材料成型基本原理課后答案

1、第一章習(xí)題1 .液體與固體及氣體比較各有哪些異同點(diǎn)？哪些現(xiàn)象說明金屬的熔化并不是原子間結(jié)合力的全部破壞?答：(1)液體與固體及氣體比較的異同點(diǎn)可用下表說明相同點(diǎn)不同點(diǎn)液體具有自由表面；可壓縮性很低具有流動(dòng)性，不能承受切應(yīng)力；遠(yuǎn)程無序，近程有序固體不具有流動(dòng)性，可承受切應(yīng)力；遠(yuǎn)程有序液體完全占據(jù)容器空間并取得容器內(nèi)腔形狀；具有流動(dòng)性遠(yuǎn)程無序，近程有序；有自由表面；可壓縮性很低氣體完全無序；無自由表面；具有很高的壓縮性Vm/V為3%5蛇右，表明(2)金屬的熔化不是并不是原子間結(jié)合力的全部破壞可從以下二個(gè)方面說明:物質(zhì)熔化時(shí)體積變化、婿變及焰變一般都不大。金屬熔化時(shí)典型的體積變化液體的原子間距接近于

2、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。金屬熔化潛熱Hm約為氣化潛熱H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o2 .如何理解偶分布函數(shù)g(r)的物理意義？液體的配位數(shù)N、平均原子間距各表示什么？答：分布函數(shù)g(r)的物理意義：距某一參考粒子r處找到另一個(gè)粒子的幾率，換言之，表示離開參考原子(處于坐標(biāo)原子r=0)距離為r的位置的數(shù)密度p(r)對(duì)于平均數(shù)密度P。(=N/V)的相對(duì)偏差。N1表示參考原子周圍最近鄰(即第一殼層)原子數(shù)。r1表示參考原子與其周圍第一

3、配位層各原子的平均原子間距，也表示某液體的平均原子間距。3 .如何認(rèn)識(shí)液態(tài)金屬結(jié)構(gòu)的“長程無序”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

4、(r)以相應(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、婿變及焰變一般都不大。金屬熔化時(shí)典型的體積變化Vm/V為3%5%E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HL約為氣化潛熱H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)

5、金屬(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10-6-10-7cmiReichert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-SnCu-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：理想純金屬是不存在的

6、，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)間和空間發(fā)

7、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。5 .根據(jù)圖1-10及式（1-7）說明為動(dòng)力學(xué)粘度7的物理意義，并討論液體粘度7（內(nèi)摩擦阻力）與液體的原子間結(jié)合力之間的關(guān)系。答：物理意義：作用于液體表面的應(yīng)力T大小與垂直于該平面方向上的速度梯度dVX/dy的比例系數(shù)。通常液體的粘度表達(dá)式為Cexp（U/kBT）。這里kB為Bolzmann常數(shù)，U為無外力作用時(shí)原子之間的結(jié)合能（或原子擴(kuò)散勢壘）

8、，C為常數(shù)，T為熱力學(xué)溫度。根據(jù)此式，液體的粘度rj隨結(jié)合能U按指數(shù)關(guān)系增加，這可以理解為，液體的原子之間結(jié)合力越大，則內(nèi)摩擦阻力越大，粘度也就越高。6 .總結(jié)溫度、原子間距（或體積）、合金元素或微量元素對(duì)液體粘度T高低的影響。答：7與溫度T的關(guān)系受兩方面（正比的線性及負(fù)的指數(shù)關(guān)系）所共同制約，但總的趨勢隨溫度T而下降。3粘度隨原子間距S增大而降低，與3成反比。合金組元或微量元素對(duì)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：Hm（Xi1X22）12RT（1-9）式中71、7）2、X1、X2分別為純?nèi)軇┖腿苜|(zhì)的粘度及各自在

9、溶液中的mole分?jǐn)?shù)，R為氣體常數(shù)，H為兩組元的混合熱。按M-H模型，如果混合熱Hm為負(fù)值，合金元素的增加會(huì)使合金液的粘度上升。根據(jù)熱力學(xué)原理，即為負(fù)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(shí)驗(yàn)結(jié)果的驗(yàn)證。當(dāng)溶質(zhì)與溶劑在固態(tài)形成金屬間化合物，由于合金液中存在異類原子間較強(qiáng)的化學(xué)結(jié)合鍵，合金液的粘度將會(huì)明顯高于純?nèi)軇┙饘僖旱恼扯?。?dāng)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(shí)，由于冷卻過程中微量元素抑制原子集團(tuán)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。7.過共析鋼液7=

