yè) .專注.子間較強的化學結(jié)合鍵，合金液的粘度將會明顯高于純?nèi)軇┙饘僖旱恼扯?。 當合金液中存在表面及界面活性微量元素 （如 Al-Si 合金變質(zhì)元素 Na ）時，由于冷卻過程中微量元素抑制原子集團的聚集長大，將阻礙金屬液粘度的上升 。通常，表面活性元素使液體粘度降低，非表面活性雜質(zhì)的存在使粘度提高 。1-10 ：液態(tài)金屬的表面張力有哪些影響因素？試總結(jié)它們的規(guī)律。答：液態(tài)金屬的表面張力的影響因素有：（ 1）原子間結(jié)合力 ：原子間結(jié)合力越大 ，表面內(nèi)能越大 ，表面張力也就越大 。 但表面張力的影響因素不僅僅只是原子間結(jié)合力 ，研究發(fā)現(xiàn)有些熔點高的物質(zhì) ，

8、其表面張力卻比熔點低的物質(zhì)低 。 此外，還發(fā)現(xiàn)金屬的表面張力往往比非金屬大幾十倍，而比鹽類大幾倍 。這說明單靠原子間的結(jié)合力是不能解釋一切問題的 。對于金屬來說 ，還應(yīng)當從它具有自由電子這一特性去考慮 。（ 2）溫度 ：液態(tài)金屬表面張力通常隨溫度升高而下降 ，因為原子間距隨溫度升高而增大 。（ 3）合金元素或微量雜質(zhì)元素 ：合金元素或微量雜質(zhì)元素對表面張力的影響 ，主要取決于原子間結(jié)合力的改變 。向系統(tǒng)中加入削弱原子間結(jié)合力的組元 ，會使表面張力減小 ，使表面內(nèi)能降低 ，這樣，將會使表面張力降低 。 合金元素對表面張力的影響還體現(xiàn)在溶質(zhì)與溶劑原子體積之差 。當溶質(zhì)的原子體積大于溶劑原子體積 ，

9、由于造.專業(yè) .專注.成原子排布的畸變而使勢能增加，所以傾向于被排擠到表面，以降低整個系統(tǒng)的能量。這些富集在表面層的元素，由于其本身的原子體積大 ，表面張力低 ，從而使整個系統(tǒng)的表面張力降低。原子體積很小的元素 ，如 O、S、N 等，在金屬中容易進入到熔劑的間隙使勢能增加 ，從而被排擠到金屬表面，成為富集在表面的表面活性物質(zhì)。由于這些元素的金屬性很弱，自由電子很少 ，因此表面張力小 ，同樣使金屬的表面張力降低。（4）溶質(zhì)元素的自由電子數(shù)目：大凡自由電子數(shù)目多的溶質(zhì)元素，由于其表面雙電層的電荷密度大，從而造成對金屬表面壓力大 ，而使整個系統(tǒng)的表面張力增加 ?；衔锉砻鎻埩χ暂^低 ，就是由于其

10、自由電子較少的緣故 。2-2 ：從停止流動機理角度，通常將合金分為兩類，即具有固定凝固溫度點或窄結(jié)晶溫度范圍的合金，以及寬結(jié)晶溫度范圍的合金。請基于機理分析兩類合金的流動性差別。純金屬和窄結(jié)晶溫度范圍合金停止流動的過程可以分為以下幾個階段 : (a) 過熱量未完全散失前為純液態(tài)流動；(b) 冷的前端在型壁上凝固結(jié)殼 ；(c) 后邊的金屬液在被加熱的管道中流動 ，冷卻強度下降 。由于液流通過 區(qū)終點時 ，尚有一定的過熱度 ，將已經(jīng)凝固的殼重新熔化 ，為第 區(qū)，所以該區(qū)是先凝固成殼后又完全融化 。 第區(qū)是未被完全熔化而保留下來的一部分固相區(qū) ，在該區(qū)的終點金屬液耗盡了過熱熱量 。在 IV 區(qū)，液相

