材料成型基本原理-第2版-劉全坤-課后答案

朽木易折，金石可鏤。千里之行，始于足下。第頁/共頁第一章習(xí)題1.液體與固體及氣體比較各有哪些異同點？哪些現(xiàn)象說明金屬的熔化并不是原子間結(jié)合力的所有破壞？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具有自由表面；可壓縮性很低具有流動性，不能承受切應(yīng)力；遠(yuǎn)程無序，近程有序固體不具有流動性，可承受切應(yīng)力；遠(yuǎn)程有序液體徹低占領(lǐng)容器空間并取得容器內(nèi)腔形狀；具有流動性遠(yuǎn)程無序，近程有序；有自由表面；可壓縮性很低氣體徹低無序；無自由表面；具有很高的壓縮性（2）金屬的熔化不是并不是原子間結(jié)合力的所有破壞可從以下二個方面說明：①物質(zhì)熔化時體積變化、熵變及焓變普通都不大。金屬熔化時典型的體積變化Vm/V為3%~5%左右，表明液體的原子間距臨近于固體，在熔點附近其系統(tǒng)混亂度只是稍大于固體而遠(yuǎn)小于氣體的混亂度。②金屬熔化潛熱Hm約為氣化潛熱Hb的1/15~1/30，表明熔化時其內(nèi)部原子結(jié)合鍵惟獨部分被破壞。由此可見，金屬的熔化并不是原子間結(jié)合鍵的所有破壞，液體金屬內(nèi)原子的局域分布仍具有一定的邏輯性。2.如何理解偶分布函數(shù)g(r)的物理意義？液體的配位數(shù)N1、平均原子間距r1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ρ(r)對于平均數(shù)密度ρo（=N/V）的相對偏差。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?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于周期有序的晶態(tài)固體是不規(guī)矩的，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徹低無序的氣體，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)的近程有序的實驗例證①偶分布函數(shù)的特征對于氣體，因為其粒子（分子或原子）的統(tǒng)計分布的勻稱性，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羅列，其g(r)以相應(yīng)的邏輯呈分立的若干尖銳峰。而液體的g(r)浮上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，其半徑惟獨幾個原子間距大小。②從金屬熔化過程看物質(zhì)熔化時體積變化、熵變及焓變普通都不大。金屬熔化時典型的體積變化Vm/V為3%~5%左右，表明液體的原子間距臨近于固體，在熔點附近其系統(tǒng)混亂度只是稍大于固體而遠(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1/15~1/30，表明熔化時其內(nèi)部原子結(jié)合鍵惟獨部分被破壞。由此可見，金屬的熔化并不是原子間結(jié)合鍵的所有破壞，液體金屬內(nèi)原子的局域分布仍具有一定的邏輯性?？梢哉f，在熔點（或液相線）附近，液態(tài)金屬（或合金）的原子集團(tuán)內(nèi)短程結(jié)構(gòu)類似于固體。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等熔體舉行了十多年的系統(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。④Reichert看見到液態(tài)Pb局域結(jié)構(gòu)的五重對稱性及二十面體的存在，并預(yù)測二十面體存在于所有的單組元容易液體。⑤在Li-Pb、Cs-Au、Mg-Bi、Mg-Zn、Mg-Sn、Cu-Ti、Cu-Sn、Al-Mg、Al-Fe等固態(tài)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，即使異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(tuán)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(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光不停地變化，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(tuán)簇不斷地分化組合，因為“能量起伏”，一部分金屬原子（離子）從某個團(tuán)簇中分化出去，同時又會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”一樣，團(tuán)簇的尺寸及其內(nèi)部原子數(shù)量都隨時光和空間發(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)合力存在差別，結(jié)合力較強(qiáng)的原子容易聚攏在一起，把別的原于排擠到別處，表現(xiàn)為游動原子團(tuán)簇之間存在著成分差異，而且這種局域成分的不勻稱性隨原子熱運動在不時發(fā)生著變化的現(xiàn)象。5.按照圖1-10及式（1-7）說明為動力學(xué)粘度η的物理意義，并研究液體粘度η（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τ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。這里為Bolzmann常數(shù)，U為無外力作用時原子之間的結(jié)合能（或原子蔓延勢壘），C為常數(shù)，T為熱力學(xué)溫度。按照此式，液體的粘度η隨結(jié)合能U按指數(shù)關(guān)系增強(qiáng)，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液體粘度η高低的影響。答：η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。粘度隨原子間距δ增大而降低，與成反比。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邏輯，其中M-H（Moelwyn-Hughes）模型為：（1-9）式中η1、η2、X1、X2分離為純?nèi)軇┖腿苜|(zhì)的粘度及各自在溶液中的mole分?jǐn)?shù)，R為氣體常數(shù)，Hm為兩組元的混合熱。按M-H模型，倘若混合熱Hm為負(fù)值，合金元素的增強(qiáng)會使合金液的粘度升高。按照熱力學(xué)原理，Hm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模型得到了一些實驗結(jié)果的驗證。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(qiáng)的化學(xué)結(jié)合鍵，合金液的粘度將會顯然高于純?nèi)軇┙饘僖旱恼扯取．?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抑制原子集團(tuán)的聚攏長大，將妨礙金屬液粘度的升高。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η=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。倘若脫氧產(chǎn)物在1524mm深處生成，試決定鋼液脫氧后2min上浮到鋼液表面的Al2O3最小顆粒的尺寸。答：按照流體力學(xué)的斯托克斯公式：，式中：為夾雜物和藹泡的上浮速度，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為重力加速度。m分析物質(zhì)表面張力產(chǎn)生的緣故以及與物質(zhì)原子間結(jié)合力的關(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，與上述論點相反的例子大量存在。