材料加工基本原理第五1至11章課后

資料加工基根源理第五版1至11章課后資料加工基根源理第五版1至11章課后PAGEPAGE67資料加工基根源理第五版1至11章課后PAGE第一章習(xí)題1.液體與固體及氣體比較各有哪些異同點？哪些現(xiàn)象說明金屬的融化其實不是原子間結(jié)協(xié)力的所有損壞？答：〔1〕液體與固體及氣體比較的異同點可用下表說明相同點不同點液體擁有自由表面；可壓縮擁有流動性，不可以承受切應(yīng)力；遠程無序，近程有序固體性很低不擁有流動性，可承受切應(yīng)力；遠程有序液體完好占有容器空間并遠程無序，近程有序；有自由表面；可壓縮性很低獲得容器內(nèi)腔形氣體狀；擁有流動性完好無序；無自由表面；擁有很高的壓縮性〔2〕金屬的融化不是其實不是原子間結(jié)協(xié)力的所有損壞可從以下二個方面說明：①物質(zhì)融化時體積變化、熵變及焓變一般都不大。金屬融化時典型的體積變化Vm/V

為

3%~5%左右，說明液體的原子間距湊近于固體，在熔點周邊其系統(tǒng)雜亂度不過稍大于固體而遠小于氣體的雜亂度。②金屬融化潛熱

Hm約為氣化潛熱

Hb的1/15~1/30

，說明融化時其內(nèi)部原子聯(lián)合鍵只有局部被損壞。因而可知，金屬的融化其實不是原子間聯(lián)合鍵的所有損壞，液體金屬內(nèi)原子的局域散布仍擁有必定的規(guī)律性。2.如何理解偶散布函數(shù)g(r)的物理意義？液體的配位數(shù)N1、均勻原子間距r1各表示什么？答：散布函數(shù)g(r)的物理意義：距某一參照粒子r處找到另一個粒子的幾率，換言之，表示走開參照原子標原子r=0)距離為r的地點的數(shù)密度ρ(r)關(guān)于均勻數(shù)密度ρo〔=N/V〕的相對偏差。N1表示參照原子四周近來鄰(即第一殼層)原子數(shù)。r1表示參照原子與其四周第一配位層各原子的均勻原子間距，也表示某液體的均勻原子間距。

(處于坐3．如何認識液態(tài)金屬構(gòu)造的“長程無序〞和“近程有序〞？試舉幾個實驗例證說明液態(tài)金屬或合金構(gòu)造的近程有序〔包含拓撲短程序和化學(xué)短程序〕。答：〔1〕長程無序是指液體的原子散布有關(guān)于周期有序的晶態(tài)固體是不規(guī)那么的，液體構(gòu)造宏觀上不具備平移、對稱性。近程有序是指有關(guān)于完好無序的氣體，液體中存在著很多不斷“游蕩〞著的局域有序的原子公司2〕說明液態(tài)金屬或合金構(gòu)造的近程有序的實驗例證①偶散布函數(shù)的特色關(guān)于氣體，因為其粒子〔分子或原子〕的統(tǒng)計散布的均勻性，其偶散布函數(shù)g(r)在任何地點均相等，呈一條直線g(r)=1。晶態(tài)固體因原子以特定方式周期擺列，其g(r)以相應(yīng)的規(guī)律呈分立的假定干尖利峰。而液體的g(r)出現(xiàn)假定干漸衰的鈍化峰直至幾個原子間距后趨于直線g(r)=1，說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。②從金屬融化過程看物質(zhì)融化時體積變化、熵變及焓變一般都不大。金屬融化時典型的體積變化Vm/V為3%~5%左右，說明液體的原子間距湊近于固體，在熔點周邊其系統(tǒng)雜亂度不過稍大于固體而遠小于氣體的雜亂度。另一方面，金屬融化潛熱Hm約為氣化潛熱Hb的1/15~1/30，說明融化時其內(nèi)部原子聯(lián)合鍵只有局部被損壞。因而可知，金屬的融化其實不是原子間聯(lián)合鍵的所有損壞，液體金屬內(nèi)原子的局域散布仍擁有必定的規(guī)律性。能夠說，在熔點〔或液相線〕周邊，液態(tài)金屬〔或合金〕的原子公司內(nèi)短程構(gòu)造近似于固體。③Richter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，以為液體中存在著拓撲球狀密排構(gòu)造以及層狀構(gòu)造，它們的尺寸范圍約為10-6-10-7cm。④Reichert察看到液態(tài)Pb局域構(gòu)造的五重對稱性及二十面體的存在，并推斷二十面體存在于所有的單組元簡單液體。⑤在Li-Pb、Cs-Au、Mg-Bi、Mg-Zn、Mg-Sn、Cu-Ti、Cu-Sn、Al-Mg、Al-Fe等固態(tài)擁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．如何理解實質(zhì)液態(tài)金屬構(gòu)造及其三種“起伏〞特色？答：理想純金屬是不存在的，即便特別純的實質(zhì)金屬中總存在著大批雜質(zhì)原子。實質(zhì)金屬和合金的液體由大批時聚時散、此起彼伏游動著的原子團簇、空穴所構(gòu)成，同時也含有各樣固態(tài)、液態(tài)或氣態(tài)雜質(zhì)或化合物，并且還表現(xiàn)出能量、構(gòu)造及濃度三種起伏特色，其構(gòu)造相當(dāng)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斷地變化，時高時低的現(xiàn)象。構(gòu)造起伏是指液態(tài)金屬中大批不斷“游動〞著的原子團簇不斷地分化組合，因為“能量起伏〞，一局部金屬原子〔離子〕從某個團簇中分化出去，同時又會有另一些原子組合到該團簇中，此起彼伏，不斷發(fā)生著這樣的漲落過程，仿佛原子團簇自己在“游動〞相同，團簇的尺寸及其內(nèi)部原子數(shù)目都隨時間和空間發(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，因為同種元素及不同元素之間的原子間結(jié)協(xié)力存在差別，結(jié)協(xié)力較強的原子簡單齊集在一同，把其余原于排斥到別處，表現(xiàn)為游動原子團簇之間存在著成分差別，并且這種局域成分的不均勻性隨原子熱運動在時時發(fā)生著變化的現(xiàn)象。5.依據(jù)圖1-10及式〔1-7〕說明為動力學(xué)粘度η的物理意義，并議論液體粘度η〔內(nèi)摩擦阻力〕與液體的原子間結(jié)協(xié)力之間的關(guān)系。答：物理意義：作用于液體表面的應(yīng)力τ大小與垂直于該平面方向上的速度梯度dVX/dy的比率系數(shù)。往常液體的粘度表達式為Cexp(U/kBT)。這里kB為Bolzmann常數(shù)，U為無外力作用時原子之間的聯(lián)合能〔或原子擴散勢壘〕，C為常數(shù)，T為熱力學(xué)溫度。依據(jù)此式，液體的粘度η隨聯(lián)合能U按指數(shù)關(guān)系增添，這可以理解為，液體的原子之間結(jié)協(xié)力越大，那么內(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液體粘度η上下的影響。答：η與溫度T的關(guān)系受雙方面〔正比的線性及負的指數(shù)關(guān)系〕所共同限制，但總的趨勢隨溫度T而降落。粘度隨原子間距δ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。很多研究者曾試試描繪二元合金液的粘度規(guī)律，此中M-H〔Moelwyn-Hughes〕模型為：(X11X22)1Hm2RT〔1-9〕式中η1、η2、X1、X2分別為純?nèi)軇┖腿苜|(zhì)的粘度及各自在溶液中的mole分數(shù)，R為氣體常數(shù)，Hm為兩組元的混淆熱。按M-H模型，假如混淆熱Hm為負值，合金元素的增添會使合金液的粘度上漲。依據(jù)熱力學(xué)原理，Hm為負值說明異類原子間結(jié)協(xié)力大于同類原子，所以摩擦阻力及粘度隨之提升。M-H模型獲取了一些實驗結(jié)果的考證。當(dāng)溶質(zhì)與溶劑在固態(tài)形成金屬間化合物，因為合金液中存在異類原子間較強的化學(xué)聯(lián)合鍵，合金液的粘度將會明顯高于純?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，因為冷卻過程中微量元素克制原子公司的齊集長大，將阻擋金屬液粘度的上漲。往常，表面活性元素使液體粘度降低，非表面活性雜質(zhì)的存在使粘度提升。7．過共析鋼液η=﹒S，鋼液的密度為7000kg/m3，表面張力為如能使Al2O3顆粒上調(diào)到鋼液表面就能獲取質(zhì)量較好的鋼。2min上調(diào)到鋼液表面的Al2O3最小顆粒的尺寸。