11、和固相具有相同的溫度一一結(jié)晶溫.專業(yè) .專注.度。由于在該區(qū)的起點處結(jié)晶開始較早 ，斷面上結(jié)晶完畢也較早 ，往往在它附近發(fā)生堵塞 。前端液態(tài)金屬凝固收縮 ，形成吸力 ，產(chǎn)生喇叭狀縮孔 。結(jié)晶溫度范圍很寬的合金的停止流動機理過程 ：在過熱量未散失盡以前 ，金屬液也以純液態(tài)流動 。溫度下降到液相線以下時 ，從液流中析出晶體 ，順流前進并不斷長大 。 液流前端不斷與冷的型壁接觸，因此冷速最快 、所形成的晶粒數(shù)量最多 ，并且金屬液的黏度增加、流速減慢 。當晶粒數(shù)量達到某一臨界數(shù)量時 ，便結(jié)成一個連續(xù)的網(wǎng)絡(luò) 。當液流的壓力不能克服此網(wǎng)絡(luò)的阻力時 ，即發(fā)生堵塞而停止流動 。在液態(tài)金屬的前端析出 15%20

12、% 的固相量時 ，流動就停止 。合金的結(jié)晶溫度范圍越寬 ，枝晶就越發(fā)達 ，從液流前端析出相對較少的固相量時 ，亦即在相對較短的時間內(nèi) ，液態(tài)金屬便停止流動 。 因此，對應(yīng)相圖上結(jié)晶溫度范圍最大處成分的合金，其流動性最小 。2-3 ：為什么Al-Si合金液最佳流動性的成分范圍不在共晶成分處，而在過共晶成分的某一范圍？Al-Si 合金鑄造后得到的組織是粗大的針狀硅晶體和固溶體的共晶組織 ，粗大的硅晶體極脆，嚴重地降低了合金的塑性和韌性。為改善合金的性能需采用變質(zhì)處理，即在澆注前在合金液體中加入變質(zhì)劑 (常用鈉鹽混合物 )，以細化合金組織 ，提高合金的強度和塑性，.專業(yè) .專注.由于鈉能促進 Si

13、的生核，并能吸附在 Si 的表面阻礙它長大 ，使合金組織細化 ，同時使共晶點右移，原合金成分變?yōu)閬喒簿С煞?，所以變質(zhì)后的組織為初生固溶體 + 細密的共晶體 ( +Si)組成。共晶體中的 Si 細小，使合金的強度與塑性顯著提高2-5 ：某飛機制造廠的一牌號為Al-Mg合金（成分確定 ）機翼因鑄造常出現(xiàn) “澆不足 ”缺陷而報廢 ，如果你是該廠工程師，請問可采取哪些工藝措施來提高成品率？答：機翼鑄造常出現(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 。（

14、 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) ，提高金屬液的充型能力 。3-3 ：凝固速度對鑄件凝固組織、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？改變鑄件的澆注溫度 、澆鑄方式與澆鑄速度 ；.專業(yè) .專注.選用適當?shù)蔫T型材料和起始（預(yù)熱）溫度；在鑄型中適當布置冷鐵 、冒口與澆口 ； 在鑄型型腔內(nèi)表面涂敷適當厚度與性能的涂料。3-4 ：比較同樣體積大小的球狀、塊狀、板狀及桿狀鑄件凝固時間的長短 。答：一般在體積相同的情況下上述物體的表面積大小依次為：A 球A 塊A 板t 塊 t 板 t 桿3-5: 在砂型中澆鑄尺

15、寸為 300mm 300mm 20 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 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：熱物性熱導率 比熱容 c密度 熱擴散率結(jié)晶潛熱W/mkJ/kg KKg/m 3：m 2 /sJ/kg材料純鋁212120027006.5 10 -53.9 10 5砂型0.739184016002.5 10 -7試求：（ 1）根據(jù)平方根定律計算不同時刻鑄件凝固層厚度s,并作出 s 曲線；（2）分別用 “平方根定律 ”及 “折算厚度法則 ”計算鑄件的完全凝.專業(yè) .