10、0.0049Pa.S,鋼液的密度為7000kg/m3,表面張力為1500mN/m加鋁脫氧，生成密度為5400kg/m3的ALQ,如能使ALQ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Al2Q最小顆粒的尺寸。2g(mB)r2答：根據(jù)流體力學(xué)的斯托克斯公式：9，式中：為夾雜物和氣泡的上浮速度，r為氣泡或夾雜的半徑，Pm為液體合金密度，PB為夾雜或氣泡密度，g為重力加速度。r91.34104Jg(mB)m分析物質(zhì)表面張力產(chǎn)生的原因以及與物質(zhì)原子間結(jié)合力的關(guān)系。答：表面張力是由于物體在表面上的質(zhì)點(diǎn)受力不均所造成。由于液體或固體的

11、表面原子受內(nèi)部的作用力較大，而朝著氣體的方向受力較小，這種受力不均引起表面原子的勢能比內(nèi)部原子的勢能高。因此，物體傾向于減小其表面積而產(chǎn)生表面張力。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，與上述論點(diǎn)相反的例子大量存在。研究發(fā)現(xiàn)有些熔點(diǎn)高的物質(zhì)，其表面張力卻比熔點(diǎn)低的物質(zhì)低，如Mg與Zn同樣都是二價(jià)金屬，Mg的熔點(diǎn)為650C,Zn的熔點(diǎn)為420C,但Mg的表面張力為559mN/mZn的表面張力卻為782mN/m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(duì)于金屬來說，還應(yīng)當(dāng)從它

12、具有自由電子這一特性去考慮。9 .表面張力與界面張力有何異同點(diǎn)？界面張力與界面兩側(cè)(兩相)質(zhì)點(diǎn)間結(jié)合力的大小有何關(guān)系？答：界面張力與界面自由能的關(guān)系相當(dāng)于表面張力與表面自由能的關(guān)系，即界面張力與界面自由能的大小和單位也都相同。表面與界面的差別在于后者泛指兩相之間的交界面，而前者特指液體或固體與氣體之間的交界面，但更嚴(yán)格說，應(yīng)該是指液體或固體與其蒸汽的界面。廣義上說，物體(液體或固體)與氣相之間的界面能和界面張力為物體的表面能和表面張力。當(dāng)兩個(gè)相共同組成一個(gè)界面時(shí)，其界面張力的大小與界面兩側(cè)(兩相)質(zhì)點(diǎn)間結(jié)合力的大小成反比，兩相質(zhì)點(diǎn)間結(jié)合力越大，界面能越小，界面張力就越?。粌上嚅g結(jié)合力小，界面張

13、力就大。相反，同一金屬(或合金)液固之間，由于兩者容易結(jié)合，界面張力就小。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(diǎn)高的物質(zhì)，其表面張力卻比熔點(diǎn)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(duì)于金屬來說，還應(yīng)當(dāng)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?yàn)樵娱g距隨溫度升高而增大。（3）合金元素或微量雜

14、質(zhì)元素合金元素或微量雜質(zhì)元素對(duì)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(huì)使表面張力減小，使表面內(nèi)能降低，這樣，將會(huì)使表面張力降低。合金元素對(duì)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(dāng)溶質(zhì)的原子體積大于溶劑原子體積，由于造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(gè)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(gè)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(jìn)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

15、，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(duì)金屬表面壓力大，而使整個(gè)系統(tǒng)的表面張力增加?；衔锉砻鎻埩χ暂^低，就是由于其自由電子較少的緣故。11 .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1.5Xl03Mpa液膜厚度為1.1x10-6mm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：=fT/2=0.825N/m12 試述液態(tài)金屬充型能力與流動(dòng)性間的聯(lián)系和區(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

16、態(tài)金屬充填鑄型的能力，簡稱為液態(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，以試樣的長度表示該合金的流動(dòng)性，并以所測得的合金流動(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