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同樣都是二價金屬，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。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)該從它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？界面張力與界面兩側(cè)（兩相）質(zhì)點間結(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，但更鄭重說，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)兩個相共同組成一個界面時，其界面張力的大小與界面兩側(cè)（兩相）質(zhì)點間結(jié)合力的大小成反比，兩相質(zhì)點間結(jié)合力越大，界面能越小，界面張力就越??；兩相間結(jié)合力小，界面張力就大。相反，同一金屬（或合金）液固之間，因為兩者容易結(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)它們的邏輯。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)，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)該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)中參加削弱原子間結(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(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強(qiáng)，所以傾向于被排擠到表面，以降低囫圇系統(tǒng)的能量。這些富集在表面層的元素，因為其本身的原子體積大，表面張力低，從而使囫圇系統(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強(qiáng)，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)。因為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，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，而使囫圇系統(tǒng)的表面張力增強(qiáng)?；衔锉砻鎻埩χ暂^低，就是因為其自由電子較少的緣故。11．設(shè)凝結(jié)后期枝晶間液體互相隔絕，液膜兩側(cè)晶粒的拉應(yīng)力為1.5×103Mpa，液膜厚度為1.1×10-6mm，按照液膜理論計算產(chǎn)生熱裂的液態(tài)金屬臨界表面張力。答：=fT/2=0.825N/m12．試述液態(tài)金屬充型能力與流動性間的聯(lián)系和區(qū)別，并分析合金成分及結(jié)晶潛熱對充型能力的影響邏輯。答：(1)液態(tài)金屬彌漫鑄型型腔，獲得形狀殘破、輪廓清晰的鑄件的能力，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)金屬本身的流動能力稱為“流動性”，是液態(tài)金屬的工藝性能之一。液態(tài)金屬的充型能力首先取決于金屬本身的流動能力，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)，以及澆注時控制合金液相同過熱度，等等）澆注各種合金的流動性試樣，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。因此可以認(rèn)為：合金的流動性是在決定條件下的充型能力。對于同一種合金，也可以用流動性試樣研究各鑄造工藝因素對其充型能力的影響。(2)合金的化學(xué)成分決定了結(jié)晶溫度范圍，與流動性之間存在一定的邏輯。普通而言，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。因為對于純金屬、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)的固相層由表面逐步向內(nèi)部推進(jìn)，固相層內(nèi)表面比較光潔，對液體的流動阻力小，合金液流動時光長，所以流動性好，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時，斷面上存在著發(fā)達(dá)的樹枝晶與未凝結(jié)的液體相混雜的兩相區(qū)，金屬液流動性不好，充型能力差。(3)對于純金屬、共晶和金屬間化合物成分的合金，在普通的澆注條件下，放出的潛熱越多，凝結(jié)過程舉行的越慢，流動性越好，充型能力越強(qiáng)；而對于寬結(jié)晶溫度范圍的合金，因為潛熱放出15~20%以后，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。但也有例外的情況，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，最好流動性并不在共晶成分處。13．某飛機(jī)發(fā)明廠的一牌號Al-Mg合金（成分決定）機(jī)翼因鑄造常浮上“澆不足”缺陷而報廢，倘若你是該廠工程師，請問可采取哪些工藝措施來提高成品率？答：機(jī)翼鑄造常浮上“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)λ=46.5W/(m·K)，比熱容C=460.5J/(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模（鑄型壁均充足厚）中澆鑄后0.02h、0.2h時刻的溫度分布情況并作分析比較。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℃鑄件的熱蔓延率：=1.310-5m2/s按照公式分離計算出兩種時刻鑄件中的溫度分布情況見表1。表1鑄件在砂型中凝結(jié)時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149715231545155915661569t=0.20h時149715051513152115281535按照表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℃同理可分離計算出兩種時刻鑄件中的溫度分布情況見表2與圖2。表2鑄件在金屬型中凝結(jié)時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727.610301277143815201555t=0.20h時727.6823915100510801159t=0.02ht=0.0h圖2鑄件在金屬型中凝結(jié)時的溫度分布曲線圖1鑄件在砂型中凝結(jié)時的溫度分布曲線t=0.02ht=0.0h圖2鑄件在金屬型中凝結(jié)時的溫度分布曲線圖1鑄件在砂型中凝結(jié)時的溫度分布曲線(3)分析：采用砂型時，鑄件金屬的冷卻速度慢，溫度梯度分布崎嶇，與鑄型界面處的溫度高，而采用金屬鑄型時相反。緣故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）兩式計算凝結(jié)過程中的溫度分布與實際溫度分布情況是否存在誤差？分析誤差產(chǎn)生的緣故，說明什么情況下誤差相對較小？解：是有誤差的。因為在推導(dǎo)公式時做了多處假設(shè)與近似處理，如：①沒有考慮結(jié)晶潛熱。若結(jié)晶潛熱小，則誤差就??；②假設(shè)鑄件的熱物理參數(shù)、、與鑄型的熱物理參數(shù)、、不隨溫度變化。若它們受溫度影響小，則誤差就小；③沒有考慮界面熱阻。若界面熱阻不大，則誤差就??；④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，對于形狀差異大的鑄件不適用。3.凝結(jié)速度對鑄件凝結(jié)組織、性能與凝結(jié)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選用適當(dāng)?shù)蔫T型材料和起始（預(yù)熱）溫度；③在鑄型中適當(dāng)布置冷鐵、冒口與澆口；④在鑄型型腔內(nèi)表面涂敷適當(dāng)厚度與性能的涂料。