16、專注.固時間 ，并分析差別 。解：(1) 公式代入相關(guān)已知數(shù) ：b2 =（）（解得 ： b2 =1475K=1.9433mm/根據(jù)公式= /K計算出不同時刻鑄件凝固層厚度s 如表 ：（s）02040608010012004.226.007.318.449.4310.3（ mm ）-關(guān)系曲線圖 ：.專業(yè) .專注.（ 2） 利用 “平方根定律 ”計算出鑄件的完全凝固時間 ：取 =10mm ，帶入公式解得 =112.4s利用 “折算厚度法則 ”計算鑄件的完全凝固時間：R=V 1/A 1 =8.824mm= （ R/K ）2 =87.5s采用 “平方根定律 ”計算出的鑄件凝固時間比 “折算厚度法則 ”

17、的計算結(jié)果要長 ，這是因為 “平方根定律 ”的推導過程沒有考慮鑄件沿四周板厚方向的散熱 。3-6. 下圖為一灰鑄鐵底座鑄件的斷面形狀，其厚度為 30mm ，利用.專業(yè) .專注.“模數(shù)法 ”分析砂型鑄造時底座的最后凝固部位 ，并估計凝固終了時間。答：將底座分割成 A、B、C、D 四類規(guī)則幾何體如下查表可得 ：K=0.72(cm)對 A： RA =V A /A A =1.23cmA =R A 2/K A2 =2.9min對 B： RB=V B/A B=1.33cmB =R B2/K B2=3.4min對 C： RC=V C/A C=1.2cmC=R C2 /KB2 =2.57min對 D： RD

18、=V D/A D=1.26cm.專業(yè) .專注.D =R D2 /K D2 =3.06min因此最后凝固部位為底座中肋B 處，凝固終了時間為3.4 分鐘 。4-2 ：結(jié)合公式 d G=pdT+ （）dp 和下圖說明過冷度T 是影響凝固相變驅(qū)動力G 的決定因素 。答：GV:液-固體積自由能之差Tm ：液- 固平衡凝固點T Tm 時， G=G S-G L0,此時 ， 固相 液相T=T m 時， G=G S-G L=0,此時， 液固平衡TT m 時， G=G S-G L0,此時，液相 固相所以 G 即為相變驅(qū)動力GV= -：熔化潛熱 ，=(T m -T) ：過冷度.專業(yè) .專注.由于對某一特定金屬或合

19、金而言，及均為定值 ， 所以過冷度是影響凝固相變驅(qū)動力的決定因素 。4-3 ：若金屬固溶體以初生相按樹枝晶單向生長 ，且生長釋放的潛熱與熱量導出相平衡 ，試分析其枝晶端部可能具有哪些類型的過冷 。若金屬固溶體以初生相按等軸樹枝晶在熔體中生長會怎樣 ？.專業(yè) .專注.4-4 ：結(jié)合下圖解釋臨界晶核半徑r * 和形核功G* 的意義，以及為什么形核要有一定過冷度 。液相中形成球形晶胚時自由能變化液態(tài)金屬 r、r* 與 T 的關(guān)系及臨界過冷度 T*臨界晶核半徑 r*的意義如下 ：rr*時，產(chǎn)生的晶核極不穩(wěn)定 ，隨即消散 ；r = r *時，產(chǎn)生的晶核處于介穩(wěn)狀態(tài) ，既可消散也可生長 ；rr*時，不穩(wěn)定