1500mN/m，加鋁脫氧，生成密度為5400kg/m3的Al2O3，假定脫氧產(chǎn)物在1524mm深處生成，試確立鋼液脫氧后2g(mB)r2答：依據(jù)流體力學(xué)的斯托克斯公式：9，式中：為夾雜物隨和泡的上調(diào)速度，r為氣泡或夾雜的半徑，ρm為液體合金密度，ρB為夾雜或氣泡密度，g為重力加快度。r9g(mB)1042m剖析物質(zhì)表面張力產(chǎn)生的原由以及與物質(zhì)原子間結(jié)協(xié)力的關(guān)系。答：表面張力是因為物體在表面上的質(zhì)點受力不均所造成。因為液體或固體的表面原子受內(nèi)部的作使勁較大，而朝著氣體的方向受力較小，這種受力不均惹起表面原子的勢能比內(nèi)部原子的勢能高。所以，物體偏向于減小其表面積而產(chǎn)生表面張力。原子間結(jié)協(xié)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不過不過原子間結(jié)協(xié)力，與上述論點相反的例子大批存在。研究發(fā)現(xiàn)有些熔點高的物質(zhì)，其表面張力卻比熔點低的物質(zhì)低，如Mg與Zn相同都是二價金屬，Mg的熔點為650℃，Zn的熔點為420℃，但Mg的表面張力為559mN/m；Zn的表面張力卻為782mN/m。其余，還發(fā)現(xiàn)金屬的表面張力常常比非金屬大幾十倍，而比鹽類大幾倍。這說明單靠原子間的結(jié)協(xié)力是不可以解說全部問題的。關(guān)于金屬來說，還應(yīng)當(dāng)從它擁有自由電子這一特征去考慮。9．表面張力與界面張力有何異同點？界面張力與界面雙側(cè)〔兩相〕質(zhì)點間結(jié)協(xié)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，但更嚴格說，應(yīng)當(dāng)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)兩個相共同構(gòu)成一個界面時，其界面張力的大小與界面雙側(cè)〔兩相〕質(zhì)點間結(jié)協(xié)力的大小成反比，兩相質(zhì)點間結(jié)協(xié)力越大，界面能越小，界面張力就越小；兩相間結(jié)協(xié)力小，界面張力就大。相反，同一金屬〔或合金〕液固之間，因為二者簡單聯(lián)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)協(xié)力原子間結(jié)協(xié)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不過不過原子間結(jié)協(xié)力，研究發(fā)現(xiàn)有些熔點高的物質(zhì)，其表面張力卻比熔點低的物質(zhì)低。其余，還發(fā)現(xiàn)金屬的表面張力常常比非金屬大幾十倍，而比鹽類大幾倍。這說明單靠原子間的結(jié)協(xié)力是不可以解說全部問題的。關(guān)于金屬來說，還應(yīng)當(dāng)從它擁有自由電子這一特征去考慮。2〕溫度液態(tài)金屬表面張力往常隨溫度高升而降落，因為原子間距隨溫度高升而增大?！?〕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)協(xié)力的改變。向系統(tǒng)中參加削弱原子間結(jié)協(xié)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表達在溶質(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，因為造成原子排布的畸變而使勢能增添，所以偏向于被排斥到表面，以降低整個系統(tǒng)的能量。這些富集在表面層的元素，因為其自己的原子體積大，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，在金屬中簡單進入到熔劑的空隙使勢能增添，從而被排斥到金屬表面，成為富集在表面的表面活性物質(zhì)。因為這些元素的金屬性很弱，自由電子極少，因其余表張力小，相同使金屬的表面張力降低?！?〕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，因為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)的表面張力增添?；衔锉砻鎻埩χ暂^低，就是因為其自由電子較少的緣由。11．設(shè)凝結(jié)后期枝晶間液體相互隔斷，液膜雙側(cè)晶粒的拉應(yīng)力為×103Mpa，液膜厚度為×10-6mm，依據(jù)液膜理論計算產(chǎn)生熱裂的液態(tài)金屬臨界表面張力。答：=fT/2=m12．試述液態(tài)金屬充型能力與流動性間的聯(lián)系和差別，并剖析合金成分及結(jié)晶潛熱對充型能力的影響規(guī)律。答：(1)液態(tài)金屬充滿鑄型型腔，獲取形狀完好、輪廓清楚的鑄件的能力，即液態(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)金屬自己的流動能力稱為“流動性〞，是液態(tài)金屬的工藝性能之一。液態(tài)金屬的充型能力第一取決于金屬自己的流動能力，同時又受外界條件，如鑄型性質(zhì)、澆注條件、鑄件構(gòu)造等因素的影響，是各樣因素的綜合反應(yīng)。在工程應(yīng)用及研究中，往常，在相同的條件下〔如相同的鑄型性質(zhì)、澆注系統(tǒng)，以及澆注時控制合金液相同過熱度，等等〕澆注各樣合金的流動性試樣，以試樣的長度表示該合金的流動性，并以所測得的合金流動性表示合金的充型能力。所以能夠以為：合金的流動性是在確立條件下的充型能力。關(guān)于同一種合金，也能夠用流動性試樣研究各鍛造工藝因素對其充型能力的影響。合金的化學(xué)成分決定了卻晶溫度范圍，與流動性之間存在必定的規(guī)律。一般而言，在流動性曲線上，對應(yīng)著純金屬、共晶成分和金屬間化合物之處流動性最好，流動性跟著結(jié)晶溫度范圍的增大而降落，在結(jié)晶溫度范圍最大處流動性最差，也就是說充型能力跟著結(jié)晶溫度范圍的增大而愈來愈差。因為關(guān)于純金屬、共晶和金屬間化合物成分的合金，在固定的凝結(jié)溫度下，已凝結(jié)的固相層由表面逐漸向內(nèi)部推動，固相層內(nèi)表面比較圓滑，對液體的流動阻力小，合金液流動時間長，所以流動性好，充型能力強。而擁有寬結(jié)晶溫度范圍的合金在型腔中流動時，斷面上存在著興盛的樹枝晶與未凝結(jié)的液體相混淆的兩相區(qū)，金屬液流動性不好，充型能力差。關(guān)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，凝結(jié)過程進行的越慢，流動性越好，充型能力越強；而關(guān)于寬結(jié)晶溫度范圍的合金，因為潛熱放出15~20%此后，晶粒就連成網(wǎng)絡(luò)而停止流動，潛熱對充型能力影響不大。但也有例外的狀況，因為Si晶體結(jié)晶潛熱為α-Al的4倍以上，Al-Si合金因為潛熱的影響，最好流動性其實不在共晶成分處。13．某飛體制造廠的一牌號Al-Mg合金〔成分確立〕機翼因鍛造常出現(xiàn)“澆缺少〞缺點而報廢，假如你是該廠工程師，請問可采納哪些工藝舉措來提升成品率？答：機翼鍛造常出現(xiàn)“澆缺少〞缺點可能是由金屬液的充型能力缺少造成的，可采納以下工藝提升成品率：1〕使用小蓄熱系數(shù)的鑄型來提升金屬液的充型能力；采納預(yù)熱鑄型，減小金屬與鑄型的溫差，提升金屬液充型能力。2〕提升澆注溫度，加大充型壓頭，能夠提升金屬液的充型能力。3〕改良澆注系統(tǒng)，提升金屬液的充型能力。第二章習(xí)題解答1.某半無窮大板狀鑄鋼件的熱物性參數(shù)為：導(dǎo)熱系數(shù)λ=W/(m·K)，比熱容C=J/(kg·K)，密度ρ=7850kg/m3，取澆鑄溫度為1570℃，鑄型的初始溫度為20℃。用描點作圖法繪出該鑄件在砂型和金屬型鑄?！茶T型壁均足夠厚〕中澆鑄后、時刻的溫度散布狀況并作剖析比較。鑄型的有關(guān)熱物性參數(shù)見表2-2。解：〔1〕砂型：b11c11=12965b22c22=639Tib1T10b2T20b1b2界面溫度：=1497℃鑄件的熱擴散率：a1c=-5210m/sT1TiT10Tierfxa1t依據(jù)公式2分別計算出兩種時刻鑄件中的溫度散布狀況見表1。表1鑄件在砂型中凝結(jié)時的溫度散布與鑄型表面距離〔m〕0溫度t=時149715231545155915661569〔℃〕t=時149715051513152115281535依據(jù)表1結(jié)果做出相應(yīng)溫度散布曲線見圖1。〔2〕金屬型：b11c11=12965b22c22=15434Tib1T10b2T20b1b2界面溫度：=℃同理可分別計算出兩種時刻鑄件中的溫度散布狀況見表2與圖2。表2鑄件在金屬型中凝結(jié)時的溫度散布與鑄型表面距離〔m〕0溫度t=時10301277143815201555〔℃〕t=時823915100510801159t=(3)剖析：采納砂型時，鑄件金屬的冷卻速度慢，溫度梯度散布平展，與鑄型界面處的溫度高，而采納金屬鑄型時相反。原由在于砂型的蓄熱系數(shù)t=b比金屬鑄型小得多。采納〔2-17〕、〔2-18〕兩式計算凝結(jié)過程中的溫度散布與實質(zhì)溫度散布狀況能否存在偏差？剖析偏差產(chǎn)生的原由，說明什么狀況下偏差相對較??？解：是有偏差的。因為在推導(dǎo)公式時做了多處假定與近似辦理，如：①沒有考慮結(jié)晶潛熱。假定結(jié)晶潛熱小，那么偏差就?。虎诩俣ㄨT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。假定它們受溫度影響小，那么偏差就小；③沒有考慮界面熱阻。假定界面熱阻不大，那么偏差就??；④假定鑄件單向散熱，所以只好用于半無窮大平板鑄件溫度場得估量，關(guān)于形狀差別大的鑄件不合用。圖1圖2鑄件在金屬型中凝結(jié)時的溫度散布曲線3.鑄件在砂型中凝結(jié)時的溫度散布曲線凝結(jié)速度對鑄件凝結(jié)組織、性能與凝結(jié)缺點的產(chǎn)生有重要影響。試剖析能夠經(jīng)過哪些工藝舉措來改變或控制凝結(jié)速度？解：①改變鑄件的澆注溫度、澆鑄方式與澆鑄速度；②采納合適的鑄型資料和開端〔預(yù)熱〕溫度；③在鑄型中合適部署冷鐵、冒口與澆口；④在鑄型型腔內(nèi)表面涂敷合適厚度與性能的涂料。比較相同體積大小的球狀、塊狀、板狀及桿狀鑄件凝結(jié)時間的長短。解：一般在體積相同的狀況下上述物體的表面積大小挨次為：A球<A塊<A板<A桿RV1R依據(jù)K與A1所以凝結(jié)時間挨次為：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20℃，澆注后瞬時鑄件-鑄型界面溫度立即升至純鋁熔點660℃，且在鑄件凝結(jié)時期保持不變。澆鑄溫度為670℃，金屬與鑄型資料的熱物性參數(shù)見下表：熱物性導(dǎo)熱系數(shù)λ比熱容C密度ρ熱擴散率a結(jié)晶潛熱資料W/(m·K)J/(kg·K)kg/m3m2/sJ/kg純鋁2121200270010-5105砂型1840160010-7試求：〔1〕依據(jù)平方根定律計算不同時刻鑄件凝結(jié)層厚度s,并作出s曲線；〔2〕分別用“平方根定律〞及“折算厚度法那么〞計算鑄件的完好凝結(jié)時間，并剖析差別。解：(1)代入有關(guān)數(shù)解得：b22c22，=1475，K2b2TiT201Lc1T10TSm/s)=(m依據(jù)公式K計算出不同時刻鑄件凝結(jié)層厚度s見下表,曲線見圖3。τ(s)0204060801001200利用“平方根定律〞計算出鑄件的完好凝結(jié)時間：?。?0mm，代入公式解得：τ=(s)；利用“折算厚度法那么〞計算鑄件的完好凝結(jié)時間：V12圖3關(guān)系曲線RRK=(s)A1=(mm)采納“平方根定律〞計算出的鑄件凝結(jié)時間比“折算厚度法那么〞的計算結(jié)果要長，這是因為“平方根定律〞的推導(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〞剖析砂型鍛造時底座的最后凝結(jié)部位，并預(yù)計凝結(jié)終了時間.解：將底座切割成A、B、C、D四類規(guī)那么幾何體〔見右以下列圖〕查表2-3得：K=(cm/min)120對A有：RA=VA／AA=A=RA2／KA2=對B有:RB=VB／AB=60B=RB2／KB2=1600對C有：RC=VC／AC=160C=RC2／KC2=ACBCA對D有：RD=VD／AD=D=RD2／KD2=1000D所以最后凝結(jié)部位為底座中肋B處，凝結(jié)終了時間為分鐘。DD7.關(guān)于低碳鋼薄板，采納鎢極氬弧焊較簡單實現(xiàn)單面焊雙面成形CBCA〔反面均勻焊透〕。采納相同焊接標準去焊相同厚度的不銹鋼A板或鋁板會出現(xiàn)什么結(jié)果？為何？解：采納相同焊接標準去焊相同厚度的不銹鋼板可能會出現(xiàn)燒穿，這是因為不銹鋼資料的導(dǎo)熱性能比低碳鋼差，電弧熱沒法實時散開的緣由；相反，采納相同焊接標準去焊相同厚度的鋁板可能會出現(xiàn)焊不透，這是因為鋁材的導(dǎo)熱能力優(yōu)于低碳鋼的緣由。關(guān)于板狀對接單面焊焊縫，當(dāng)焊接標準一準時，常常在起弧部位周邊存在必定長度的未焊透，剖析其產(chǎn)生原由并提出相應(yīng)工藝解決方案。解：〔1〕產(chǎn)生原由：在焊接開端端，準穩(wěn)態(tài)的溫度場還沒有形成，四周焊件的溫度較低，電弧熱缺少以將焊件熔透，所以會出現(xiàn)必定長度的未焊透?！?〕解決方法：焊接開端段時焊接速度慢一些，對焊件進行充分預(yù)熱，或焊接電流加大一些，待焊件熔透后再恢復(fù)到正常焊接標準。生產(chǎn)中還常在焊件開端端固定一個引弧板，在引弧板上引燃電弧并進行過渡段焊接，以后再轉(zhuǎn)移到焊件上正常焊接。第三章金屬凝結(jié)熱力學(xué)與動力學(xué)試述等壓時物質(zhì)自由能G隨溫度上漲而降落以及液相自由能GL隨溫度上漲而降落的斜率大于固相GS的斜率的原由。并聯(lián)合圖3-1及式〔3-6〕說明過冷度T是影響凝結(jié)相變驅(qū)動力G的決定因素。答：(1)等壓時物質(zhì)自由能G隨溫度上漲而降落的原由以下：由麥克斯韋爾關(guān)系式：dGSdTVdP〔1〕dF(x,y)FdxFdyxy并依據(jù)數(shù)學(xué)上的全微分關(guān)系：yxdGGdTGdPTPP得：T〔2〕GS,GVTP比較〔1〕式和〔2〕式得：PTdGSdTGdTT等壓時dP=0，此時P〔3〕因為熵恒為正當(dāng)，故物質(zhì)自由能G隨溫度上漲而降落。液相自由能GL隨溫度上漲而降落的斜率大于固相GS的斜率的原由以下：因為液態(tài)熵大于固態(tài)熵，即：SL＞SS所以：GG＞即液相自由能GL隨溫度上漲而降落TPLTPGS的斜率。的斜率S大于固相(3)過冷度ΔT是影響凝結(jié)相變驅(qū)動力ΔG的決定因素的原由以下：右圖即為圖3-1此中：GV表示液－固體積自由能之差Tm表示液-固均衡凝結(jié)點從圖中能夠看出：T>Tm時，G=Gs-GL﹥0，此時固相→液相T=Tm時，G=Gs-GL=0，此時液固均衡T<Tm時，G=Gs-GL＜0，此時液相→固相所以ΔG即為相變驅(qū)動力。GVHmT再聯(lián)合〔3-6〕式來看，Tm〔此中：ΔHm—融化潛熱，T(TmT)—過冷度〕因為對某一特定金屬或合金而言，Tm及ΔHm均為定值，所以過冷度ΔT是影響凝結(jié)相變驅(qū)動力ΔG的決定因素。如何理解溶質(zhì)均衡分派系數(shù)K0的物理意義及熱力學(xué)意義？答：〔1〕K0的物理意義以下：溶質(zhì)均衡分派系數(shù)K0定義為：特定溫度T*下固相合金成分濃度CS與液相合金成分濃度CL抵達均衡時的比值：