4.比較同樣體積大小的球狀、塊狀、板狀及桿狀鑄件凝結(jié)時光的長短。解：普通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桿按照與所以凝結(jié)時光依次為：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20℃，澆注后眨眼鑄件-鑄型界面溫度趕緊升至純鋁熔點660℃，且在鑄件凝結(jié)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)λW/(m·K)比熱容CJ/(kg·K)密度ρkg/m3熱蔓延率m2/s結(jié)晶潛熱J/kg純鋁212120027006.510-53.9105砂型0.739184016002.510-7試求：（1）按照平方根定律計算不同時刻鑄件凝結(jié)層厚度s,并作出曲線；（2）分離用“平方根定律”及“折算厚度法則”計算鑄件的徹低凝結(jié)時光，并分析差別。解：(1)代入相關(guān)已知數(shù)解得：，=1475，=0.9433(m)按照公式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)020406080100120(mm)04.226.007.318.449.4310.3圖3關(guān)系曲線圖3關(guān)系曲線(2)利用“平方根定律”計算出鑄件的徹低凝結(jié)時光：?。?0mm，代入公式解得：τ=112.4(s)；利用“折算厚度法則”計算鑄件的徹低凝結(jié)時光：=8.824(mm)=87.5(s)采用“平方根定律”計算出的鑄件凝結(jié)時光比“折算厚度法則”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面板厚方向的散熱。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”分析砂型鑄造時底座的最后凝結(jié)部位，并預(yù)計凝結(jié)終了時光.10001601000160160600120查表2-3得：K=0.72()對A有：RA=VA／AA=1.23cmA=RA2／KA2=2.9min對B有:RB=VB／AB=1.33cmAAAAAAAABBCCCCDDD對C有：RC=VC／AC=1.2cmC=RC2／KC2=2.57min對D有：RD=VD／AD=1.26cmD=RD2／KD2=3.06min因此最后凝結(jié)部位為底座中肋B處，凝結(jié)終了時光為3.4分鐘。7.對于低碳鋼薄板，采用鎢極氬弧焊較容易實現(xiàn)單面焊雙面成形（背面勻稱焊透）。采用同樣焊接規(guī)范去焊同樣厚度的不銹鋼板或鋁板會浮上什么后果？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浮上燒穿，這是因為不銹鋼材料的導(dǎo)熱性能比低碳鋼差，電弧熱無法及時散開的緣故；相反，采用同樣焊接規(guī)范去焊同樣厚度的鋁板可能會浮上焊不透，這是因為鋁材的導(dǎo)熱能力優(yōu)于低碳鋼的緣故。8.對于板狀對接單面焊焊縫，當(dāng)焊接規(guī)范一定時，常常在起弧部位附近存在一定長度的未焊透，分析其產(chǎn)生緣故并提出相應(yīng)工藝解決計劃。解：（1）產(chǎn)生緣故：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，因此會浮上一定長度的未焊透。（2）解決主意：焊接起始段時焊接速度慢一些，對焊件舉行充足預(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引弧板，在引弧板上引燃電弧并舉行過渡段焊接，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隨溫度升高而下降以及液相自由能GL隨溫度升高而下降的斜率大于固相GS的斜率的理由。并結(jié)合圖3-1及式（3-6）說明過冷度ΔT是影響凝結(jié)相變驅(qū)動力ΔG的決定因素。答：(1)等壓時物質(zhì)自由能G隨溫度升高而下降的理由如下：由麥克斯韋爾關(guān)系式：（1）并按照數(shù)學(xué)上的全微分關(guān)系：得：（2）比較（1）式和（2）式得：等壓時dP=0，此時（3）因為熵恒為正當(dāng)，故物質(zhì)自由能G隨溫度升高而下降。(2)液相自由能GL隨溫度升高而下降的斜率大于固相GS的斜率的理由如下：因為液態(tài)熵大于固態(tài)熵，即：SL＞SS所以：＞即液相自由能GL隨溫度升高而下降的斜率大于固相GS的斜率。(3)過冷度ΔT是影響凝結(jié)相變驅(qū)動力ΔG的決定因素的理由如下：右圖即為圖3-1其中：表示液－固體積自由能之差Tm表示液-固平衡凝結(jié)點從圖中可以看出：T>Tm時，ΔG=Gs-GL﹥0，此時固相→液相T=Tm時，ΔG=Gs-GL=0，此時液固平衡T<Tm時，ΔG=Gs-GL＜0，此時液相→固相所以ΔG即為相變驅(qū)動力。再結(jié)合（3-6）式來看，（其中：ΔHm—熔化潛熱，ΔT—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。2怎樣理解溶質(zhì)平衡分配系數(shù)K0的物理意義及熱力學(xué)意義？答：（1）K0的物理意義如下：平衡分配系數(shù)KO的物理意義溶質(zhì)平衡分配系數(shù)K0定義為：特定溫度T*下固相合金成分濃度C與液相合金成分濃度平衡分配系數(shù)KO的物理意義K0=K0＜1時，固相線、液相線構(gòu)成的張角朝下，K0越小，固相線、液相線張開程度越大，開始結(jié)晶時與終了結(jié)晶時的固相成分差別越大，總算凝結(jié)組織的成分偏析越嚴(yán)重。K0＞1時，固相線、液相線構(gòu)成的張角朝上，K0越大，固相線、液相線張開程度越大，開始結(jié)晶時與終了結(jié)晶時的固相成分差別越大，總算凝結(jié)組織的成分偏析越嚴(yán)重。（2）K0的熱力學(xué)意義如下：按照相平衡熱力學(xué)條件，平衡時溶質(zhì)在固相及液相中化學(xué)位相等經(jīng)推導(dǎo) （1）稀溶液時，于是有：（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，對于實際合金，還受溶質(zhì)在液、固兩相中的活度系數(shù)影響。平衡時溶質(zhì)在固相和液相中化學(xué)位相等，即。當(dāng)平衡被打破時，。欲達(dá)到新平衡，惟獨通過溶質(zhì)蔓延改變液固兩相溶質(zhì)組元活度，從而建立新的平衡，使。3．結(jié)合圖3-3及圖3－4解釋臨界晶核半徑r*和形核功ΔG*的意義，以及為什么形核要有一定過冷度。圖3-3液相中形成球形晶胚時自由能變化答：（1）臨界晶核半徑r*的意義如下：圖3-3液相中形成球形晶胚時自由能變化r＜r*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；r＞r*時，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)定的晶胚改變?yōu)榉€(wěn)定晶核的臨界尺寸。臨界形核功ΔG*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”。惟獨當(dāng)ΔG≥ΔG*時，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ΔT*（2）形核必須要有一定過冷度的緣故如下：由形核功的公式：（均質(zhì)形核）=（非均質(zhì)形核）對某種晶體而言，VS、均為定值，ΔG*∝ΔT－2，過冷度ΔT越小，形核功ΔG*越大，ΔT→0時，ΔG*→∞，這表明過冷度很小時難以形核，所以物質(zhì)凝結(jié)形核必須要有一定過冷度。4．比較式（3-14）與式（3-18）、式（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：（3-14）rhe*=（3-18）（3-15）(3-19)（1）異質(zhì)形核比均質(zhì)形核容易的緣故如下：首先，從（3-14）式和(3-18)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(dāng)?shù)幕捉缑嫔闲魏?