17、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)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，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

18、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%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a-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”缺陷而報(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

19、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)，提高金屬液的充型能力第二章習(xí)題解答1.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)入=46.5W/(m-K),比熱容C=460.5J/(kgK),密度P=7850kg/m3,取澆鑄溫度為1570c，鑄型的初始溫度為20C。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2-2o解：(1)砂型：blV1'1G1=12965b2'；2c22=639丁b10

20、b2T20Ii界面溫度：b1b2=1497C鑄件的熱擴(kuò)散率:=1.310-5 m/s根據(jù)公式T1 Ti0Ti erf2、a1t分別計(jì)算出兩種時(shí)刻鑄件中的溫度分布狀況見表1鑄件在砂型中凝固時(shí)的溫度分布與鑄型表面距離(m)00.020.040.060.080.10溫度t=0.02h時(shí)149715231545155915661569(C)t=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：b1V1c11=12965b22c22=15434T0b2T20界面溫度：b1b2=727.6C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

21、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)727.610301277143815201555(C)t=0.20h時(shí)727.6823915100510801159距離圖2 鑄件在金屬型中凝固時(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。2 .采用（2-17）、（2-18）兩式計(jì)算凝固過程中的溫度分布與實(shí)際溫度分布狀況是否存在誤差？分析誤差產(chǎn)生的原因，說明什么情況下誤差相對(duì)較?。拷猓菏怯姓`差的。因?yàn)樵谕茖?dǎo)

22、公式時(shí)做了多處假設(shè)與近似處理，如：沒有考慮結(jié)晶潛熱。若結(jié)晶潛熱小，則誤差就?。患僭O(shè)鑄件的熱物理參數(shù)1、c1、1與鑄型的熱物理參數(shù)2、C2、2不隨溫度變化。若它們受溫度影響小，則誤差就小；沒有考慮界面熱阻。若界面熱阻不大，則誤差就??；假設(shè)鑄件單向散熱，因此只能用于半無限大平板鑄件溫度場得估算，對(duì)于形狀差異大的鑄件不適用。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。4 .

23、比較同樣體積大小的球狀、塊狀、板狀及桿狀鑄件凝固時(shí)間的長短。解：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A桿RRV1根據(jù)K與A1所以凝固時(shí)間依次為：t球t塊t板t桿。5 .在砂型中澆鑄尺寸為30030020mm的純鋁板。設(shè)鑄型的初始溫度為20C,澆注后瞬間鑄件-鑄型界面溫度立即升至純鋁熔點(diǎn)660C,且在鑄件凝固期間保持不變。澆鑄溫度為670C,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)入W/(mi-K)比熱容CJ/(kg-K)密度p,3kg/m熱擴(kuò)散率am/s結(jié)晶潛熱J/kg純鋁212120027006.510-53.9105砂型0.739184016002

24、.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s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：b2V2c22,=1475,2b2TiT201Lc1T10Ts=0.9433(mm/s)根據(jù)公式K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關(guān)系曲線。(s)020406080100120(mm)04.226.007.318.449.4310.3(2)利用“平方根定律”計(jì)算出鑄件的完全凝固時(shí)間:取=10mm,代入公式解得：t=112.4(s);利用“折算厚度法則”計(jì)算鑄件的完全凝固時(shí)間：V1R2RA1=

25、8.824(mm)K=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，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。6 .右圖為一灰鑄鐵底座鑄件的斷面形狀，其厚度為30mm利用“模數(shù)法”分析砂型鑄造時(shí)底座的最后凝固部位，并估計(jì)凝固終了時(shí)間.解：將底座分割成A、B、C、D四類規(guī)則幾何體(見右下圖)查表2-3得：K=0.72(cm/min)對(duì)A有：R=VA/A=1.23cma=R2/K2=2.9min對(duì)B有：Rb=VB/A=1.33cmb=Rb2/K2=3.4min對(duì)C有：R=Vc/Ac=1.2cmc=R2/K2=2.57min對(duì)D有：R=

26、VD/Ap=1.26cmd=Rd2/K2=3.06min因此最后凝固部位為底座中肋B處，凝固終了時(shí)間為3.4分鐘7 .對(duì)于低碳鋼薄板，采用鴇極瀛弧焊較容易實(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度的未焊透，分析其產(chǎn)生原因并提出相應(yīng)工藝解決