TCSK0＜1K0=CLC0K0*0**C0越小，固TLK＜1時，固相線、液相線構(gòu)成的張角朝下，KCS相線、液相線張開程度越大，開始結(jié)晶時與終了卻C0/K0晶時的固相成分差別越大，最后凝結(jié)組織的成分偏C0C，%均衡分派系數(shù)KO的物理意義析越嚴重。K0＞1時，固相線、液相線構(gòu)成的張角向上，K0越大，固相線、液相線張開程度越大，開始結(jié)晶時與終了卻晶時的固相成分差別越大，最后凝結(jié)組織的成分偏析越嚴重。2〕K0的熱力學(xué)意義以下：依據(jù)相均衡熱力學(xué)條件，均衡時溶質(zhì)在固相及液相中化學(xué)位相等iL(T)iS(T)K0CS*fiLoiL(T)oiS(T)*Sexp[RT]經(jīng)推導(dǎo)CLfi〔1〕稀溶液時，fiLfiSK0CS*exp[oiL(T)oiS(T)]1,于是有：CL*RT〔2〕由〔1〕及〔2〕式可知溶質(zhì)均衡分派系數(shù)主要取決于溶質(zhì)在液、固兩相中的標準化學(xué)位，關(guān)于實質(zhì)合金，還受溶質(zhì)在液、固兩相中的活度系數(shù)f影響。均衡時溶質(zhì)在固相和液相中化學(xué)位相等，即iL(T)iS(T)。當(dāng)均衡被打破時，iL(T)iS(T)。欲抵達新均衡，只有經(jīng)過溶質(zhì)擴散改變液固兩相溶質(zhì)組元活度，從而成立新的均衡，使L(T)S(T)。ii3．聯(lián)合圖3-3及圖3－4解說臨界晶核半徑r*和形核功G*的意義，以及為何形核要有必定過冷度。答：〔1〕臨界晶核半徑r*的意義以下：r＜r*時，產(chǎn)生的晶核極不穩(wěn)固，隨即消逝；r=r*時，產(chǎn)生的晶核處于介穩(wěn)狀態(tài)，既可消逝也可生長；r＞r*時，不穩(wěn)固的晶胚轉(zhuǎn)變?yōu)榉€(wěn)固晶核，開始大批形核。故r*表示原來不穩(wěn)固的晶胚轉(zhuǎn)變?yōu)榉€(wěn)固晶核的臨界尺寸。臨界形核功G*的意義以下：表示形核過程系統(tǒng)需戰(zhàn)勝的能量阻礙，即形核“能壘〞。只有當(dāng)

圖3-3液相中形成球形晶胚時自由能變化G≥ΔG*時，液相才開始形核。ror*rrmaxT*T1TNTmT1

T圖3-4液態(tài)金屬r°、r*與T的關(guān)系及臨界過冷度T*2〕形核一定要有必定過冷度的原由以下：由形核功的公式：162G3VSTm3SLHmT〔均質(zhì)形核〕163TmVS23cos3LScosGhe=3THm4〔非均質(zhì)形核〕對某種晶體而言，VS、均為定值，G*∝ΔT－2，過冷度ΔT越小，形核功G*越大，T→0時，G*→∞，這說明過冷度很小時難以形核，所以物質(zhì)凝結(jié)形核一定要有必定過冷度。4．比較式〔3-14〕與式〔3-18〕、式〔3-15〕與式〔3-19〕，說明為何異質(zhì)形核比均質(zhì)形核簡單，以及影響異質(zhì)形核的根本因素和其余條件。2SLVS2SLVsTmrhoGV答：HmT〔3-14〕2SLVS2SLVSTmrhe*=GVHmT〔3-18〕216Gho316Ghe*3

VSTmSLHmT〔3-15〕32TmVS23coscos3LSTHm4(3-19)〔1〕異質(zhì)形核比均質(zhì)形核簡單的原由以下：第一，從〔3-14〕式和(3-18)式能夠看出：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，但重生固相的球缺實質(zhì)體積卻比均質(zhì)形核時的晶核體積小得多，所以，從實質(zhì)上說，液體中晶胚附在合適的基底界面上形核，體積比均質(zhì)臨界晶核體積小得多時即可抵達臨界晶核半徑。再從〔3-15〕式和(3-19)式能夠看出：ΔGhe1(23coscos3)Gho423coscos3f令4，其數(shù)值在0~1之間變化那么hef()GhoΔG明顯接觸角大小(晶體與雜質(zhì)基底相互濕潤程度)影響非均質(zhì)形核的難易程度。因為往常狀況下，接觸角遠小于180o，所以，非均質(zhì)形核功ΔGhe遠小于均質(zhì)形核功ΔGhoT*比均質(zhì)形核的要小得多。綜合上述幾方面原由，所以異質(zhì)形核比均質(zhì)形核簡單得多。影響異質(zhì)形核的根本因素以下：第一，非均質(zhì)形核一定知足在液相中散布有一些雜質(zhì)顆?；蜩T型表面來供應(yīng)形核基底。其次，接觸角因為當(dāng)180°時，Ghe*=ΔGho*，此時非均質(zhì)形核不起作用。影響異質(zhì)形核的其余條件：基底晶體與結(jié)晶相的晶格錯配度的影響。acaN100%aN〔aN—結(jié)晶相點陣間隔，aC—雜質(zhì)點陣間隔〕錯配度δ越小，共格狀況越好，界面張力σSC越小，越簡單進行非均質(zhì)形核。過冷度的影響。過冷度越大，能促進非均勻形核的外來質(zhì)點的種類和數(shù)目越多，非均勻形核能力越強。