，體積比均質(zhì)臨界晶核體積小得多時便可達(dá)到臨界晶核半徑。再從（3-15）式和(3-19)式可以看出：ΔG令，其數(shù)值在0~1之間變化則ΔG顯然接觸角大小(晶體與雜質(zhì)基底互相潤濕程度)影響非均質(zhì)形核的難易程度。因為通常情況下，接觸角遠(yuǎn)小于180o，所以，非均質(zhì)形核功ΔG遠(yuǎn)小于均質(zhì)形核功ΔG，非均質(zhì)形核過冷度ΔT*比均質(zhì)形核的要小得多。綜合上述幾方面緣故，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)形核必須滿意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。第二，接觸角°，因為當(dāng)°時，=ΔGho*，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。（aN—結(jié)晶相點陣間隔，aC—雜質(zhì)點陣間隔）錯配度δ越小，共格情況越好，界面張力σSC越小，越容易舉行非均質(zhì)形核。b.過冷度的影響。過冷度越大，能促使非勻稱形核的外來質(zhì)點的種類和數(shù)量越多，非勻稱形核能力越強(qiáng)。研究兩類固-液界面結(jié)構(gòu)（粗糙面和光潔面）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(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個原子位置惟獨NA個固相原子（），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：（1）（2）k為玻爾滋曼常數(shù)，f為單個原子的熔融熵，被稱為Jackson因子。通過分析比較不同值時相對自由能與界面原子占領(lǐng)率可以看出：≤2時，ΔFS在=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；2＜＜5時，ΔFS在偏離x中央位置的兩旁（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，ΔFS在臨近x=0或x=1處有兩個極小值。此時，晶體表面位置幾乎全被占滿或僅有極少數(shù)位置被占領(lǐng)。異常大時，ΔFS的兩個最小值浮上在x→0，x→1的地方（晶體表面位置已被占滿）。若將=2，=0.5同時代入（2）式，單個原子的熔融熵為：=，對于一摩爾，熔融熵ΔSf=4kNA=4R（其中：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升高，則增大，所以ΔSf≤4R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)畢竟是粗糙面還是光潔面主要取決于物質(zhì)的熱力學(xué)性質(zhì)。另一方面，對于熱力學(xué)性質(zhì)一定的同種物質(zhì)，η/ν值取決于界面是哪個晶面族。對于密排晶面，η/ν值是高的，對于非密排晶面，η/ν值是低的，按照式（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(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)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，容易形成光潔界面。濃度小的物質(zhì)結(jié)晶時，界面生長易按臺階的側(cè)面擴(kuò)展方式舉行（固-液界面原子層厚度?。瑥亩词梗?時，其固-液界面也可能有光潔界面結(jié)構(gòu)特征。（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）為光潔界面;=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。固-液界面結(jié)構(gòu)如何影響晶體生長方式和生長速度？同為光潔固-液界面，螺旋位錯生長機(jī)制與二維晶核生長機(jī)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(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，液相蔓延來的原子很容易被接納并與晶體銜接起來。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)。只要原子沉積供養(yǎng)不成問題，可以不斷地舉行“延續(xù)生長”，其生長方向為界面的法線方向。對于光潔面，因為光潔界面在原子尺度界面是光潔的，單個原子與晶面的結(jié)合較弱，容易跑走，因此，惟獨依賴在界面上浮上臺階，然后從液相蔓延來的原子沉積在臺階邊緣，依賴臺階向側(cè)面生長（“側(cè)面生長”）。臺階形成的方式有三種機(jī)制：二維晶核機(jī)制，螺旋位錯機(jī)制，孿晶面機(jī)制。固-液界面結(jié)構(gòu)通過以下機(jī)理晶體影響生長速度：對粗糙界面而言，其生長方式為延續(xù)生長，生長速度R1與實際過冷度ΔT成線性關(guān)系。=μ1ΔT（D為原子的蔓延系數(shù)，R為氣體常數(shù)，μ1為常數(shù)）對光潔界面而言：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（μ3為常數(shù)）(2)螺旋位錯生長機(jī)制與二維晶核生長機(jī)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(jī)制而言，在ΔT不大時生長速度R2幾乎為零，當(dāng)達(dá)到一定ΔT時R驟然增強(qiáng)很快，其生長曲線R~ΔT與延續(xù)生長曲線相遇，繼續(xù)增大ΔT，徹低按延續(xù)方式舉行。對螺旋位錯生長機(jī)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，其生長速度與延續(xù)生長方式相重合。因為其臺階在生長過程中不會出現(xiàn)，生長速度比二維臺階生長要快。此外，與二維晶核臺階生長相比較，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(dāng)相圖上的液相線和固相線皆為直線時，試證實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，還受自身蔓延性質(zhì)的制約，液相中的對流強(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K0為一常數(shù)，證實如下：如右圖所示：液相線及固相線為直線，假設(shè)其斜率分離為mL及mS，固然C、C隨溫度變化有不同值，但==常數(shù)，此時，K0與溫度及濃度無關(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。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。假設(shè)固相無蔓延，液相勻稱混合。試求：①α相與液相之間的平衡分配系數(shù)K0；②凝結(jié)后共晶體的數(shù)量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分布曲線。圖4-43二元合金相圖解：（1）平衡分配系數(shù)K0圖4-43二元合金相圖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，K0===0.5K0即為所求α相與液相之間的平衡分配系數(shù).（2）凝結(jié)后共晶體的數(shù)量占試棒長度的百分?jǐn)?shù)的計算:由固相無蔓延液相勻稱混合下溶質(zhì)再分配的正常偏析方程代入已知的=60％,K0=0.5,C0=CB=40%可求出此時的=44.4％因為T=500℃為共晶改變溫度,所以此時殘留的液相總算都將改變?yōu)楣簿ЫM織,所以凝結(jié)后共晶體的數(shù)量占試棒長度的百分?jǐn)?shù)也即為44.4％.