27、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。第三章金屬凝固熱力學(xué)與動(dòng)力學(xué)試述等壓時(shí)物質(zhì)自由能G隨溫度上升而下降以及液相自由能G隨溫度上升而下降的斜率大于固相G的斜率的理由。并結(jié)合圖3-1及式（3-6）說明過冷度T是影響凝固相變驅(qū)動(dòng)力G的決定因素。由麥克斯韋爾關(guān)系式：dGSdTVdP(1)

28、dF(x,y)F.Fdxdy并根據(jù)數(shù)學(xué)上的全微分關(guān)系：XyyXGGdGdTdP得：TpPT(2)GGS,0V比較（1）式和（2）式得：TPPTdGSdTdT答：（1）等壓時(shí)物質(zhì)自由能G隨溫度上升而下降的理由如下:等壓時(shí)dP=0,此時(shí)p(3)由于靖恒為正值，故物質(zhì)自由能G隨溫度上升而下降。(2)液相自由能G隨溫度上升而下降的斜率大于固相G的斜率的理由如下:因?yàn)橐簯B(tài)婿大于固態(tài)靖，即:所以：即液相自由能而GL影響凝固相SL>Ss過冷度AT右圖即為圖3-1的斜率大于固相G的斜率。力AG的決定因素的理由如下:其中：GV表示液一固體積自由能之差Tm表小液-固平衡凝固點(diǎn)從圖中可以看出：T>Tm時(shí)

29、，G=Gs-Gl>0,T=Tm時(shí)，G=G&Gl=0,T<Tm時(shí)，G=GsGl<0,所以AG即為相變驅(qū)動(dòng)力。此時(shí)此時(shí)此時(shí)固相液相液固平衡液相固相再結(jié)合(3-6)式來看,GvHmTm(其中：AHm一熔化潛熱,(TmT)過冷度)由于對(duì)某一特定金屬或合金而言,Tm及均為定值,分濃度CS與液相合金成分濃度 CL達(dá)到平衡時(shí)R<1 時(shí)，相線、所以過冷度AT是影響凝固相變驅(qū)動(dòng)力AG的決定因素。怎樣理解溶質(zhì)平衡分配系數(shù)Ko的物理意義及熱力學(xué)意義?答：(1)Ko的物理意義如下：溶質(zhì)平衡分配系數(shù)Ko定義為：特定溫度T*下固相合金成的比值:K一CKo=固相線、液相線構(gòu)成的張角朝下，Ko

30、越小,液相線張開程度越大，開始結(jié)晶時(shí)與終了結(jié)晶時(shí)的固相成分差別越大，最終凝固組織的成分偏析越嚴(yán)重。(>1時(shí)，固相線、液相線構(gòu)成的張角朝上，Ko越大,相線、液相線張開程度越大，開始結(jié)晶時(shí)與終了結(jié)晶時(shí)的固相成分差別越大，最終凝固組織的成分偏析越嚴(yán)重。(2)K的熱力學(xué)意義如下：根據(jù)相平衡熱力學(xué)條件，平衡時(shí)溶質(zhì)在固相及液相中化學(xué)位相等L(T)iS(T)經(jīng)推導(dǎo)3rfLfS稀溶彼時(shí)，fifiKo*CSCL"fiOi(T)RT(1)1，于是有:Ko*CSCLISrOi(T)oi(T)1expRTRT(2)由(1)及(2)式可知溶質(zhì)平衡分配系數(shù)主要取決于溶質(zhì)在液、固兩相中的標(biāo)準(zhǔn)化學(xué)位，對(duì)于實(shí)際

31、合金,還受溶質(zhì)在液、固兩相中的活度系數(shù)f影響。平衡時(shí)溶質(zhì)在固相和液相中化學(xué)位相等，即(T)S(T)。當(dāng)平衡被打破時(shí)，(T)i(T)o欲達(dá)到新平衡，只有通過溶質(zhì)擴(kuò)散改變液固兩相溶質(zhì)組元活度，從而建立新的平衡，使iL(T)iS(T)3.結(jié)合圖3-3及圖34解釋臨界晶核半徑r*和形核功4G*的意義,以及為什么形核要有一定過冷度。答：(1)臨界晶核半徑r*的意義如下：r<r*時(shí)，產(chǎn)生的晶核極不穩(wěn)定，隨即消散；r=r*時(shí)，產(chǎn)生的晶核處于介穩(wěn)狀態(tài)，既可消散也可生長;r>r*時(shí)，不穩(wěn)定的晶胚轉(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4G不勺意義如