20、的晶胚轉(zhuǎn)化為穩(wěn)定晶核，開始大量形核 。故 r*表示原先不穩(wěn)定的晶胚轉(zhuǎn)變?yōu)榉€(wěn)定晶核的臨界尺寸。臨界形核功* 的意義如下 ：表示形核過程系統(tǒng)需克服的能量障礙，即形核 “能壘 ”。只有當 時 ，*液相才開始形核 。.專業(yè) .專注.形核必須要有一定過冷度的原因如下：由形核功的公式 ： G=32（均質(zhì)形核 ）SLGhe *=（非均質(zhì)形核 ）對某種晶體而言SL、H m 、Tm 、 VS 均為定值 ， G* T-2 ，過冷度T越小，形核功GT時，G ，這表明*越大，當0*過冷度很小時難以形成形核，所以物質(zhì)凝固形核必須要有一定過冷度。4-5 ：比較式 （4-14 ）與式（4-18 ）、式（4-15 ）與式（4

21、-19 ），說明為什么異質(zhì)形核比均質(zhì)形核容易 ，以及影響異質(zhì)形核的基本因素和其它條件 。*均質(zhì)形核的形核功式 4-14 ：G=式 4-18 ：G*=f （）= （ 2-3cos +cos 3）數(shù)值為 01非均質(zhì)形核的形核功式 4-15 ：G* = A * SL= *4 (r *)2=.專業(yè) .專注.式 4-19 ：I=Cexp （）exp （）=I 0exp （）exp形核率公式kB:玻爾茲曼常數(shù)Gd:擴散激活能G*：形核功答：異質(zhì)形核比均質(zhì)形核容易的原因如下：首先，從（4-14 ）式和 (4-18) 式可以看出 ：非均質(zhì)形核時的球缺的臨界曲率半徑與均質(zhì)形核時的相同，但新生固相的球缺實際體積卻

22、比均質(zhì)形核時的晶核體積小得多，所以，從本質(zhì)上說 ，液體中晶胚附在適當?shù)幕捉缑嫔闲魏耍w積比均質(zhì)臨界晶核體積小得多時便可達到臨界晶核半徑。再從（5-15 ）式和 (5-19) 式可以看出 ：=f （）*顯然接觸角大小(晶體與雜質(zhì)基底相互潤濕程度)影響非均質(zhì)形核的難易程度 。由于通常情況下 ，接觸角 遠小于 8 ，所以 ，非均質(zhì)形核功遠小于均質(zhì)形核功。非均質(zhì)形核過冷度*比均質(zhì)形核的要小得多。綜合上述幾方面原因 ，所以異質(zhì)形核比均質(zhì)形核容易得多。(2)影響異質(zhì)形核的基本因素如下：首先，非均質(zhì)形核必須滿足在液相中分布有一些雜質(zhì)顆?；蜩T型表面來提供形核基底 。其次，接觸角 180，因為當 8 時，.專

23、業(yè) .專注.= 。 此時非均質(zhì)形核不起作用 。影響異質(zhì)形核的其它條件 ：a. 基底晶體與結(jié)晶相的晶格錯配度的影響 。=100%: 結(jié)晶相點陣間隔：雜質(zhì)點陣間隔錯配度 越小，共格情況越好 ，界面張力SC 越小，越容易進行非均質(zhì)形核 。b.過冷度的影響 。過冷度越大 ，能促使非均勻形核的外來質(zhì)點的種類和數(shù)量越多 ，非均勻形核能力越強 。4-8 ：討論兩類固 -液界面結(jié)構(gòu) （粗糙面和光滑面 ）形成的本質(zhì)及其判據(jù)。答：（ 1）a.固-液界面結(jié)構(gòu)主要取決于晶體生長時的熱力學條件及晶面取向 。 設(shè)晶體內(nèi)部原子配位數(shù)為，界面上（某一晶面 ）的配位數(shù)為 ，晶體表面上有 N 個原子位置只有NA 個固相原子 （

24、x= ）則在熔點 Tm 時，單個原子由液相向固 -液界面的固相上沉積的相對自由能變化為 ：（）（）+x+ （ 1-x ）（）（）（）（ ）k 為玻爾滋曼常數(shù) ，為單個原子的熔融熵 ，被稱為 jackson因子。.專業(yè) .專注.通過分析比較不同值時相對自由能與界面原子占據(jù)率可以看出：2 時，F(xiàn)S 在 x=0.5 （晶體表面有一半空缺位置 ）時有一個極小值 ，即自由能最低 ；25 時，F(xiàn)S 在偏離 x 中心位置的兩旁 （但仍離 x=0 或 x=1 處有一定距離 ）有兩個極小值 。此時 ，晶體表面尚有一小部分位置空缺或大部分位置空缺 ；5 時，F(xiàn)S 在接近 x=0 或 x=1 處有兩個極小值 。此時