，非均質(zhì)形核過冷度180°，議論兩類固-液界面構(gòu)造〔粗拙面和圓滑面〕形成的實質(zhì)及其判據(jù)。答：〔1〕a.固-液界面構(gòu)造主要取決于晶體生長時的熱力學(xué)條件及晶面取向。設(shè)晶體內(nèi)部原子配位數(shù)為ν，界面上〔某一晶面〕的配位數(shù)為η，晶體表面上有N個原子地點只有NA個固相原子NAx〔N〕，那么在熔點Tm時，單個原子由液相向固-液界面的固相上堆積的相對自由能變化為：FS~Hmx(1x)xlnx(1x)ln(1x)NkTmkTmax(1x)xlnx(1x)ln(1x)〔1〕~HmkTm〔2〕~~k為玻爾滋曼常數(shù)，Hm/TmSf為單個原子的熔融熵，被稱為Jackson因子。經(jīng)過剖析比較不同值時相對自由能與界面原子占有率能夠看出：≤2時，F(xiàn)S在x=〔晶體表面有一半空缺地點〕時有一個極小值，即自由能最低；2＜＜5時，F(xiàn)S在偏離x中心地點的兩旁〔但仍離x=0或x=1處有必定距離〕有兩個極小值。此時，晶體表面尚有一小局部地點空缺或全局部地點空缺；＞5時，F(xiàn)S在湊近x=0或x=1處有兩個極小值。此時，晶體表面地點幾乎全被占滿或僅有極少量地點被占有。特別大時，F(xiàn)S的兩個最小值出此刻x→0，x→1的地方〔晶體表面地點已被占滿〕。~1Hmk/2k=2，=同時代入〔2〕式，單個原子的熔融熵為：~4k假定將Sf=Tmv，關(guān)于一摩爾，熔融熵ΔSf=4kNA=4R〔此中：NA為阿伏加德羅常數(shù)，R為氣體常數(shù)〕。由〔2〕式可知，熔融熵ΔSf上漲，那么增大，所以ΔSf≤4R時，界面以粗拙面為最穩(wěn)固，此時晶體表面簡單采納液相中的原子而生長。熔融熵越小，越簡單成為粗拙界面。所以，液-固微觀界面構(gòu)造終究是粗拙面仍是圓滑面主要取決于物質(zhì)的熱力學(xué)性質(zhì)。另一方面，關(guān)于熱力學(xué)性質(zhì)必定的同種物質(zhì)，η/ν值取決于界面是哪個晶面族。關(guān)于密排晶面，η/ν值是高的，關(guān)于非密排晶面，η/ν值是低的，依據(jù)式〔2〕，η/ν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，微觀界面構(gòu)造簡單成為粗拙界面。晶體生長界面構(gòu)造還會遇到動力學(xué)因素的影響，如凝結(jié)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)許多，簡單形成粗拙面構(gòu)造，而過冷度小時界面的原子層數(shù)較少，粗拙度減小，簡單形成圓滑界面。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-液界面原子層厚度小〕，從而即便＜2時，其固-液界面也可能有圓滑界面構(gòu)造特色?！?〕可用Jackson因子作為兩類固-液界面構(gòu)造的判據(jù)：≤2時，晶體表面有一半空缺地點時自由能最低，此時的固-液界面〔晶體表面〕為粗拙界面;＞5時，此時的固-液界面〔晶體表面〕為圓滑界面;=2～5時，此時的固-液界面〔晶體表面〕常為多種方式的混淆，Bi、Si、Sb等屬于此類。固-液界面構(gòu)造如何影響晶體生長方式和生長速度？同為圓滑固-液界面，螺旋位錯生長體制與二維晶核生長體制的生長速度對過冷度的關(guān)系有何不同？答：〔1〕固-液界面構(gòu)造經(jīng)過以下機理影響晶體生長方式：粗拙面的界面構(gòu)造,有很多地點可供原子下落，液相擴散來的原子很簡單被采納并與晶體連結(jié)起來。由熱力學(xué)因素可知生長過程中仍可保持粗拙面的界面構(gòu)造。只需原子堆積供應(yīng)不可問題，能夠不斷地進行“連續(xù)生長〞，其生長方向為界面的法線方向。關(guān)于圓滑面，因為圓滑界面在原子尺度界面是圓滑的，單個原子與晶面的聯(lián)合較弱，簡單跑走，所以，只有依靠在界面上出現(xiàn)臺階，而后從液相擴散來的原子堆積在臺階邊沿，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體制：二維晶核體制，螺旋位錯體制，孿晶面體制。固-液界面構(gòu)造經(jīng)過以下機理晶體影響生長速度：對粗拙界面而言，其生長方式為連續(xù)生長，生長速度R1與實質(zhì)過冷度T成線性關(guān)系。DHmTR1RTm2=μ1T〔D為原子的擴散系數(shù)，R為氣體常數(shù)，μ1為常數(shù)〕對圓滑界面而言：2expbT二維晶核臺階生長的速度為R2=〔μ2、b為常數(shù)〕螺旋位錯臺階生長速度為R33T2〔μ3為常數(shù)〕螺旋位錯生長體制與二維晶核生長體制的生長速度對過冷度的關(guān)系不同點以下：對二維晶核生長體制而言，在ΔT不大時生長速度R2幾乎為零，當(dāng)?shù)诌_必定ΔT時R忽然增添很快，其生長曲線R~ΔT與連續(xù)生長曲線相遇，連續(xù)增大T，完好按連續(xù)方式進行。對螺旋位錯生長體制而言，在過冷度不太大時，速度與ΔT的平方成正比。在過冷度相當(dāng)大時，其生長速度與連續(xù)生長方式相重合。因為其臺階在生長過程中不會消逝，生長速度比二維臺階生長要快。其余，與二維晶核臺階生長對比較，二維晶核在ΔT小時生長速度幾乎為零，而螺旋位錯生長方式在小ΔT時卻已擁有必定的生長速度。第四章單相及多相合金的結(jié)晶何謂結(jié)晶過程中的溶質(zhì)再分派?它能否僅由均衡分派系數(shù)K0所決定?當(dāng)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)再分派：是指在結(jié)晶過程中溶質(zhì)在液、固兩相從頭散布的現(xiàn)象。溶質(zhì)再分派不單由均衡分派系數(shù)K0決定，還受自己擴散性質(zhì)的限制，液相中的對流強弱等因素也將影響溶質(zhì)再分派。當(dāng)相圖上的液相線和固相線皆為直線時K0為一常數(shù)，證明以下：如右圖所示：液相線及固相線為直線，假定其斜率分別為mL及mS，固然CS、CL隨溫度變化有不同值，但KCS(TmT)/mSmL0CL(TmT)/mL=mS=常數(shù)，此時，K0與溫度及濃度沒關(guān)，所以，當(dāng)液相線和固相線為直線時，不同溫度和濃度下K0為定值。

TK0＜1TmCK**00CLT*CSC0/K0某二元合金相圖如右所示。合金液成分為CB=40%，置于長瓷舟中并從左端開始凝結(jié)。溫度梯度大到足以使固-液界面保持平面生長。假定固相無擴散，液相均勻混淆。試求：①αC均衡分派系數(shù)0相與液相之間的0KC；②凝結(jié)后共晶體的數(shù)目占試棒長度的百分之幾?③凝結(jié)后的試棒中溶質(zhì)B的濃度沿試棒長度的散布曲線。解：〔1〕均衡分派系數(shù)K0的求解：因為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，圖4-43二元合金相圖C30%K0=CL=60%=K0即為所求α相與液相之間的均衡分派系數(shù).〔2〕凝結(jié)后共晶體的數(shù)目占試棒長度的百分數(shù)的計算:由固相無擴散液相均勻混淆下溶質(zhì)再分派的正常偏析方程CL(K01)C0fL代入的CL*=60％,K0=,C0=CB=40%可求出此時的fL=％因為T=500℃為共晶轉(zhuǎn)變溫度,所以此時殘留的液相最后都將轉(zhuǎn)變?yōu)楣簿ЫM織,所以凝結(jié)后共晶體的數(shù)目占試棒長度的百分數(shù)也即為％.〔3〕凝結(jié)后的試棒中溶質(zhì)B的濃度沿試棒長度的散布曲線(并注明各特色成分及其地點)以下:60%30%20%56%(K01)設(shè)上題合金成分為C0=CB=10%。CSK0C0(1fS)CSC011fSK0證明已凝結(jié)局部(fs)的均勻成分CS為fS當(dāng)試棒凝結(jié)時，液體成分增高，而這又會降低液相線溫度。證明液相線溫度L與fs之間關(guān)系〔Tm為純組元A的熔T點，mL為液相線斜率的值〕:TLTmmLC01fSK01解：(a)fs(ko1)cskoCo(1fo)dfs/fs0csco(1fs)koofs/fsCS(b)