32、下:表示形核過程系統(tǒng)需克服的能量障礙，即形核“能壘”表面自由能晶橫圖3-3液相中形成球形晶胚時(shí)自由能變化只有當(dāng)G46*3寸，液相才開始形核。圖3-4液態(tài)金屬r°、r*與T的關(guān)系及臨界過冷度AT*(2)形核必須要有一定過冷度的原因如下:由形核功的公式：163VsTmSL（均質(zhì)形核）16 3sG he =3Tm VsT Hm2 3 cos3cos（非均質(zhì)形核）對(duì)某種晶體而言，VSSL、Hm、Tm均為定彳1, A G*AT:過冷度AT越小，形核功AG*越大,»（）時(shí)，G8,這表明過冷度很小時(shí)難以形核，所以物質(zhì)凝固形核必須要有一定過冷度。4.比較式（3-14）與式（3-18）、式（

33、3-15）與式（3-19）,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。答:2 SLVS* r heGvrho2 SLVsTmHm2 slV sGv2 SL Vs TmHm T(3-18 )(3-14)Gho163SLVsTmHm T(3-15)*Ghe16 3s3Tm VsT Hm22 3cos cos(3-19)（1）異質(zhì)形核比均質(zhì)形核容易的原因如下：首先，從（3-14）式和（3-18）式可以看出：非均質(zhì)形核時(shí)的球缺的臨界曲率半徑與均質(zhì)形核時(shí)的相同，但新生固相的球缺實(shí)際體積卻比均質(zhì)形核時(shí)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(dāng)?shù)幕捉缑嫔闲魏耍w積

34、比均質(zhì)臨界晶核體積小得多時(shí)便可達(dá)到臨界晶核半徑。再從（3-15）式和（3-19）式可以看出:heAG1(2 3 cos43cos ) G ho2 3 coscos34,其數(shù)值在01之間變化AG hef( ) Gho顯然接觸角大?。ňw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(yuǎn)小于180°,所以，非均質(zhì)形核功Ghe遠(yuǎn)小于均質(zhì)形核功AGho,非均質(zhì)形核過冷度AT*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

35、180 ,因?yàn)楫?dāng)*180。時(shí)，Ghe=AGho*,此時(shí)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(cuò)配度的影響。ac aN 100% aN（aN 結(jié)晶相點(diǎn)陣間隔，ac 雜質(zhì)點(diǎn)陣間隔）錯(cuò)配度6越小，共格情況越好，界面張力bSC越小，越容易進(jìn)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(diǎn)的種類和數(shù)量越多，非均勻形核能力越強(qiáng)。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(shí)的熱力學(xué)條件及晶面取向。設(shè)晶體內(nèi)部原子配位數(shù)為（某一晶面）的配位數(shù)為7,晶體表面上有N個(gè)原子位置只有NA個(gè)固x相原子（N

36、aN）,則在熔點(diǎn)Tm時(shí)，單個(gè)原子由液相向固-液界面的固相上沉積的相對(duì)自由能變化Fs為：NkTmHmkTmx(1x)xln x(1 x)ln(1x)ax(1 x)xln x (1x) ln(1 x)(1)HmkTm(2)k為玻爾滋曼常數(shù),Hm/TmSf為單個(gè)原子的熔融靖,被稱為Jackson因子。通過分析比較不同值時(shí)相對(duì)自由能與界面原子占據(jù)率可以看出:02時(shí)，F(xiàn)s在x=0.5（晶體表面有一半空缺位置）時(shí)有一個(gè)極小值，即自由能最低；2V<5時(shí)，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(gè)極小值。止匕時(shí),晶體表面尚有一小部分位置空缺或大部分位置空缺；>5時(shí)，F(xiàn)s在