（3）凝結(jié)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:60%60%30%20%56%設(shè)上題合金成分為C0=CB=10%。證實已凝結(jié)部分()的平均成分為當(dāng)試棒凝結(jié)時，液體成分增高，而這又會降低液相線溫度。證實液相線溫度TL與之間關(guān)系（為純組元A的熔點，為液相線斜率的值）:解：(a)(b)在固相無蔓延而液相僅有蔓延凝結(jié)條件下，分析凝結(jié)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。答：在固相無蔓延而液相僅有蔓延條件下凝結(jié)速度變大時（1）固相成分將發(fā)生下列變化：R2R2＞R1R1R2R1R2穩(wěn)定態(tài)的過程。如右圖所示，當(dāng)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升高越多，越大，不穩(wěn)定區(qū)內(nèi)CS越高。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ΔC越大，過渡區(qū)時光（Δt）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C0=CB=2.5%，K0=0.2，=5，自左向右單向凝結(jié)，固相無蔓延而液相僅有蔓延（DL=3×10-5cm2/s）。達(dá)到穩(wěn)定態(tài)凝結(jié)時，求(1)固-液界面的；(2)固-液界面保持平整界面的條件。解：（1）求固-液界面的：因為固相中無蔓延而液相中僅有限蔓延的情況下達(dá)到穩(wěn)定狀態(tài)時，滿意：，C*S=C0代入C0=CB=2.5%，K0=0.2即可得出：==12.5％C*S=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，隨著的“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）的改變過程，所以惟獨當(dāng)不發(fā)生成分過冷時，固-液界面才可保持平整界面，即需滿意≥代入=5，C0=CB=2.5%，DL=3×10-5cm2/s，K0=0.2可得出：≥1.67×104℃/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結(jié)過程中溶質(zhì)再分配條件下固相成分的分布曲線。答:四種方式凝結(jié)過程中溶質(zhì)再分配條件下固相成分的分布曲線:(單向凝結(jié)時鑄棒內(nèi)溶質(zhì)的分布)按照式（4-6），分析有效分配系數(shù)KE的三種情況。解:（4-6a）（4-6b）有效分配系數(shù)KE的三種情況如下:①KE=K0(KE最小)：發(fā)生在＜＜1時，發(fā)生在慢生長速度和最大的攪動或?qū)α髑闆r下，這時δN很小，相當(dāng)“液相充足混合勻稱”的情況。②KE=1（KE最大）：發(fā)生在＞＞1時，即快生長速度凝結(jié)、或沒有任何對流，δN很大的情況下，相當(dāng)于“液相惟獨有限蔓延”的情況。③K0＜KE＜1：相當(dāng)于液相部分混合（對流）的情況，工程實際中常在這一范圍。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:合金在不平衡凝結(jié)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)，這種因為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的過冷度。成分過冷與熱過冷的區(qū)別:熱過冷是因為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(fù)溫度梯度所形成的?？筛∩显诩兘饘倩蚝辖鸬哪Y(jié)過程中，普通都生成樹枝晶。成分過冷是由溶質(zhì)富集所產(chǎn)生，只能浮上在合金的凝結(jié)過程中，其產(chǎn)生的晶體形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”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）。成分過冷與熱過冷的聯(lián)系:對于合金凝結(jié)，當(dāng)浮上“熱過冷”的影響時，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)不浮上負(fù)的溫度梯度，因為溶質(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)晶易于浮上樹枝晶形貌。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:＜當(dāng)“液相惟獨有限蔓延”時，δN=∞，，代入上式后得＜(其中:GL—液相中溫度梯度R—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)蔓延系數(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)蔓延系數(shù)DL,DL越底,越有利于成分過冷6）平衡分配系數(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:其中的GL和R為工藝因素,相對較易加以控制;mL,C0,DL,K0,為材料因素,較難控制)10.分離研究“成分過冷”對單相固溶體及共晶凝結(jié)組織形貌的影響？答:“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”對共晶凝結(jié)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，甚至徹低得不到共晶組織；2）有些非共晶成分的合金在冷速較快時反而得到100％的共晶組織；3）有些非共晶成分的合金，在一定的冷速下，既不浮上100％的共晶組織，也不浮上初晶+共晶的情況，而是浮上“離異共晶”。11.如何認(rèn)識“外生生長”與“內(nèi)生生長”？由前者向后者改變的前提是什么？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”。倘若“成分過冷”在遠(yuǎn)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-液界面前方的熔體中浮上。外生生長向內(nèi)生生長的改變的前提是:成分過冷區(qū)的進(jìn)一步加大。決定因素:外生生長向內(nèi)生生長的改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(qiáng)生核能力的外來質(zhì)點都有利于內(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，而普通單相合金的枝晶間距則還受控于溶質(zhì)元素在枝晶間的蔓延行為。通常采用的有一次枝晶（柱狀晶主干）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、界面前液相溫度梯度GL直接相關(guān)，在一定的合金成分及生長條件下，枝晶間距是一定的，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)。枝晶間距與材料的機(jī)械性能:枝晶間距越小，組織就越細(xì)密，分布于其間的元素偏析范圍就越小，故越容易通過熱處理而勻稱化。而且，這時的顯微縮松和非金屬夾雜物也越發(fā)細(xì)小凝聚，與成分偏析相關(guān)的各類缺陷（如鑄件及焊縫的熱裂）也會減輕，因而也就越有利于性能的提高。13.按照共晶體兩組成相的Jackson因子，共晶組織可分為哪三類？它們各有何生長特性及組織特點？答:按照共晶體兩組成相的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-光潔界面（非小晶面-小晶）共晶.（3）光潔-光潔界面（小晶面-小晶面）共晶.各自何生長特性及組織特點:第（1）類共晶，生長特性為:“共生”生長,即在共晶偶合長大時，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)的運動,兩相有某種互相依賴關(guān)系.