Cf

011fSK0SClcofl(ko1)Cl1(TlTm)在固相無TLmlK01TmmLC01fS擴散而液相僅有擴散凝結(jié)條件下，剖析凝結(jié)速變大〔R1→R2，且R2＞R1〕時，固相成分的變化狀況，以及溶質(zhì)富集層的變化狀況。答：在固相無擴散而液相僅有擴散條件下凝結(jié)速度變大時1〕固相成分將發(fā)生以下變化：當(dāng)凝結(jié)速度增大時，固液界眼前沿的液相2＞1和固相都將經(jīng)歷：穩(wěn)固態(tài)→不穩(wěn)固態(tài)→RRRR穩(wěn)固態(tài)的過程。如右圖所示，當(dāng)R＞R時2112在新、舊穩(wěn)固狀態(tài)之間，CS＞C0。從頭恢復(fù)到穩(wěn)準時，CS又回到C0。R2上漲越多，R2/R1越大，不穩(wěn)固區(qū)內(nèi)CS越高?！?〕溶質(zhì)富集層的變化狀況以下：在其余條件不變的狀況下，R越大，在固-液界眼前沿溶質(zhì)富集越嚴重，曲線R2＞R1越峻峭。如右圖所示。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)固狀態(tài)下，富集區(qū)的面積將減小。A-B二元合金原始成分為C0=CB=%，K0=，m固相無擴散而液相僅有擴散-52L=5，自左向右單向凝結(jié)，〔DL=3×10cm/s〕。抵達穩(wěn)固態(tài)凝結(jié)時，求固-液界面的C*S和C*L；固-液界面保持平坦界面的條件。解：〔1〕求固-液界面的C*S和C*L：C*LC0因為固相中無擴散而液相中僅有限擴散的狀況下抵達穩(wěn)固狀態(tài)時，知足：K0，C*S=C0代入C0=CB=%，K0=即可得出：*C02.5%CLK0C*S=C0==％=％固-液界面保持平坦界面的條件：當(dāng)存在“成分過冷〞時，跟著的“成分過冷〞的增大，固溶體生長方式將經(jīng)歷：胞狀晶→柱狀樹枝晶→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，固-液界面才可保持平坦界面，即需知足GLmLC0(1K0)R≥DLK0m-52，K0=代入L=5，C0=CB=%，DL=3×10cm/s可得出：GLR≥×104℃/cm2s即為所求.在同一幅圖中表示第一節(jié)描繪的四種方式的凝結(jié)過程中溶質(zhì)再分派條件下固相成分的散布曲線。答:四種方式凝結(jié)過程中溶質(zhì)再分派條件下固相成分的散布曲線:(單向凝結(jié)時鑄棒內(nèi)溶質(zhì)的散布)依據(jù)式〔4-6〕，剖析有效分派系數(shù)KE的三種狀況。Tk的過冷度。CLC0RN解:K0(1K0)eDL〔4-6a〕CSK0C0RNK0(1K0)eDL〔4-6b〕有效分派系數(shù)KE的三種狀況以下:RN①KE=K0(KE最小)：發(fā)生在DL＜＜1時，發(fā)生在慢生長速度和最大的攪動或?qū)α鳡顩r下，這時δN很小，相當(dāng)“液相充分混淆均勻〞的狀況。RN②KE=1〔KE最大〕：發(fā)生在DL＞＞1時，即快生長速度凝結(jié)、或沒有任何對流，δN很大的狀況下，相當(dāng)于“液相只有有限擴散〞的狀況。③K0＜KE＜1：相當(dāng)于液相局部混淆〔對流〕的狀況，工程實質(zhì)中常在這一范圍。闡述成分過冷與熱過冷的涵義以及它們之間的差別和聯(lián)系。成分過冷的涵義:合金在不均衡凝結(jié)時，使液固界眼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，擁有不同的熔點，造成液固前沿的液相處于不同的過冷狀態(tài)，這種因為液固界眼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，使得界眼前面獲取大于成分過冷與熱過冷的差別:熱過冷是因為液體擁有較大的過冷度時，在界面向前推移的狀況下，結(jié)晶潛熱的開釋而產(chǎn)生的負溫度梯度所形成的?？沙龃丝碳兘饘倩蚝辖鸬哪Y(jié)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，只好出此刻合金的凝結(jié)過程中，其產(chǎn)生的晶體容貌隨成分過冷程度的不同而不同，當(dāng)過冷程度增大時，固溶體生長方式由無成分過冷時的“平面晶〞挨次展開為：胞狀晶→柱狀樹枝晶→內(nèi)部等軸晶〔自由樹枝晶〕。成分過冷與熱過冷的聯(lián)系:關(guān)于合金凝結(jié)，當(dāng)出現(xiàn)“熱過冷〞的影響時，必定受“成分過冷〞的影響，并且后者常常更為重要。即便液相一側(cè)不出現(xiàn)負的溫度梯度，因為溶質(zhì)再分派惹起界眼前沿的溶質(zhì)富集，從而致使均衡結(jié)晶溫度的變化。在負溫梯下，合金的狀況與純金屬相像，合金固溶體結(jié)晶易于出現(xiàn)樹枝晶容貌。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:mLCL1DLKRGLN0eDLR＜1K0當(dāng)“液相只有有限擴散〞時，δN=∞，CLC0，代入上式后得GLmLC0(1K0)R＜DLK0(此中:GL—液相中溫度梯度—晶體生長速度mL—液相線斜率C0—原始成分濃度DL—液相中溶質(zhì)擴散系數(shù)K0—均衡分派系數(shù)K)成分過冷的大小主要受以下因素的影響: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)擴散系數(shù)DL,DL越底,越有利于成分過冷6〕均衡分派系數(shù)K0,K0＜1時，K0越小,越有利于成分過冷；K0＞1時，K0越大,越有利于成分過冷。(注:此中的GL和R為工藝因素,相對較易加以控制;mL,C0,DL,K0,為資料因素,較難控制)分別議論“成分過冷〞對單相固溶體及共晶凝結(jié)組織容貌的影響？答:“成分過冷〞對單相固溶體組織容貌的影響:跟著“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〞挨次展開為：胞狀晶→柱狀樹枝晶→內(nèi)部等軸晶〔自由樹枝晶〕?！俺煞诌^冷〞對共晶凝結(jié)組織容貌的影響:1)共晶成分的合金，在冷速較快時，不必定能獲取100％的共晶組織，而是獲取亞共晶或過共晶組織，甚至完好得不到共晶組織；2〕有些非共晶成分的合金在冷速較快時反而獲取100％的共晶組織；3〕有些非共晶成分的合金，在必定的冷速下，既不出現(xiàn)100％的共晶組織，也不出現(xiàn)初晶+共晶的狀況，而是出現(xiàn)“離異共晶〞。如何認識“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？不過由成分過冷因素決定嗎？答:“外生生長〞:晶體自型壁生核，而后由外向內(nèi)單向延長的生長方式，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)部自由生長的方式那么稱為“內(nèi)生生長〞。假如“成分過冷〞在遠離界面處大于異質(zhì)形核所需過冷度〔ΔT異〕，就會在內(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-液界眼前面的熔體中出現(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。影響枝晶間距的主要因素是什么？枝晶間距與資料的機械性能有什么關(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)晶潛熱消逝條件，而一般單相合金的枝晶間距那么還受控于溶質(zhì)元素在枝晶間的擴散行為。往常采納的有一次枝晶〔柱狀晶骨干〕間距d1、和二次分枝間距d2兩種。前者是胞狀晶和柱狀樹枝晶的重要參數(shù)，后者對柱狀樹枝晶和等軸枝晶均有重要意義。一次枝晶間距與生長速度R、界眼前液相溫度梯度GL直接有關(guān)，在必定的合金成分及生長條件下，枝晶間距是必定的，R及GL增大均會使一次間距變小。二次臂枝晶間距與冷卻速度〔溫度梯度

GL及生長速度

R〕以及微量變質(zhì)元素〔如稀土〕的影響有關(guān)。枝晶間距與資料的機械性能:枝晶間距越小，組織就越精密，散布于此間的元素偏析范圍就越小，故越簡單經(jīng)過熱辦理而均勻化。并且，這時的顯微縮松和非金屬夾雜物也更為渺小分別，與成分偏析有關(guān)的各種缺點〔如鑄件及焊縫的熱裂〕也會減少，因此也就越有利于性能的提升。依據(jù)共晶體兩構(gòu)成相的Jackson因子，共晶組織可分為哪三類？它們各有何生長特征及組織特色？答:依據(jù)共晶體兩構(gòu)成相的Jackson因子，共晶組織可分為以下三類:1〕粗拙-粗拙界面〔非小晶面-非小晶面〕共晶.2〕粗拙-圓滑界面〔非小晶面-小晶〕共晶.3〕圓滑-圓滑界面〔小晶面-小晶面〕共晶.各自何生長特征及組織特色:第〔1〕類共晶，生長特征為:“共生〞生長,即在共晶巧合長大時，兩相相互密切相連，而在兩相前面的液體地區(qū)存在溶質(zhì)的運動,兩相有某種相互依靠關(guān)系.組織特色為:關(guān)于有共晶成分的合金,其典型的顯微形態(tài)是有規(guī)那么的層片狀或此中有一相為棒狀或纖維狀(即規(guī)那么共晶);關(guān)于非共晶成分的合金，在共晶反應(yīng)前，初生相呈樹枝狀長大，所獲取的組織由初晶及共晶體所構(gòu)成。第(2)類共晶體，生長特征為:長大過程是相互巧合的共生長大.組織特色為:組織較為無規(guī)那么的,且簡單發(fā)生曲折和分枝.第(3)類共晶體,生長特征為:長大過程不再是巧合的組織特征為:所獲取的組織為兩相的不規(guī)那么混淆物試描繪離異共晶組織的兩種狀況及其形成原由。答:離異共晶組織有兩種狀況:“晶間偏析〞和“暈圈〞。晶間偏析的形成原由以下:由系統(tǒng)自己的原由:假如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極少，近似于薄膜散布于枝晶之間。當(dāng)共晶轉(zhuǎn)變時，一相就在初晶相的枝晶上連續(xù)長出，而把另一相獨自留在枝晶間.由另一相的生核困難所惹起:合金偏離共晶成分，初晶相長得較大。假如另一相不可以以初生相為襯底而生核，或因液體過冷偏向大而使該相析出受阻時，初生相就連續(xù)長大而把另一相留在枝晶間。暈圈的形成原由:由兩相在生核能力和生長速度上的差別所惹起的,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有到暈圈組織。試述非小晶面-非小晶面共生共晶組織的生核機理及生長機理，組織特色和轉(zhuǎn)變條件。答：非小晶面-非小晶面共生共晶組織的生核機理以下：如以下列圖〔表示圖可不畫出〕所示，晶轉(zhuǎn)變開始時，熔體第一析出富A組元的α固溶體小球。α相的析出促進界眼前沿B組元原子的不斷富集，且為β相的析出供應(yīng)了有效的襯底，從而致使β相固溶體在α相球面上的析出。在β相析出過程中，向前面的熔體中排出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。因為兩相性質(zhì)周邊，從而促進α相依賴于β相的側(cè)面長出分枝。α相分枝生長又反過來促進β相沿著α相的球面與分枝的側(cè)面快速鋪展，并進一步致使α相產(chǎn)生更多的分枝。交替進行，形成了擁有兩相沿著徑向并排生長的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)晶是經(jīng)過搭橋方式(即當(dāng)先相表面一旦出現(xiàn)第二相，那么可經(jīng)過這種相互依賴、交替生長的方式產(chǎn)生新的層片來構(gòu)成所需的共生界面，而不需要每個層片從頭生核的方式)來達成的.非小晶面-非小晶面共生共晶組織的生長機理以下：在共生生長過程中，兩相各自向其界眼前沿排出另一組元的原子，如b〕圖所示，假定不考慮擴散，α相前沿液相成分為CL高于CE，β相前沿液相成分為CLC低于E。只有將這些原子實時擴散開，界面才能不斷生長。擴散速度正比于溶質(zhì)的濃度梯度，因為α相前沿富B，而β相前沿富A，所以，橫向擴散速度要比縱向大的多，縱向擴散一般可忽視不計〔a圖〕。c)圖為考慮擴散時成分別布表示圖，實質(zhì)上，α-β訂交界處的液相成分不太可能正好為CE，而是高于或低于CE〔取決于A、B組元的擴散特征〕。于是，共晶兩相經(jīng)過橫向擴散不斷排走界眼前沿累積的溶質(zhì)，且又相互供應(yīng)生長所需的組元，相互合作，并排地快速向前生長。非小晶面-非小晶面共生共晶組織的組織特色以下：宏觀平展的共生界面將轉(zhuǎn)變?yōu)榻朴趩蜗喙倘荏w結(jié)晶時的胞狀界面。在界面突出的胞狀生長中，共晶兩相仍以垂直于界面的方式進行共生生長，故兩相的層片將會發(fā)生曲折而形成扇形構(gòu)造。第三組元濃度較大，或在更大的凝固速度下，成分過冷進一步擴大，胞狀共晶將展開為樹枝狀共晶組織，甚至還會致使共晶合金自外生生長到內(nèi)生生長的轉(zhuǎn)變。非小晶面-非小晶面共生共晶組織的轉(zhuǎn)變條件以下：在α相、β相兩固相間界面張力各方向相同的狀況下，當(dāng)某一相的體積分數(shù)遠小于另一相時，長。當(dāng)體積含量兩相周邊時，那么偏向于層片狀生長。更切實地說，假如一相的體積分數(shù)小于以棒狀構(gòu)造出現(xiàn)；假如體積分數(shù)在1／π~1／2之間時，兩相均那么以片狀構(gòu)造出現(xiàn)。