37、接近x=0或x=1處有兩個(gè)極小值。此時(shí)，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(shí)，F(xiàn)s的兩個(gè)最小值出現(xiàn)在x-0,x-1的地方（晶體表面位置已被占滿）。k /一 v12k 4k0.5,對(duì)Hm一若將=2,=0.5同時(shí)代入（2）式，單個(gè)原子的熔融婿為：Sf=Tm（2）式可知，熔融于一摩爾，熔融4SfudkNudR（其中：N為阿伏加德羅常數(shù)，R為氣體常數(shù)）。由Sf上升，則增大，所以ASfadR時(shí)，界面以粗糙面為最穩(wěn)定，此時(shí)晶體表面容易接納液相中的原子而生長。熔融:W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(xué)性質(zhì)。另一方面，對(duì)于熱力學(xué)性

38、質(zhì)一定的同種物質(zhì)，ri值取決于界面是哪個(gè)晶面族。對(duì)于密排晶面，7是高的，對(duì)于非密排晶面，n/v值是低的，根據(jù)式（2）,rj/v值越低，值越小。這說明非密排晶面作為晶體表面（固-液界面）時(shí)，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(huì)受到動(dòng)力學(xué)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(shí)，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(shí)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(shí)，界面生長易按臺(tái)階的側(cè)面擴(kuò)展方式進(jìn)行（固液界面原子層厚度?。?，從而即使<2時(shí)，其固-液界面也可能有光滑界面結(jié)構(gòu)特征。（2）可用Jackson因子作

39、為兩類固-液界面結(jié)構(gòu)的判據(jù)：<2時(shí)，晶體表面有一半空缺位置時(shí)自由能最低，此時(shí)的固-液界面（晶體表面）為粗糙界面；>5時(shí)，此時(shí)的固-液界面（晶體表面）為光滑界面；=25時(shí)，此時(shí)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。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(cuò)生長機(jī)制與二維晶核生長機(jī)制的生長速度對(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)因素可知生長過程中仍可維持粗糙面的界面結(jié)構(gòu)。只要原子沉積供

40、應(yīng)不成問題，可以不斷地進(jìn)行“連續(xù)生長”，其生長方向?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)散來的原子沉積在臺(tái)階邊緣，依靠臺(tái)階向側(cè)面生長（“側(cè)面生長”）。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，攣晶面機(jī)制。固-液界面結(jié)構(gòu)通過以下機(jī)理晶體影響生長速度：對(duì)粗糙界面而言，其生長方式為連續(xù)生長，生長速度R與實(shí)際過冷度T成線性關(guān)系。DHmTRim（D為原子的擴(kuò)散系數(shù),R為氣體常數(shù)，g i為常數(shù)）RTm入iAT對(duì)光滑界面而言b2exp（g 2、b為常數(shù)）螺旋位錯(cuò)臺(tái)階生長速度為R33 T2（

41、g 3為常數(shù)）二維晶核臺(tái)階生長的速度為（2）螺旋位錯(cuò)生長機(jī)制與二維晶核生長機(jī)制的生長速度對(duì)過冷度的關(guān)系不同點(diǎn)如下：對(duì)二維晶核生長機(jī)制而言，在丁不大時(shí)生長速度R幾乎為零，當(dāng)達(dá)到一定AT時(shí)R突然增加很快，其生長曲線RAT與連續(xù)生長曲線相遇，繼續(xù)增大門完全按連續(xù)方式進(jìn)行。對(duì)螺旋位錯(cuò)生長機(jī)制而言，在過冷度不太大時(shí)，速度與AT的平方成正比。在過冷度相當(dāng)大時(shí)，其生長速度與連續(xù)生長方式相重合。由于其臺(tái)階在生長過程中不會(huì)消失，生長速度比二維臺(tái)階生長要快。此外，與二維晶核臺(tái)階生長相比較，二維晶核在AT小時(shí)生長速度幾乎為零，而螺旋位錯(cuò)生長方式在小AT時(shí)卻已具有一定的生長速度。第四章單相及多相合金的結(jié)晶何謂結(jié)晶過程