組織特點為:對于有共晶成分的合金,其典型的顯微形態(tài)是有規(guī)矩的層片狀或其中有一相為棒狀或纖維狀(即規(guī)矩共晶);對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，所得到的組織由初晶及共晶體所組成。第(2)類共晶體，生長特性為:長大過程是互相偶合的共生長大.組織特點為:組織較為無規(guī)矩的,且容易發(fā)生彎曲和分枝.第(3)類共晶體,生長特性為:長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)矩混合物14.試描述離異共晶組織的兩種情況及其形成緣故。答:離異共晶組織有兩種情況:“晶間偏析”和“暈圈”。晶間偏析的形成緣故如下:(1)由系統(tǒng)本身的緣故:倘若合金成分偏離共晶點很遠(yuǎn)，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(dāng)共晶改變時，一相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)由另一相的生核艱難所引起:合金偏離共晶成分，初晶相長得較大。倘若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。暈圈的形成緣故: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。15.試述非小晶面-非小晶面共生共晶組織的生核機(jī)理及生長機(jī)理，組織特點和轉(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（暗示圖可不畫出）所示，晶改變開始時，熔體首先析出富A組元的α固溶體小球。α相的析出促使界面前沿B組元原子的不斷富集，且為β相的析出提供了有效的襯底，從而導(dǎo)致β相固溶體在α相球面上的析出。在β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。因為兩相性質(zhì)相近，從而促使α相依附于β相的側(cè)面長出分枝。α相分枝生長又反過來促使β相沿著α相的球面與分枝的側(cè)面疾馳鋪展，并進(jìn)一步導(dǎo)致α相產(chǎn)生更多的分枝。交替舉行，形成了具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)晶是通過搭橋方式(即率先相表面一旦浮上第二相，則可通過這種彼此依附、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，而不需要每個層片重新生核的方式)來完成的.非小晶面-非小晶面共生共晶組織的生長機(jī)理如下：在共生生長過程中，兩相各自向其界面前沿排出另一組元的原子，如b）圖所示，若不考慮蔓延，α相前沿液相成分為高于，β相前沿液相成分為低于。惟獨將這些原子及時蔓延開，界面才干不斷生長。蔓延速度正比于溶質(zhì)的濃度梯度，因為α相前沿富B，而β相前沿富A，因此，橫向蔓延速度要比縱向大的多，縱向蔓延普通可忽略不計（a圖）。c)圖為考慮蔓延時成分分布暗示圖，實際上，α-β相交界處的液相成分不太可能正巧為，而是高于或低于（取決于A、B組元的蔓延特性）。于是，共晶兩相通過橫向蔓延不斷排走界面前沿堆積的溶質(zhì)，且又互相提供生長所需的組元，彼此合作，并排地迅速向前生長。非小晶面-非小晶面共生共晶組織的組織特點如下：宏觀崎嶇的共生界面將改變?yōu)轭愃朴趩蜗喙倘荏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舉行共生生長，故兩相的層片將會發(fā)生彎曲而形成扇形結(jié)構(gòu)。第三組元濃度較大，或在更大的凝結(jié)速度下，成分過冷進(jìn)一步擴(kuò)大，胞狀共晶將發(fā)展為樹枝狀共晶組織，甚至還會導(dǎo)致共晶合金自外生生長到內(nèi)生生長的改變。非小晶面-非小晶面共生共晶組織的轉(zhuǎn)化條件如下：在α相、β相兩固相間界面張力各方向相同的情況下，當(dāng)某一相的體積分?jǐn)?shù)遠(yuǎn)小于另一相時，則該相以棒狀方式生長。當(dāng)體積含量兩相相近時，則傾向于層片狀生長。更確切地說，倘若一相的體積分?jǐn)?shù)小于1／π時，該相將以棒狀結(jié)構(gòu)浮上；倘若體積分?jǐn)?shù)在1／π~1／2之間時，兩相均則以片狀結(jié)構(gòu)浮上。16.以灰鑄鐵共晶生長為例，試描述“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-非小晶面共晶合金基本相同，其根本區(qū)別在于由共晶兩相在結(jié)晶特性上的龐大差異所引起的結(jié)構(gòu)形態(tài)上的變化。在灰鑄鐵Fe-C（石墨）共晶共生生長中，率先相石墨垂直于棱柱面以[100]方向呈片狀生長，而奧氏體則以非封閉暈圈形式包繞著石墨片（0001）基面尾隨著石墨片一起長大。石墨片并非單晶體，而是由許多亞組織單元聚合而成，每一個亞組織單元是一個單晶體，它們之間是通過孿晶界或亞晶界互相銜接起來的。X-射線研究表明，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發(fā)明了條件，也使石墨片不斷分出新枝。奧氏體則依賴石墨片[100]方向生長過程中在其周圍形成的富Fe液層而疾馳生長，并不斷將石墨片的側(cè)面（石墨晶體的基面）包圍起來。總算形成的共生共晶組織是在奧氏體的延續(xù)基體中生長著一簇方向與其熱流方向大致相近、但分布卻是高度紊亂的石墨片的兩相混合體。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，型壁附近熔體因為受到強(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，因為其結(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。柱狀晶區(qū)的形成：在結(jié)晶過程中因為模壁溫度的升高，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)等軸晶凝結(jié)層某些晶粒為基底，呈枝晶狀單向延伸生長，那些主干取向與熱流方向相平行的枝晶優(yōu)先向內(nèi)舒展并抑制相鄰枝晶的生長，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)的形成是因為熔體內(nèi)部晶核自由生長的結(jié)果。隨著柱狀晶的發(fā)展，熔體溫度降到充足低，再加之金屬中雜質(zhì)等因素的作用，滿意了形核時的過冷度要求，于是在囫圇液體中開始形核。同時因為散熱失去了方向性，晶體在各個方向上的長大速度是相等的，因此長成了等軸晶。2.試分析溶質(zhì)再分配對游離晶粒的形成及晶粒細(xì)化的影響。答：對于純金屬在冷卻結(jié)晶時候沒有溶質(zhì)再分配，所以在其沿型壁方向晶體疾馳長大，晶體與晶體之間很快能夠銜接起來形成凝結(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艱難了。但是倘若向金屬中添加溶質(zhì)，則在晶體與型壁的交匯處將會形成溶質(zhì)偏析，溶質(zhì)的偏析容易使晶體在與型壁的交會處產(chǎn)生“脖頸”，具有“脖頸”的晶體不易于沿型壁方向與其相鄰晶體銜接形成凝結(jié)殼,另一方面，在澆注過程和凝結(jié)初期存在的對流容易沖斷“脖頸”，使晶體脫落并游離出去，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(xì)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(xì)化有何影響?答：澆注完畢后，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，此外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。依賴熔體的流動可將型壁處產(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。