那么該相以棒狀方式生1／π時，該相將以灰鑄鐵共晶生長為例，試描繪“非小晶面-小晶面〞共晶生長方式以及生長動力學(xué)因素對其影響。答：非小晶面-小晶面共晶合金結(jié)晶的熱力學(xué)和動力學(xué)原理與非小晶面-非小晶面共晶合金根真相同，其根本差別在于由共晶兩相在結(jié)晶特征上的巨大差別所惹起的構(gòu)造形態(tài)上的變化。在灰鑄鐵Fe-C〔石墨〕共晶共生生長中，當(dāng)先相石墨垂直于棱柱面以[1010]方向呈片狀生長，而奧氏體那么以非關(guān)閉暈圈形式包圍著石墨片〔0001〕基面跟從著石墨片一同長大。石墨片并不是單晶體，而是由很多亞組織單元聚合而成，每一個亞組織單元是一個單晶體，它們之間是經(jīng)過孿晶界或亞晶界相互連結(jié)起來的。X-射線研究說明，石墨的基面內(nèi)常含有旋轉(zhuǎn)孿晶。這些孿晶為伸入液相的石墨片前端不斷改變生長方向而創(chuàng)建了條件，也使石墨片不斷分出新枝。奧氏體那么依靠石墨片[1010]方向生長過程中在其四周形成的富Fe液層而快速生長，其實不斷將石墨片的側(cè)面〔石墨晶體的基面〕包圍起來。最后形成的共生共晶組織是在奧氏體的連續(xù)基體中生長著一簇方向與其熱流方向大概周邊、但散布倒是高度雜亂的石墨片的兩相混淆體。第五章鑄件與焊縫宏觀組織及其控制1.鑄件典型宏觀凝結(jié)組織是由哪幾局部構(gòu)成的，它們的形成機理如何?答：鑄件的宏觀組織往常由激冷晶區(qū)、柱狀晶區(qū)和內(nèi)部等軸晶區(qū)所構(gòu)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，型壁周邊熔體因為遇到激烈的激冷作用，產(chǎn)生很大的過冷度而大批非均質(zhì)生核。這些晶核在過冷熔體中也以枝晶方式生長，因為其結(jié)晶潛熱既可從型壁導(dǎo)出，也可向過冷熔體中消逝，從而形成了無方向性的表面細等軸晶組織。柱狀晶區(qū)的形成：在結(jié)晶過程中因為模壁溫度的高升，在結(jié)晶前沿形成合適的過冷度，使表面細晶粒區(qū)連續(xù)長大〔也可能直接從型壁處長出〕，又因為固-液界面處單向的散熱條件〔垂直于界面方向〕，處在凝結(jié)界眼前沿的晶粒在垂直于型壁的單向熱流的作用下，以表面細等軸晶凝結(jié)層某些晶粒為基底，呈枝晶狀單向延長生長，那些骨干取向與熱流方向相平行的枝晶優(yōu)先向內(nèi)伸展并克制相鄰枝晶的生長，在裁減取向不利的晶體過程中，展開成柱狀晶組織。內(nèi)部等軸晶的形成：內(nèi)部等軸晶區(qū)的形成是因為熔體內(nèi)部晶核自由生長的結(jié)果。跟著柱狀晶的展開，熔體溫度降到足夠低，再加之金屬中雜質(zhì)等因素的作用，知足了形核時的過冷度要求，于是在整個液體中開始形核。同時因為散熱失掉了方向性，晶體在各個方向上的長大速度是相等的，所以長成了等軸晶。2.試剖析溶質(zhì)再分派對游離晶粒的形成及晶粒細化的影響。答：關(guān)于純金屬在冷卻結(jié)晶時候沒有溶質(zhì)再分派，所以在其沿型壁方向晶體快速長大，晶體與晶體之間很快能夠連結(jié)起來形成凝結(jié)殼。當(dāng)形成一個整體的凝結(jié)殼時，結(jié)晶體再從型壁處游離出來就很困難了?？墒羌偃缦蚪饘僦性鎏砣苜|(zhì)，那么在晶體與型壁的交匯處將會形成溶質(zhì)偏析，溶質(zhì)的偏析簡單使晶體在與型壁的交會處產(chǎn)生“脖頸〞，擁有“脖頸〞的晶體不易于沿型壁方向與其相鄰晶體連結(jié)形成凝結(jié)殼,另一方面，在澆注過程和凝結(jié)早期存在的對流簡單沖斷“脖頸〞，使晶體零落并游離出去，形成游離晶。一些游離晶被保留下來并發(fā)生晶體增殖，成為等軸晶的核心，形成等軸晶，從而起到細化晶粒的作用。3.液態(tài)金屬中的流動是如何產(chǎn)生的，流動對內(nèi)部等軸晶的形成及細化有何影響?答：澆注完成后，凝結(jié)開始階段，在型壁處形成的晶體，因為其密度或大于母液或小于母液會產(chǎn)生對流，其余型壁處和鑄件心部的熔體溫度差也可造成對流，從而使熔體流動。依靠熔體的流動可將型壁處產(chǎn)生的晶體零落且游離到鑄件的內(nèi)部，并發(fā)生增殖，從而為形成等軸晶供應(yīng)核心，有利于等軸晶的形成，并細化組織。4.常用生核劑有哪些種類，其作用條件和機理如何?答：生核劑主要有兩類：一類是起非自覺形核作用；另一類是經(jīng)過在生長界眼前沿的成分富集而使晶粒根部和樹枝晶分枝根部產(chǎn)生縮頸，促進枝晶熔斷和游離而細化晶粒。作用條件及機理：1〕關(guān)于第一類生核劑能夠從三個方面來理解。第一種狀況是孕育劑含有直接作為非自覺生核的物質(zhì)，即一些與欲細化相擁有界面共格對應(yīng)的高熔點物質(zhì)或同類金屬渺小顆粒。它們在液態(tài)金屬中可直接作為欲細化相的有效襯底而促進非均質(zhì)生核。第二種狀況，孕育劑能與液相中某些元素(最好是欲細化相的原子)反應(yīng)生成較穩(wěn)固的化合物而產(chǎn)生非自覺生核。此化合物應(yīng)與欲細化相擁有界面共格對應(yīng)關(guān)系而能促進非均質(zhì)生核。第三種狀況，經(jīng)過在液相中造成很大的微區(qū)富集而迫使結(jié)晶相提早彌散析出而生核。〔2〕關(guān)于第二類生核劑，它的作用在于使枝晶產(chǎn)生更細的脖頸，其結(jié)果必定致使結(jié)晶更易于游離。這種晶粒細化劑之所以使枝晶脖頸更細，主假如溶質(zhì)的偏析造成的，在凝結(jié)過程中因為溶質(zhì)在枝晶側(cè)向的偏析，使此處的過冷度減少，從而使晶體的長大遇到克制而產(chǎn)生細的脖頸。試剖析影響鑄件宏觀凝結(jié)組織的因素，列舉獲取細等軸晶的常用方法。答：鑄件的三個晶區(qū)的形成是相互聯(lián)系相互限制的，穩(wěn)固凝結(jié)殼層的形成決定著表面細晶區(qū)向柱狀晶區(qū)的過分，而阻擋柱狀晶區(qū)的進一步展開的重點那么是中心等軸晶區(qū)的形成，所以凡能增強熔體獨立生核，促進晶粒游離，以及有助于游離晶的殘余與增殖的各樣因素都將克制柱狀晶區(qū)的形成和展開，從而擴大等軸晶區(qū)的范圍，并細化等軸晶組織。細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、獲取及細化等軸晶的有效舉措；經(jīng)過改變澆注方式增強對流對型壁激冷晶的沖洗作用，能有效地促進細等軸晶的形成；〔2〕冷卻條件的控制：對薄壁鑄件，可采納高蓄熱、快熱傳導(dǎo)能力的鑄型；對厚壁鑄件，一般采納冷卻能力小的鑄型以保證等軸晶的形成，再輔以其余晶粒細化舉措以獲取滿意的成效；〔3〕孕育辦理：影響生核過程和促進晶粒游離以細化晶粒。4〕動力學(xué)細化：鑄型振動;超聲波振動;液相攪拌;流變鍛造，致使枝晶的破裂或與鑄型分離，在液相中形成大批結(jié)晶核心，抵達細化晶粒的目的。何謂“孕育衰敗〞，如何防備?答：孕育衰敗是指孕育成效漸漸減弱的現(xiàn)象。孕育成效不單取決于孕育劑的自己，并且也與孕育辦理工藝親密有關(guān)。一般辦理溫度越高，孕育衰敗越快，在保證孕育劑均勻散開的前提下，應(yīng)盡量降低辦理溫度。孕育劑的粒度也要依據(jù)辦理溫度、被辦理合金液量和詳細的辦理方法來選擇。試述焊接熔池中金屬凝結(jié)的特色。答：熔焊時，在高溫?zé)嵩吹淖饔孟?，母材發(fā)生局部融化，并與融化了的焊接資料相互混淆形成熔池，同時進行短暫而復(fù)雜的冶金反應(yīng)。當(dāng)熱源走開后，熔池金屬便開始了凝結(jié)。所以，焊接熔池擁有以下一些特別性?！?〕熔池3/s，?！?〕熔池金屬中不同地區(qū)溫差很大、中心部位過熱溫度最高。熔池金屬中溫度不均勻，且過熱度較大，特別是中心部位過熱溫度最高，非自覺形核的原始質(zhì)點數(shù)將大為減少?！?〕動向凝結(jié)過程。一般熔焊時，熔池是以必定的速度隨熱源而挪動?！?〕液態(tài)金屬對流激烈。熔池中存在很多復(fù)雜的作使勁，使熔池金屬產(chǎn)生激烈的攪拌和對流，在熔池上部其方向一般趨于從熔池頭部向尾部流動，而在熔池底部的流動方向與之正好相反，這一點有利于熔池金屬的混和與貞潔。議論剖析影響焊接曲折柱狀晶形態(tài)的因素。哪一種形態(tài)的柱狀晶最易于產(chǎn)生焊接縱向裂紋？答：因為在焊接熔池中，晶體的生長線速度