42、中的溶質(zhì)再分配？它是否僅由平衡分配系數(shù)Ko所決定？當(dāng)相圖上的液相線和固相線皆為直線時(shí)，試證明K。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)Ko決定，還受自身擴(kuò)散性質(zhì)的制約，液相中的對(duì)流強(qiáng)弱等因素也將影響溶質(zhì)再分配。當(dāng)相圖上的液相線和固相線皆為直線時(shí)Ko為一常數(shù)，證明如下：如右圖所示:液相線及固相線為直線，假設(shè) 其斜率分別為 m及m,雖然CS、CL隨溫度變化有不同值，但KoCs (Tm T )/ms mLCl(Tm T )/mL = ms =常數(shù),此時(shí), 所以, 線時(shí), 定值。Ko與溫度及濃度無關(guān)，當(dāng)液相線和固相線為直不同溫

43、度和濃度下Ko為ClC0fL(K0 1)某二元合金相圖如右所示。合金液成分為Cb=4。%置于長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。假設(shè)固相無擴(kuò)散，液相均勻混合。試求：a相與液相之間的平衡分配系數(shù)Ko；凝固后共晶體的數(shù)量占試棒長度的百分之幾？凝固后的試棒中溶質(zhì)B的濃度沿試棒長度的分布曲線。解：(1)平衡分配系數(shù)Ko的求解：由于液相線及固相線均為直線不同溫度和濃度下Ko為定值，所以：如右圖，當(dāng)T=5ooC時(shí),c3o%Ko=Cl=6o%=o.5K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

44、分配的正常偏析方程*代入已知的CL=60%,Ko=0.5,Co=Cb=40%可求出此時(shí)的fL=44.4%由于T=500C為共晶車變溫度，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的濃度沿試棒長度的分布曲線(并注明各特征成分及其位置)如下:30%205660%設(shè)上題合金成分為Co=c=1O%CsKoCo（1fS)(Ko1)CS證明已凝固部分（fs）的平均成分Cs為CofSfSK0當(dāng)試棒凝固時(shí)，液體成分增高，而這又會(huì)降低液相線溫度。證明液相線溫度Tl與fs之間關(guān)系（Tm為純組解:(b)元A的熔點(diǎn),(a)CsClTl

45、mL為液相線斜率的值）Ko1fSoCo(1(kofo)1)dfs/fsco(1fs)kCt1fso/fsCl(ko1)Cofl1(TlTm)mlTmmLCo1fSKo1在固相無擴(kuò)散而液相僅有擴(kuò)散凝固條件下，分析凝固速變大以及溶質(zhì)富集層的變化情況。（R-R,且R>R）時(shí)，固相成分的變化情況,答：在固相無擴(kuò)散而液相僅有擴(kuò)散條件下凝固速度變大時(shí)(1)固相成分將發(fā)生下列變化：當(dāng)凝固速度增大時(shí)，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。如右圖所示，當(dāng)R>R時(shí)在新、舊穩(wěn)定狀態(tài)之間，Cs>C0o重新恢復(fù)到穩(wěn)定時(shí)，Cs又回到C0oR上升越多，R2/R1越大，不穩(wěn)定區(qū)內(nèi)

46、G越高。(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(yán)重，曲線越陡峭。如右圖所示。R2越大，富集層高度C越大，過渡區(qū)時(shí)間(At)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。A-B二元合金原始成分為Co=C=2.5%,Ko=0.2,mL=5,自左向右單向凝固，固相無擴(kuò)散而液相僅有擴(kuò)散(D_=3x10-5cm2/s)o達(dá)到穩(wěn)定態(tài)凝固時(shí),求*(1)固-液界面的CSCL;(2)固-液界面保持平整界面的條件。.*解：(1)求固-液界面的CS和CL:由于固相中無擴(kuò)散而液相中僅有限擴(kuò)散的情況下達(dá)到穩(wěn)定狀態(tài)時(shí)，滿足：代入Q=C=2.5%,K=0.