25、，晶體表面位置幾乎全被占滿或僅有極少數(shù)位置被占據(jù) 。 非常大時， FS 的兩個最小值出現(xiàn)在 x0，x1 的地方（晶體表面位置已被占滿 ）。若將 ， =0.5同時代入 （ ）， 單個原子的熔融熵為 ：= = k/ =2k =4k，對于 1 摩爾，熔融熵（其中：NA 為阿伏加德羅常數(shù) ，R 為氣體常數(shù) ）。由式 （上升，則 增大，） 可知，熔融熵 S所以 S4R 時，界面以粗糙面為最穩(wěn)定 ，此時晶體表面容易接納液相中的原子而生長 。熔融熵越小 ，越容易成為粗糙界面 。 因此，液-固微觀界面結(jié)構(gòu)究竟是粗糙面還是光滑面主要取決于物質(zhì)的熱力學性質(zhì)。另一方面 ，對于熱力學性質(zhì)一定的同種物質(zhì) ，/值取決于界

26、面是哪個晶面族 。對于密排晶面 ， / 值是高的 ，對于非密排晶面 ， / 值是低的 ，根據(jù)式（ 2）， 值/越低 ， 值越小 。這說明非密排.專業(yè) .專注.晶面作為晶體表面 （固-液界面）時，微觀界面結(jié)構(gòu)容易成為粗糙界面。b.晶體生長界面結(jié)構(gòu)還會受到動力學因素的影響 ，如凝固過冷度及結(jié)晶物質(zhì)在液體中的濃度等 。過冷度大時 ，生長速度快 ，界面的原子層數(shù)較多 ，容易形成粗糙面結(jié)構(gòu) ，而過冷度小時界面的原子層數(shù)較少 ，粗糙度減小 ，容易形成光滑界面 。濃度小的物質(zhì)結(jié)晶時，界面生長易按臺階的側(cè)面擴展方式進行 （固-液界面原子層厚度?。瑥亩词?2 時，其固 -液界面也可能有光滑界面結(jié)構(gòu)特征 。（

27、2）可用 Jackson 因子作為兩類固 -液界面結(jié)構(gòu)的判據(jù) ：2 時，晶體表面有一半空缺位置時自由能最低 ，此時的固 - 液界面（晶體表面 ）為粗糙界面 ;5 時，此時的固 -液界面（晶體表面 ）為光滑界面 ;=2 5 時，此時的固 - 液界面（晶體表面 ）常為多種方式的混合 ，Bi、Si、Sb 等屬于此類 。4-10 ：固-液界面結(jié)構(gòu)如何影響晶體生長方式和生長速度？同為光滑固-液界面，螺 旋位錯生長機制與二維晶核生長機制的生長速度對過冷度的關(guān)系有何不同 ？答：（ 1）固-液界面結(jié)構(gòu)通過以下機理影響晶體生長方式 ：粗糙面的界面結(jié)構(gòu) ,有許多位置可供原子著落 ，液相擴散來的原子很容易被接納并與

28、晶體連接起來 。由熱力學因素可知生長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.專業(yè) .專注.進行 “連續(xù)生長 ”，其生長方向為界面的法線方向。對于光滑面 ，由于光滑界面在原子尺度界面是光滑的，單個原子與晶面的結(jié)合較弱 ，容易跑走 ，因此，只有依靠在界面上出現(xiàn)臺階，然后從液相擴散來的原子沉積在臺階邊緣，依靠臺階向側(cè)面生長（“側(cè)面生長 ”）。臺階形成的方式有三種機制：二維晶核機制 ，螺旋位錯機制 ，孿晶面機制 。固-液界面結(jié)構(gòu)通過以下機理晶體影響生長速度：對粗糙界面而言 ，其生長方式為連續(xù)生長 ，生長速度 R1 與實際過冷度 T 成線性關(guān)系（ D 為原子的擴散系數(shù)