4.常用生核劑有哪些種類，其作用條件和機(jī)理如何?答：生核劑主要有兩類：一類是起非自發(fā)形核作用；另一類是通過在生長界面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(jìn)枝晶熔斷和游離而細(xì)化晶粒。作用條件及機(jī)理：（1）對于第一類生核劑可以從三個方面來理解。第一種情況是孕育劑含有直接作為非自發(fā)生核的物質(zhì)，即一些與欲細(xì)化相具有界面共格對應(yīng)的高熔點物質(zhì)或同類金屬極小顆粒。它們在液態(tài)金屬中可直接作為欲細(xì)化相的有效襯底而促進(jìn)非均質(zhì)生核。第二種情況，孕育劑能與液相中某些元素(最好是欲細(xì)化相的原子)反應(yīng)生成較穩(wěn)定的化合物而產(chǎn)生非自發(fā)生核。此化合物應(yīng)與欲細(xì)化相具有界面共格對應(yīng)關(guān)系而能促進(jìn)非均質(zhì)生核。第三種情況，通過在液相中造成很大的微區(qū)富集而迫使結(jié)晶相提前彌散析出而生核。（2）對于第二類生核劑，它的作用在于使枝晶產(chǎn)生更細(xì)的脖頸，其結(jié)果必然導(dǎo)致結(jié)晶更易于游離。這種晶粒細(xì)化劑之所以使枝晶脖頸更細(xì)，主要是溶質(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，從而使晶體的長大受到抑制而產(chǎn)生細(xì)的脖頸。5.試分析影響鑄件宏觀凝結(jié)組織的因素，列舉獲得細(xì)等軸晶的常用主意。答：鑄件的三個晶區(qū)的形成是互相聯(lián)系互相制約的，穩(wěn)定凝結(jié)殼層的形成決定著表面細(xì)晶區(qū)向柱狀晶區(qū)的過度，而阻止柱狀晶區(qū)的進(jìn)一步發(fā)展的關(guān)鍵則是中央等軸晶區(qū)的形成，因此凡能強(qiáng)化熔體自立生核，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)化等軸晶的常用主意：（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)化對流對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：對薄壁鑄件，可采用高蓄熱、快熱傳導(dǎo)能力的鑄型；對厚壁鑄件，普通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)化措施以得到愜意的效果；（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。（4）動力學(xué)細(xì)化：鑄型振動;超聲波振動;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。6.何謂“孕育衰退”，如何防止?答：孕育衰退是指孕育效果逐漸削弱的現(xiàn)象。孕育效果不僅取決于孕育劑的本身，而且也與孕育處理工藝密切相關(guān)。普通處理溫度越高，孕育衰退越快，在保證孕育劑勻稱散開的前提下，應(yīng)盡量降低處理溫度。孕育劑的粒度也要按照處理溫度、被處理合金液量和詳細(xì)的處理主意來挑選。7.試述焊接熔池中金屬凝結(jié)的特點。答：熔焊時，在高溫?zé)嵩吹淖饔孟?，母材發(fā)生局部熔化，并與熔化了的焊接材料互相混合形成熔池，同時舉行短暫而復(fù)雜的冶金反應(yīng)。當(dāng)熱源離開后，熔池金屬便開始了凝結(jié)。因此，焊接熔池具有以下一些異常性。（1）熔池金屬的體積小，冷卻速度快。在普通電弧焊條件下，熔池的體積最大也惟獨30cm3，冷卻速度通?？蛇_(dá)4～100℃/s，。（2）熔池金屬中不同區(qū)域溫差很大、中央部位過熱溫度最高。熔池金屬中溫度不勻稱，且過熱度較大，尤其是中央部位過熱溫度最高，非自發(fā)形核的原始質(zhì)點數(shù)將大為減少。（3）動態(tài)凝結(jié)過程。普通熔焊時，熔池是以一定的速度隨熱源而移動。（4）液態(tài)金屬對流激烈。熔池中存在許多復(fù)雜的作使勁，使熔池金屬產(chǎn)生強(qiáng)烈的攪拌和對流，在熔池上部其方向普通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巧相反，這一點有利于熔池金屬的混和與純凈。8.研究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：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：式中—晶粒生長方向與熔池移動方向之間的夾角。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)上晶粒開始成長的瞬時,,，晶粒生長線速度為零，即焊縫邊緣的生長速度最慢。而在熱源移動后面的焊縫中央，,，晶粒生長速度與焊接速度相等，生長最快。普通情況下，因為等溫線是彎曲的，其曲線上各點的法線方向不斷地改變，因此晶粒生長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，焊接熔池長度增強(qiáng),柱狀晶便趨向垂直于焊縫中央線生長。焊接速度慢時,柱狀晶越彎曲。垂直于焊縫中央線的柱狀晶，最后結(jié)晶的低熔點夾雜物被推移到焊縫中央?yún)^(qū)域，易形成剛強(qiáng)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。1.焊接和鑄造過程中的氣體來源于何處？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(jī)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(hù)氣體及其雜質(zhì)氣體鑄造過程中的氣體：熔煉過程，氣體主要來自各種爐料、爐氣、爐襯、工具、熔劑及周圍氣氛中的水分、氮、氧、氫、CO2、CO、SO2和有機(jī)物燃燒產(chǎn)生的碳?xì)浠衔锏?。來自鑄型中的氣體主要是型砂中的水分。澆注過程，澆包未烘干，鑄型澆注系統(tǒng)設(shè)計不當(dāng)，鑄型透氣性差，澆注速度控制不當(dāng)，型腔內(nèi)的氣體不能及時排除等，都會使氣體進(jìn)入液態(tài)金屬。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)部蔓延。電弧焊條件下，氮和氫的溶解過程不一樣，氫在高溫時分解度較大，電弧溫度下可徹低分解為原子氫，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，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，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，△H為正當(dāng)，溶解度隨溫度的升高而增強(qiáng)；金屬吸收氣體為放熱反應(yīng)時，△H為負(fù)值，溶解度隨溫度的升高而降低。（3）合金成分對溶解度的影響：液態(tài)金屬中參加能提高氣體含量的合金元素，可提高氣體的溶解度；若參加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，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，故熔滴中將溶解大量的氫或氮；直流反接時，陽離子仍向陰極運動，但此時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，碰到溫度較低的液態(tài)金屬時可分解為N和O，而N能疾馳溶入金屬。4.電弧焊時，氣體在金屬中的溶解度是否順從平方根定律？為什么？答：當(dāng)溫度一定時，雙原子氣體的溶解度與其分壓的平方根成正比，這一邏輯稱為平方根定律，但是電弧焊時，金屬液體的溫度是變化的，所以氣體在金屬中的溶解度不順從平方根定律。5.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。6.控制鑄件或焊縫氮含量的重要措施是什么？答：1．限制氣體的來源氮主要來源于空氣，控制氮的首要措施是加強(qiáng)對金屬的保護(hù)，防止空氣與金屬接觸。