47、2即可得出：C*LC0_2.5%K0=0.2=12.5%_*_CS=C0=2.5%(2)固-液界面保持平整界面的條件：當(dāng)存在“成分過冷”時(shí)，隨著的“成分過冷”的增大，固溶體生長方式CLK0*,CS=C0將經(jīng)歷：胞狀晶-柱狀樹枝晶一內(nèi)部等軸晶(自由樹枝晶)的轉(zhuǎn)變過程，所以只有當(dāng)不發(fā)生成分過冷時(shí)，固-液界面才可保持平整界面，即需滿足GlmLC0(1K0)-R>DlK0代入mL=5,G=G=2.5%,D=3X10-5cn1/s,K0=0.2可得出：GlR>1.67x104/cm2s即為所求.在同一幅圖中表示第一節(jié)描述的四種方式的凝固過程中溶質(zhì)再分配條件下固相成分的分布曲線。答：四種方式凝

48、固過程中溶質(zhì)再分配條件下固相成分的分布曲線：根據(jù)式（4-6）,分析有效分配系數(shù)Ke的三種情況。解:ClC0RN- NKo (1 K0)e Dl(4-6a)CsC0K0RDTN(4-6b )K0(1K0)eDl有效分配系數(shù)Ke的三種情況如下：RN電K（Ke最?。喊l(fā)生在Dl<<1時(shí)，發(fā)生在慢生長速度和最大的攪動(dòng)或?qū)α髑闆r下，這時(shí)S相當(dāng)“液相充分混合均勻”的情況。RNK=1（Ke最大）：發(fā)生在DL>>1時(shí)，即快生長速度凝固、或沒有任何對(duì)流，SN很大的情況下，相當(dāng)于“液相只有有限擴(kuò)散”的情況。Ko<Ke<1：相當(dāng)于液相部分混合（對(duì)流）的情況，工程實(shí)際中常在這一范圍

49、。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(shí)，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(diǎn)，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(fù)溫度剃度，使得界面前方獲得大于Tk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(shí)，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(fù)溫度梯度所形成的?？沙霈F(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)在合金的凝固過程中，其產(chǎn)生的晶體形貌隨成分過冷程度的不

50、同而不同，當(dāng)過冷程度增大時(shí)，固溶體生長方式由無成分過冷時(shí)的“平面晶”依次發(fā)展為：胞狀晶-柱狀樹枝晶一內(nèi)部等軸晶（自由樹枝晶）。成分過冷與熱過冷的聯(lián)系：對(duì)于合金凝固，當(dāng)出現(xiàn)“熱過冷”的影響時(shí)，必然受“成分過冷”的影響，而且后者往往更為重要。即使液相一側(cè)不出現(xiàn)負(fù)的溫度梯度，由于溶質(zhì)再分配引起界面前沿的溶質(zhì)富集，從而導(dǎo)致平衡結(jié)晶溫度的變化。在負(fù)溫梯下，合金的情況與純金屬相似，合金固溶體結(jié)晶易于出現(xiàn)樹枝晶形貌。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：mLCl1D,RGlDLe¥NR<1K0當(dāng)“液相只有有限擴(kuò)散"時(shí)，Sn=8,ClCo,代入上式

51、后得GlmLCo（1Ko）T<DlKo（其中：Gl液相中溫度梯度R晶體生長速度m液相線斜率Co原始成分濃度DL液相中溶質(zhì)擴(kuò)散系數(shù)K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越底,越有利于成分過冷6）平衡分配系數(shù)KKoVl時(shí)，K越小，越有利于成分過冷；Ko>1時(shí)，K）越大，越有利于成分過冷。（注：其中的G和R為工藝因素，相對(duì)較易加以控制；mL,C0,Dl,K

52、0,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”。

53、11. 如何認(rèn)識(shí)“外生生長”與“內(nèi)生生長”？由前者向后者轉(zhuǎn)變的前提是什么？僅僅由成分過冷因素決定嗎？答:“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(yuǎn)離界面處大于異質(zhì)形核所需過冷度（AT異），就會(huì)在內(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(jìn)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(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)生生長并促進(jìn)內(nèi)部等軸晶的形成。12. 影響枝晶間距的主要因素是什么？枝晶間距與材料的機(jī)械性能有什么關(guān)系？答:影響枝晶間距的主要因素:純金屬的枝晶間距主要決定于晶面處結(jié)晶潛熱散失條件，而一般單相合金的枝晶間距則還受控于溶質(zhì)元素在枝晶間的擴(kuò)散行為。通常采用的有一次枝晶（柱狀晶主干）間