29、，R 為氣體常數(shù) ， 為常數(shù)）對光滑界面而言 ：二維晶核臺階生長的速度為：（ 、 為常數(shù)）螺旋位錯臺階生長速度為：( 為常數(shù) )(2) 螺旋位錯生長機制與二維晶核生長機制的生長速度對過冷度的關(guān)系不同點如下 ：對二維晶核生長機制而言，在 T 不大時生長速度 R2 幾乎為零 ，當達到一定 T 時 R 突然增加很快 ，其生長曲線 R T 與連續(xù)生長曲線相遇，繼續(xù)增大 T，完全按連續(xù)方式進行 。對螺旋位錯生長機制而言 ，在過冷度不太大時 ，速度與 T 的平方成正比 。在過冷度相當大時 ，其生長速度與連續(xù)生長方式相重.專業(yè) .專注.合。由于其臺階在生長過程中不會消失，生長速度比二維臺階生長要快。此外，與

30、二維晶核臺階生長相比較，二維晶核在 T 小時生長速度幾乎為零 ，而螺旋位錯生長方式在小T 時卻已具有一定的生長速度。5-2 何謂結(jié)晶過程中的溶質(zhì)再分配 ?它是否僅由平衡分配系數(shù) K0 所決定?當相圖上的液相線和固相線皆為直線時，試證明 K0 為一常數(shù) 。答：結(jié)晶過程中的溶質(zhì)再分配 ：是指在結(jié)晶過程中溶質(zhì)在液 、固兩相重新分布的現(xiàn)象 。溶質(zhì)再分配不僅由平衡分配系數(shù)K0 決定 ，還受自身擴散性質(zhì)的制約，液相中的對流強弱等因素也將影響溶質(zhì)再分配。當相圖上的液相線和固相線皆為直線時K0 為一常數(shù) ，證明如下 ：如下圖所示 ：液相線及固相線為直線 ，設(shè)其斜率分別為 m L 及 m S，雖然 、 隨溫.專

31、業(yè) .專注.度變化有不同的值 ，但常數(shù)，此時，K0 與溫度及濃度無關(guān) ，所以，當液相線和固相線為直線時，不同溫度和濃度下K0 為定值 。5-7: 在固相無擴散而液相僅有擴散凝固條件下，分析凝固速變大（ R1 R2，且 R2 R1）時，固相成分的變化情況 ，以及溶質(zhì)富集層的變化情況 。（ 1）固相成分將發(fā)生下列變化 ：當凝固速度增大時 ，固液界面前沿的液相 和固相都將經(jīng)歷 ：穩(wěn)定態(tài) 不穩(wěn)定態(tài) 穩(wěn)定態(tài)的過程 。如上圖所示 ，當 R2 R1 時 在新、舊穩(wěn)定狀態(tài)之間 ，CS C0 。重新 恢復(fù)到穩(wěn)定時 ，CS 又回到 C0。R2 上升 越多，R2/R 1 越大，不穩(wěn)定區(qū)內(nèi) CS 越高 。.專業(yè) .專

32、注.（2）溶質(zhì)富集層的變化情況如下：在其它條件不變的情況下 ，R 越大，在固 - 液界面前沿溶質(zhì)富集越嚴重，曲線越陡峭 。如上圖所示 。 R2 越大，富集層高度C 越大，過渡區(qū)時間t 越長，過渡區(qū)間也就越寬 。在新的穩(wěn)定狀態(tài)下 ，富集區(qū)的面積將減小 。5-8 ：根據(jù)公式,試分析比較在凝固穩(wěn)定階段，“液相部分混合 ”與“液相僅有有限擴散 ”兩種情況下的高低。.專業(yè) .專注.5-9 ：設(shè)某二元鋁合金的液相線及固相線均為線性，液相線斜率為=-1.5K/% （濃度每增加1% ，液相線溫度下降1.5K ），其 =0.25 ，原始合金成分 =1% ，純鋁熔點約取為 =660 。 在“液相只有有限擴散”溶質(zhì)