R與焊接速度υ之間存在以下關(guān)系：

Rυcos

式中

—晶粒生長方向與熔池挪動方向之間的夾角。在熔池液相等溫線上各點的

角是變化的，說明晶粒成長的方向和線速度都是變化的。在熔合區(qū)上晶粒開始成長的剎時

,

90o

,cos

0，晶粒生長線速度為零，即焊縫邊沿的生長速度最慢。而在熱源挪動后邊的焊縫中心，0o,cos1，晶粒生長速度與焊接速度相等，生長最快。一般狀況下，因為等溫線是曲折的，其曲線上各點的法線方向不斷地改變，所以晶粒生長的有利方向也隨之變化，形成了獨有的曲折柱狀晶的形態(tài)。焊接速度影響焊接曲折柱狀晶形態(tài)。焊接速度大時，焊接熔池長度增添,柱狀晶便趨勢垂直于焊縫中心線生長。焊接速度慢時,柱狀晶越曲折。垂直于焊縫中心線的柱狀晶，最后結(jié)晶的低熔點夾雜物被推移到焊縫中心地區(qū)，易形成柔弱的聯(lián)合面，致使縱向熱裂紋的產(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。焊接和鍛造過程中的氣體根源于哪處？它們是如何產(chǎn)生的？答：焊接區(qū)內(nèi)的氣體：焊條藥皮、焊劑、焊芯的造氣劑，高價氧化物及有機物的分解氣體，母材坡口的油污、油漆、鐵銹、水分，空氣中的氣體、水分，保護氣體及其雜質(zhì)氣體鍛造過程中的氣體：熔煉過程，氣體主要來自各樣爐料、爐氣、爐襯、工具、熔劑及四周氛圍中的水分、氮、氧、氫、CO2、CO、SO2和有機物焚燒產(chǎn)生的碳氫化合物等。來自鑄型中的氣體主假如型砂中的水分。澆注過程，澆包未烘干，鑄型澆注系統(tǒng)設(shè)計不妥，鑄型透氣性差，澆注速度控制不妥，型腔內(nèi)的氣體不可以實時清除等，都會負氣體進入液態(tài)金屬。氣體是如何溶解到金屬中的？電弧焊條件下，氮和氫的溶解過程相同嗎？答：氣體溶解到金屬中分四個階段：〔1〕氣體分子向金屬-氣體界面上運動；〔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〕原子穿過金屬表面層向金屬內(nèi)部擴散。電弧焊條件下，氮和氫的溶解過程不相同，氫在高溫時分解度較大，電弧溫度下可完好分解為原子氫，其溶解過程為分解—吸附—溶入。在電弧氛圍中，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)溫度一準時，雙原子的溶解度與其分壓的平方根成正比〔2〕當(dāng)壓力一準時，溶解度與溫度的關(guān)系決定于溶解反應(yīng)種類，氣體溶解過程為吸熱反應(yīng)時，△H為正當(dāng)，溶解度隨溫度的高升而增添；金屬汲取氣體為放熱反應(yīng)時，△H為負值，溶解度隨溫度的上漲而降低?！?〕合金成分對溶解度的影響：液態(tài)金屬中參加能提升氣體含量的合金元素，可提升氣體的溶解度；假定參加的合金元素能與氣體形成穩(wěn)固的化合物〔即氮、氫、氧化合物〕，那么可降低氣體的溶解度。其余，合金元素還可以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，熔滴處于陰極，陽離子將向熔滴表面運動，因為熔滴溫度高，比表面積大，故熔滴中將溶解大批的氫或氮；直流反接時，陽離子仍向陰極運動，但此時陰極已經(jīng)是溫度較低的溶池，故氫或氮的溶解量要少?！?〕焊接區(qū)氛圍性質(zhì)的影響：氣體分子或原子受激后溶解速度加快；電弧氛圍中的陽離子++N或H可直接在陰極溶解；在氧化性電弧氛圍中形成的NO，碰到溫度較低的液態(tài)金屬時可分解為N和O，而N能快速溶入金屬。電弧焊時，氣體在金屬中的溶解度能否聽從平方根定律？為何？答：當(dāng)溫度一準時，雙原子氣體的溶解度與其分壓的平方根成正比，這一規(guī)律稱為平方根定律，可是電弧焊時，金屬液體的溫度是變化的，所以氣體在金屬中的溶解度不聽從平方根定律。CO2、H2O和空氣在高溫下對金屬的氧化性哪個大？答：在液態(tài)鐵存在的溫度，空氣對金屬的氧化性是最大的，而H2O氣的氧化性比CO2小?？刂畦T件或焊縫氮含量的重要舉措是什么？答：1．限制氣體的根源氮主要根源于空氣，控制氮的首要舉措是增強對金屬的保護，防備空氣與金屬接觸。2．控制工藝參數(shù)金屬中氮的含量與工藝參數(shù)親密有關(guān)。應(yīng)盡量采納短弧焊。焊接電流增添時，熔滴過渡頻次增添，氣體與熔滴作用時間縮短，焊縫中氮含量減少。其余，焊接方法、熔滴過渡特征、電流種類等也有必定的影響。3．冶金辦理采納冶金方法對液態(tài)金屬進行脫氮除氣辦理，是降低金屬中氣體含量的有效方法。液態(tài)金屬中參加Ti、Al和稀土等對氮有較大親和力的元素，可形成不溶于液態(tài)金屬的穩(wěn)固氮化物而進入溶渣，從而減少金屬的氮含量。氮、氫、氧對金屬的質(zhì)量有何影響？答：1．使資料脆化鋼材中氮、氫或氧的含量增添時，其塑性和韌性都將降落，特別是低溫韌性降落更為嚴重。2．形成氣孔氮和氫均能使金屬產(chǎn)生氣孔。液態(tài)金屬在高溫時能夠溶解大批的氮或氫，而在凝結(jié)時氮或氫的溶解度忽然降落，這時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)金屬的凝結(jié)速度大于氣泡的逸出速度時，就會形成氣孔。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。氫是促進產(chǎn)生冷裂紋的主要因素之一。4．惹起氧化和飛濺氧可使鋼中有利的合金元素?zé)龘p，致使金屬性能降落；焊接時假定溶滴中含有許多的氧和碳，那么反應(yīng)生成的CO氣體因受熱膨脹會使熔滴爆炸，造成飛濺，影響焊接過程的穩(wěn)固性。其余應(yīng)當(dāng)指出，焊接資料擁有氧化性其實不都是有害的，有時故意在焊接資猜中參加必定量的氧化劑，以減少焊縫的氫含量，改良電弧的特征，獲取必需的熔渣物化性能。如何控制鑄件或焊縫氫的含量？答：控制鑄件或焊縫氫的含量的舉措有：1．限制氣體的根源：氫主要根源于水分，包含原資料自己含有的水分、資料表面吸附的水分以及鐵銹或氧化膜中的結(jié)晶水、化合水等。其余資料內(nèi)的碳氫化合物和資料表面的油污等也是氫的重要根源。所以原資料使用前均應(yīng)進行烘干、去油、除銹等辦理；爐膛、除鋼槽、澆包等均應(yīng)充分乏味。2．控制工藝參數(shù)：應(yīng)盡量采納短弧焊，控制液態(tài)金屬的保溫時間、澆注方式、冷卻速度，或調(diào)整焊接工藝參數(shù)，控制熔池存在時間和冷卻速度等，可在必定程度上減少金屬中氫的含量。3．冶金辦理采納冶金方法對液態(tài)金屬進行脫氮、脫氧、脫氫等除氣辦理，是降低金屬中氣體含量的有效方法。在金屬冶煉過程中，常常經(jīng)過參加固態(tài)或氣態(tài)除氣劑進行除氫。第八章液態(tài)金屬與熔渣的相互作用1．比較熔焊與熔煉過程中熔渣作用的異同點。熔渣關(guān)于焊接、合金熔煉的踴躍作用主要有機械保護作用，冶金辦理作用和改良成形工藝性能作用。在焊接、合金熔煉過程中，熔渣對液態(tài)金屬的機械保護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，防備液態(tài)金屬中合金元素氧化燒結(jié)，防備氣相中氮氫氧硫溶入，減少液態(tài)金屬散熱損失。而在熔焊過程中，熔池凝結(jié)后，熔渣凝結(jié)形成渣殼，覆蓋在焊縫上，還可連續(xù)保護處在高溫下焊縫金屬免疫空氣的有害作用。在熔渣的冶金辦理作用方面，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，熔渣還可以夠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，還可以夠經(jīng)過熔渣向熔縫中過分合金。在熔焊過程中，熔渣還有改良焊縫成形性的作用，合適熔渣對電弧引燃，穩(wěn)固焚燒，減少飛濺，改良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高于酸性渣，這能否意味著堿性渣的氧化性要比酸性渣更強？為何？答：不必定比酸性渣強。因為離子理論把液態(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，固然液態(tài)堿性渣中自由氧離子的濃度遠大于酸性渣，可是它不必定與熔渣中的某些物質(zhì)反應(yīng)，從而不可以表達出其擁有氧化性，而酸性渣那么能夠，熔渣的氧化性往常是用渣中含有最不穩(wěn)固的氧化物FeO的上下及該氧化物在熔渣中的活度來權(quán)衡的。3．本章介紹了熔渣的哪些物理性能？這些性能與熔渣的構(gòu)成或堿度有什么聯(lián)系？答：1〕主要介紹了熔渣的凝結(jié)溫度和密度，熔渣的粘度，熔渣的表面張力及界面張力及性能。熔渣的凝結(jié)溫度和密度主要取決于熔渣的成分，以必定比率構(gòu)成的復(fù)合渣可使凝結(jié)溫度大大降低，一般保持熔渣熔點低于金屬熔點100~200攝氏度，熔渣的粘度與它的化學(xué)成分有關(guān)，含SiO2多的渣粘度大，含TiO2多的熔渣粘度小，熔渣表面張力主要取決與熔渣組元間化學(xué)鍵鍵能，酸性渣一般為共價鍵，表面張力小，堿性渣多為離子鍵，表面張力大，堿度大，表面張力大。4．熔渣的物理性能對熔焊質(zhì)量有什么影響？答：1〕熔渣的熔點過高，在金屬熔煉和熔焊的過程中，將不可以均勻覆蓋在液態(tài)金屬表面，保護成效差，還會影響焊縫外觀成型，產(chǎn)生氣孔和夾雜，一般熔渣熔點低于焊件熔點100~200攝氏度。2〕熔渣密度影響熔渣與液態(tài)金屬間的相對地點與相對速度，要保證熔渣與金屬密度湊近防備形成夾雜。熔渣的粘度越小，流動性越好，擴散越簡單對冶金反應(yīng)進行有利，焊接工藝要求出發(fā)，焊接熔渣粘度不可以過小，否那么簡單流失，影響熔池在全地點焊時的成形和保護。熔渣的表面張力與液態(tài)金屬間界面張力關(guān)于冶金過程動力學(xué)及液態(tài)金屬中熔渣等雜質(zhì)相的排出有重要影響。它還影響到熔渣對液態(tài)金屬的覆蓋性能，并由此影響隔絕保護成效及焊縫外觀成型。5．1600攝氏度時，煉鋼熔池中熔渣的成分為：氧化物Cao重量〔%〕