2．控制工藝參數(shù)金屬中氮的含量與工藝參數(shù)密切相關(guān)。應(yīng)盡量采用短弧焊。焊接電流增強(qiáng)時，熔滴過渡頻率增強(qiáng)，氣體與熔滴作用時光縮短，焊縫中氮含量減少。此外，焊接主意、熔滴過渡特性、電流種類等也有一定的影響。3．冶金處理采用冶金主意對液態(tài)金屬舉行脫氮除氣處理，是降低金屬中氣體含量的有效主意。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)定氮化物而進(jìn)入溶渣，從而減少金屬的氮含量。7.氮、氫、氧對金屬的質(zhì)量有何影響？答：1．使材料脆化鋼材中氮、氫或氧的含量增強(qiáng)時，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)惱怒孔。液態(tài)金屬在高溫時可以溶解大量的氮或氫，而在凝結(jié)時氮或氫的溶解度驟然下降，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。氫是促使產(chǎn)生冷裂紋的主要因素之一。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氣體因受熱膨脹會使熔滴爆炸，造成飛濺，影響焊接過程的穩(wěn)定性。此外應(yīng)該指出，焊接材料具有氧化性并不都是有害的，偶爾存心在焊接材料中參加一定量的氧化劑，以減少焊縫的氫含量，改善電弧的特性，獲得須要的熔渣物化性能。8.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措施有：1．限制氣體的來源：氫主要來源于水分，包括原材料本身含有的水分、材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。此外材料內(nèi)的碳?xì)浠衔锖筒牧媳砻娴挠臀鄣纫彩菤涞闹匾獊碓?。因此原材料使用前均?yīng)舉行烘干、去油、除銹等處理；爐膛、除鋼槽、澆包等均應(yīng)充足干燥。2．控制工藝參數(shù)：應(yīng)盡量采用短弧焊，控制液態(tài)金屬的保溫時光、澆注方式、冷卻速度，或調(diào)節(jié)焊接工藝參數(shù)，控制熔池存在時光和冷卻速度等，可在一定程度上減少金屬中氫的含量。3．冶金處理采用冶金主意對液態(tài)金屬舉行脫氮、脫氧、脫氫等除氣處理，是降低金屬中氣體含量的有效主意。在金屬冶煉過程中，常常通過參加固態(tài)或氣態(tài)除氣劑舉行除氫。第八章液態(tài)金屬與熔渣的互相作用1．比較熔焊與熔煉過程中熔渣作用的異同點。熔渣對于焊接、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)金屬中合金元素氧化燒結(jié)，防止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，籠罩在焊縫上，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(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。3．本章推薦了熔渣的哪些物理性能？這些性能與熔渣的組成或堿度有什么聯(lián)系？答：1）主要推薦了熔渣的凝結(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，以一定比例構(gòu)成的復(fù)合渣可使凝結(jié)溫度大大降低，普通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，酸性渣普通為共價鍵，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，將不能勻稱籠罩在液態(tài)金屬表面，保護(hù)效果差，還會影響焊縫外觀成型，產(chǎn)惱怒孔和夾雜，普通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)金屬間的相對位置與相對速度，要保證熔渣與金屬密度臨近防止形成夾雜。熔渣的粘度越小，流動性越好，蔓延越容易對冶金反應(yīng)舉行有利，焊接工藝要求出發(fā)，焊接熔渣粘度不能過小，否則容易流失，影響熔池在全位置焊時的成形和保護(hù)。熔渣的表面張力與液態(tài)金屬間界面張力對于冶金過程動力學(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)金屬的籠罩性能，并由此影響隔離保護(hù)效果及焊縫外觀成型。5．1600攝氏度時，煉鋼熔池中熔渣的成分為：氧化物CaoMgoMnoFeoFe2O3SiO2P2O5分量（%）46.593.25.6813.824.47242.24鋼水含氧0.07%，問熔渣對鋼水而言是氧化渣還是還原渣？解：W（SiO2+P2O5）=26.24%W(Cao+Mgo+Mno)=55.47%查圖8-4得：Feo的堿度系數(shù)為0.65Lg[%O]max=-6320/T+2.734當(dāng)T=1600時，[%O]max=0.23因為[%O]=[%O]max*0.65=0.23*0.65=0.15在1600攝氏度時熔渣與液態(tài)金屬構(gòu)成的系統(tǒng)達(dá)到平衡時的液態(tài)金屬中含氧量為0.15%，而實際中鋼水含氧0.07%〈0.15%，固熔渣對鋼水而言是氧化渣。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Feo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的含量并不高，因此堿性渣對液態(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(qiáng)會造成什么不良的后果？答；熔渣氧化性強(qiáng)，渣中的FeO更易向金屬中蔓延，使液態(tài)金屬中增氧，熔煉液態(tài)金屬增氧容易侵蝕爐襯，焊縫中增氧可能產(chǎn)惱怒孔等缺陷。8．采用堿性焊條施焊時，為什么要求鄭重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maxCO2焊時對焊前清理的要求相對較低？答：這種現(xiàn)象可以用熔渣的分子理論來解釋。堿性渣中SiO2、TiO2等酸性氧化物較少，F(xiàn)eO大部分以自由狀態(tài)存在，即FeO在渣中的活度系數(shù)大，因而容易向金屬中蔓延，使液態(tài)金屬中增氧。所以在堿性焊條藥皮中普通不參加含F(xiàn)eO的物質(zhì)，并要求焊接時鄭重清除在焊件表面上的氧化皮和鐵銹，否則將使焊縫增氧并可能產(chǎn)惱怒孔等的缺陷。而在酸性渣中，SiO2、TiO2等的酸性氧化物較多，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含量相同的情況下，蔓延到金屬中的氧較少，CO2焊采用Mn,Si沉淀脫氧，CO2焊脫氫能力強(qiáng)，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中各種焊接熔渣的氧化性強(qiáng)弱。表8-1焊接熔渣的化學(xué)成分舉例焊條或焊劑類型熔渣化學(xué)成分（%）熔渣堿度SiO2TiO2Al2O3FeOMnOCaOMgONa2OK2OCaF2Ｂ１Ｂ２鈦型23.437.710.06.911.73.70.52.22.9—0.43-2.0鈦鈣型25.130.23.59.513.78.85.21.72.3—0.76-0.9鈦鐵礦型29.214.01.115.626.58.71.31.41.1—0.88-0.1氧化鐵型40.41.34.522.719.31.34.61.81.5—0.60-0.7纖維素型34.717.55.511.914.42.15.83.84.3—0.60-1.3低氫型24.17.01.54.03.535.8—-0.80.820.31.860.9HJ43140~44—≤4≤1.834~38≤65~8—-—-3~70.43~0.81-3.0~0.21HJ25018~22—-18~23≤1.55~84~812~16—-—-23~300.87~1.59-0.044~0.984由比較可知。酸性焊條中SiO2、TiO2含量較多，F(xiàn)eO，MnO等強(qiáng)氧化