33、再分配條件下 ，穩(wěn)定狀態(tài)的凝固速度R=100 時，溶質(zhì)擴散系數(shù)。（1）畫出具有液相線及固相線的部分相圖（溫度坐標從653 到661 ，成分坐標從 0 到 5%），分別計算固 -液界面前沿各處的 (保留四位小數(shù) )及對應(yīng)的 (保留一位小數(shù) )，將計算值填入下表 。020406080100200600（）.專業(yè) .專注.（2）根據(jù)計算結(jié)果作圖描點，以光滑曲線表達及的關(guān)系，并對相對的關(guān)系做簡要討論。若考慮凝固需要的動力學過冷度(這里有意夸大 )，在圖中以虛線作另一條實際的曲線（3）以界面前沿液體的實際溫度梯度及在圖上分別作直線，并指出是否產(chǎn)生成分過冷。（1）：根據(jù)公式（），將數(shù)據(jù)帶入分別計算出各 處

34、的（）數(shù)值見下表 。將各各 處的 （ ）數(shù)值帶入公式（）得到的也見表格020406080100200600（ ）43.01102.34801.90361.60571.40601.05491.00006546550565605657.1657.6657.9658.4658.5（2）根據(jù)計算結(jié)果 ，作圖如下 ?？梢姡x開界面處 ，由于液相濃度隨距離 逐漸降低 ，液相線溫度也逐漸上升 。.專業(yè) .專注.，（3）作圖可見 ，8時無成分過冷 ，而時出現(xiàn)了成分過冷 。5-10 ：設(shè)某合金的 =0.6 ，液相線斜率絕對值為, 溶質(zhì)擴散系數(shù)。（1）當在 “液相只有有限擴散 ”溶質(zhì)再分配條件下 ，穩(wěn)定狀態(tài)的凝固

35、速度，界面前沿液體溫度梯度時，判斷在合金原始成分分別為及兩兩種情況下成分過冷的可能；（2）在上述合金原始成分為條件下，若分別使 R 變大或 變小，會發(fā)生何情況 ？(1)根據(jù) “成分過冷 ”判別式 ：將數(shù)據(jù)帶入有 ，,當時：左端：（）（），（）.專業(yè) .專注.（）右端：（）即：，表明在 =0 處溫度梯度 正好與曲線相切 ，不會出現(xiàn)成分過冷 ；時：（）8（）即：，所以在時出現(xiàn)成分過冷（2）：在上述合金原始成分為條件下，若分別使 R 變大或變小，都將出現(xiàn)成分過冷 。5-11:成分過冷的大小受哪些因素的影響?如何影響 ？成分過冷的判據(jù)為當“液相只有有限擴散 ”時，,代入上式后得其中： ：液相中溫度梯度

36、：晶體生長速度：液相斜線率：原始成分濃度：液相中溶質(zhì)擴散系數(shù)：平衡分布系數(shù)成分過冷的大小主要受下列因素的影響:.專業(yè) .專注.1）液相中溫度梯度 , 越小 ,越有利于成分過冷2）晶體生長速度 ,越大,越有利于成分過冷3）液相線斜率 ， 越大 ,越有利于成分過冷4）原始成分濃度, 越高 ,越有利于成分過冷5）液相中溶質(zhì)擴散系數(shù) ,越低 ,越有利于成分過冷6）平衡分配系數(shù), 時， 越小 ,越有利于成分過冷 ；1 時， 越大 ,越有利于成分過冷 。(注:其中的 和為工藝因素 ,相對較易加以控制 ;, , , ，為材料因素 ,較難控制 )5-15 ：討論成分過冷對單相固溶體凝固組織形貌的影響，其中需注