Mgo

MnoFeoFe2O3SiO2P2O524鋼水含氧%，問熔渣對鋼水而言是氧化渣仍是還原渣？解：W〔SiO2+P2O5〕=%W(Cao+Mgo+Mno)=%查圖8-4得：Feo的堿度系數(shù)為Lg[%O]max=-6320/T+當(dāng)T=1600時，[%O]max=因為[%O]=[%O]max*=*=在1600攝氏度時熔渣與液態(tài)金屬構(gòu)成的系統(tǒng)抵達均衡時的液態(tài)金屬中含氧量為%，而實質(zhì)中鋼水含氧%〈%，固熔渣對鋼水而言是氧化渣。6．為何Feo在堿性渣中活度系數(shù)比在酸性渣中大？這能否說明堿性渣的氧化性高于酸性渣？為何？答：1〕渣中SiO2、TiO2等酸性氧化物較少，F(xiàn)eo全局部以自由態(tài)存在，即Feo在渣中活度系數(shù)比在酸性渣中大。2〕但這其實不可以說明堿性渣的氧化性大于酸性渣3〕固然堿性渣中FeO的活度系數(shù)大，但堿性渣中FEO的含量其實不高，所以堿性渣對液態(tài)金屬的氧話性比酸性渣小7．冶煉與熔焊過程中熔渣的氧化性強會造成什么不良的結(jié)果？答；熔渣氧化性強，渣中的FeO更易向金屬中擴散，使液態(tài)金屬中增氧，熔煉液態(tài)金屬增氧簡單侵害爐襯，焊縫中增氧可能產(chǎn)生氣孔等缺點。8．采納堿性焊條施焊時，為何要求嚴格清理去焊件坡口表面的鐵銹和氧化皮，而用酸性焊條施焊或?qū)盖扒謇淼囊笙鄬^低？

maxCO2焊時答：這種現(xiàn)象能夠用熔渣的分子理論來解說。堿性渣中SiO2、TiO2等酸性氧化物較少，F(xiàn)eO全局部以自由狀態(tài)存在，即FeO在渣中的活度系數(shù)大，因此簡單向金屬中擴散，使液態(tài)金屬中增氧。所以在堿性焊條藥皮中一般不參加含F(xiàn)eO的物質(zhì)，并要求焊接時嚴格去除在焊件表面上的氧化皮和鐵銹，否那么將使焊縫增氧并可能產(chǎn)生氣孔等的缺點。而在酸性渣中，SiO2、TiO2等的酸性氧化物許多，它們能與FeO形成復(fù)雜的化合物〔如FeO、SiO2〕，使自由的FeO減少，故在熔渣中FeO含量相同的狀況下，擴散到金屬中的氧較少，CO2焊采納Mn,Si積淀脫氧，CO2焊脫氫能力強，所以用酸性焊條施焊或CO2焊時對焊前清理的要求相對較低。9試比較表8-1中各樣焊接熔渣的氧化性強弱。表8-1焊接熔渣的化學(xué)成分舉例焊條熔渣化學(xué)成分〔%〕熔渣堿度或SiO2TiO2Al2O3FeOMnOCaOMgONa2OK2OCaF2Ｂ１Ｂ２焊劑類型鈦型—鈦鈣—型鈦鐵—礦型氧化—鐵型纖維—素型低氫—-型HJ43140~44—≤4≤34~38≤65~8—-—-3~7~~HJ25018~22—-18~23≤5~84~812~16—-—-23~30~~由比較可知。酸性焊條中含量許多.

SiO2、TiO2含量許多，

FeO，MnO等強氧化物含量許多，低氫型焊條又稱堿性焊條中，

CaF210.有人說：“焊接過程中熔渣對液態(tài)金屬的氧化反應(yīng)比熔煉過程激烈，但反應(yīng)程度不如熔煉時完全。對嗎？請說明原由。

〞你以為這句話答：這句話是對的。因為熔焊時因為熔渣在高溫狀態(tài)下的存在時間短暫，所以擴散氧化程度一般遠不可以抵達均衡狀態(tài)，而熔煉過程中的擴散氧化進行的較充分。第九章液態(tài)金屬的凈化與精華1、何謂積淀脫氧？試述生產(chǎn)中常用的幾種積淀脫氧反應(yīng)。答：〔1〕積淀脫氧是指溶解于液態(tài)金屬中的脫氧劑直接和熔池中的物，并析出轉(zhuǎn)入熔渣的一種脫氧方式?！?〕生產(chǎn)中幾種常用的積淀脫氧反應(yīng)：a錳的脫氧反應(yīng)，[Mn]+[FeO]=[Fe]+(MnO)b硅的脫氧反應(yīng)，[Si]+2[FeO]=2[Fe]+(SiO2)c硅錳聯(lián)合脫氧反應(yīng)。

[FeO]起作用，使其轉(zhuǎn)變?yōu)椴蝗苡谝簯B(tài)金屬的氧化2、試述鍛造與焊接冶金工藝中常用的脫氧方式及特色。答：〔1〕先期脫氧熔焊過程中先期脫氧的特色是脫氧過程和脫氧產(chǎn)物與高溫的液態(tài)金屬不發(fā)生直接關(guān)系，脫氧產(chǎn)物直接參加造渣。而在一般的熔煉鋼鐵爐中，也存在硅和錳等元素與爐氣中的氧化性氣體發(fā)生反應(yīng)，生成的氧化物進入熔渣，但此時其實不是有目的地為了脫氧。2〕積淀脫氧這種方法的長處是脫氧速度快，脫氧完全。但脫氧產(chǎn)物不可以去除時將增添金屬液中雜質(zhì)的含量。3〕擴散脫氧這種方法的長處是脫氧產(chǎn)物留在熔渣中，液態(tài)金屬不會因脫氧而造成夾雜。弊端是擴散過程進行的遲緩，脫氧時間長。4〕真空脫氧在一般真空辦理條件下，碳只好起到局部脫氧的作用，只管這樣，用碳脫氧，脫氧產(chǎn)物不留在鋼液中，所以對提升鋼液質(zhì)量有明顯的功效。3、從冶金反應(yīng)動力學(xué)角度剖析熔渣粘度過大或過小所帶來的問題。答：〔1〕擴散脫氧是在熔渣中參加脫氧劑，使脫氧元素與熔渣中的氧化亞鐵起作用而抵達間接脫去鋼液中氧化亞鐵的目的。假如熔渣粘度過大，不利于鋼液中氧化亞鐵向熔渣中擴散，從而影響脫氧成效。2〕熔渣脫硫的原理與擴散脫氧相像，其反應(yīng)也包含有擴散過程。假如熔渣粘度過大，不簡單傳輸，不利于脫硫反應(yīng)進行?！?〕脫磷反應(yīng)是在熔渣與鋼液界面長進行的。跟著反應(yīng)的進行，界面處的CaO和FeO因反應(yīng)而耗費，濃度減低，必定會惹起渣層上方的CaO和FeO向界面?zhèn)鬏?。與此同時，反應(yīng)生成的磷酸鈣在界面處濃度增高，必定會向渣層上方傳輸。熔渣粘度過大，不利于這些傳輸過程的進行，因此脫磷成效降低。綜合剖析熔渣的堿度對脫氧、脫磷、脫硫的影響。脫氧在熔渣脫氧時，堿度高不利于脫氧，但在用硅積淀脫氧時，堿度高能夠提升硅的脫氧成效。脫硫：熔渣的還原性和堿度渣中氧化鈣的濃度高和氧化亞鐵的濃度低都有利于反應(yīng)的行所以，在還原期中脫硫是有利的。熔渣堿度高也有利于脫硫。脫磷脫磷的有利條件是高堿度和