37、重說明界面由平面胞狀的條件 、胞狀晶樹枝狀晶的趨勢與因素、外生生長內(nèi)生生長的前提 。答 : 平面晶 胞狀晶 柱狀樹枝晶“成分過冷 ”對單相固溶體組織形貌的影響:隨著 “成分過冷 ”程度的增大 ，固溶體生長方式由無“成分過冷 ”時的“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 ，不一定能得到 100 的共晶組織 ，而是得到亞共晶或過共晶組織 ，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反而得到100 的共晶組.專業(yè) .專注.織；3）有些非共晶成分的合金 ，在一定的冷速下 ，

38、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 ”。外生生長內(nèi)生生長“外生生長 ”:晶體自型壁生核 ，然后由外向內(nèi)單向延伸的生長方式 ，稱為 “外生生長 ”。平面生長 、胞狀生長和柱狀樹枝晶生長都屬于外生生長。“內(nèi)生生長 ”:等軸枝晶在熔體內(nèi)部自由生長的方式則稱為“內(nèi)生生長 ”。如果 “成分過冷 ”在遠離界面處大于異質(zhì)形核所需過冷度就會在異內(nèi)部熔體中產(chǎn)生新的晶核 ，造成 “內(nèi)生生長 ”，使得自由樹枝晶在固 - 液界面前方的熔體中出現(xiàn) 。外生生長向內(nèi)生生長的轉(zhuǎn)變的前提是 :成分過冷區(qū)的進一步加大 。決定因素 :外生生長向內(nèi)生生長的轉(zhuǎn)變是由成分過冷的大小和外來質(zhì)點

39、非均質(zhì)生核的能力這兩個因素所決定的 。大的成分過冷和強生核能力的外來質(zhì)點都有利于內(nèi)生生長并促進內(nèi)部等軸晶的形成 。5-：試描述離異共晶組織的兩種情況及其形成原因。答:離異共晶組織有兩種情況 : “晶間偏析 ”和“暈圈 ”。晶間偏析的形成原因如下 :(1)由系統(tǒng)本身的原因 :如果合金成分偏離共晶點很遠 ，初晶相長得很大 ，共晶成分的殘留液體很少 ，類似于薄膜分布于枝晶之間 。 當共晶轉(zhuǎn)變時 ，一相.專業(yè) .專注.就在初晶相的枝晶上繼續(xù)長出，而把另一相單獨留在枝晶間.(2)由另一相的生核困難所引起:合金偏離共晶成分 ，初晶相長得較大 。 如果另一相不能以初生相為襯底而生核 ，或因液體過冷傾向大而使

40、該相析出受阻時 ，初生相就繼續(xù)長大而把另一相留在枝晶間 。暈圈的形成原因 : 由兩相在生核能力和生長速度上的差別所引起的 , 所以在兩相性質(zhì)差別較大 的非小晶面 - 小晶面共晶合金中常見到暈圈組織。5- ：論述成分過冷與熱過冷的涵義以及它們之間的區(qū)別和聯(lián)系 。成分過冷的涵義 :合金在不平衡凝固時 ，使液固界面前沿的液相中形成溶質(zhì)富集層 ，因富集層中各處的合金成分不同 ，具有不同的熔點 ，造成液固前沿的液相處于不同的過冷狀態(tài) ，這種由于液固界面前沿合金成分不同造成的過冷 。熱過冷的涵義 : 界面液相側(cè)形成的負溫度剃度 ，使得界面前方獲得大于 的過冷度 。成分過冷與熱過冷的區(qū)別:熱過冷是由于液體具有較大的過冷度時 ，在界面向前推移的情況下，結(jié)晶潛熱的釋放而產(chǎn)生的負溫度梯度所形成的 。 可出現(xiàn)在純金屬或合金的凝固過程中 ，一般都生成樹枝晶 。成分過冷是由溶質(zhì)富集所產(chǎn)生，只能出現(xiàn)在合金的凝固過