材料成形基本原理課后習(xí)題答案

第一章習(xí)題1.液體與固體及氣體比擬各有哪些異同點(diǎn)？哪些現(xiàn)象說(shuō)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擬的異同點(diǎn)可用下表說(shuō)明相同點(diǎn)不同點(diǎn)液體具有自由外表；可壓縮性很低具有流動(dòng)性，不能承受切應(yīng)力；遠(yuǎn)程無(wú)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(wú)序，近程有序；有自由外表；可壓縮性很低氣體完全無(wú)序；無(wú)自由外表；具有很高的壓縮性〔2〕金屬的熔化不是并不是原子間結(jié)合力的全部破壞可從以下二個(gè)方面說(shuō)明：①物質(zhì)熔化時(shí)體積變化、熵變及焓變一般都不大。金屬熔化時(shí)典型的體積變化Vm/V為3%~5%左右，說(shuō)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。②金屬熔化潛熱Hm約為氣化潛熱Hb的1/15~1/30，說(shuō)明熔化時(shí)其內(nèi)部原子結(jié)合鍵只有局部被破壞。由此可見(jiàn)，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。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(gè)粒子的幾率，換言之，表示離開(kāi)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(duì)于平均數(shù)密度ρo〔=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(zhǎng)程無(wú)序”和“近程有序”？試舉幾個(gè)實(shí)驗(yàn)例證說(shuō)明液態(tài)金屬或合金結(jié)構(gòu)的近程有序〔包括拓?fù)涠坛绦蚝突瘜W(xué)短程序〕。答：〔1〕長(zhǎng)程無(wú)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)那么的，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(wú)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(shuō)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①偶分布函數(shù)的特征對(duì)于氣體，由于其粒子〔分子或原子〕的統(tǒng)計(jì)分布的均勻性，其偶分布函數(shù)g(r)在任何位置均相等，呈一條直線g(r)=1。晶態(tài)固體因原子以特定方式周期排列，其g(r)以相應(yīng)的規(guī)律呈分立的假設(shè)干鋒利峰。而液體的g(r)出現(xiàn)假設(shè)干漸衰的鈍化峰直至幾個(gè)原子間距后趨于直線g(r)=1，說(shuō)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。②從金屬熔化過(guò)程看物質(zhì)熔化時(shí)體積變化、熵變及焓變一般都不大。金屬熔化時(shí)典型的體積變化Vm/V為3%~5%左右，說(shuō)明液體的原子間距接近于固體，在熔點(diǎn)附近其系統(tǒng)混亂度只是稍大于固體而遠(yuǎn)小于氣體的混亂度。另一方面，金屬熔化潛熱Hm約為氣化潛熱Hb的1/15~1/30，說(shuō)明熔化時(shí)其內(nèi)部原子結(jié)合鍵只有局部被破壞。由此可見(jiàn)，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(shuō)，在熔點(diǎn)〔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(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10-6-10-7④Reichert觀察到液態(tài)Pb局域結(jié)構(gòu)的五重對(duì)稱性及二十面體的存在，并推測(cè)二十面體存在于所有的單組元簡(jiǎn)單液體。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(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，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”，一局部金屬原子〔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(guò)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)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)合力存在差異，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(shuō)明為動(dòng)力學(xué)粘度η的物理意義，并討論液體粘度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：作用于液體外表的應(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(wú)外力作用時(shí)原子之間的結(jié)合能〔或原子擴(kuò)散勢(shì)壘〕，C為常數(shù)，T為熱力學(xué)溫度。根據(jù)此式，液體的粘度η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，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(duì)液體粘度η上下的影響。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(shì)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(duì)合金液粘度的影響比擬復(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：〔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?jǐn)?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(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，Hm為負(fù)值說(shuō)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)合金液中存在外表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(guò)程中微量元素抑制原子集團(tuán)的聚集長(zhǎng)大，將阻礙金屬液粘度的上升。通常，外表活性元素使液體粘度降低，非外表活性雜質(zhì)的存在使粘度提高。7．過(guò)共析鋼液η=0.0049Pa﹒S，鋼液的密度為7000kg/m3，外表張力為1500mN/m，加鋁脫氧，生成密度為5400kg/m3的Al2O3，如能使Al2O3顆粒上浮到鋼液外表就能獲得質(zhì)量較好的鋼。假設(shè)脫氧產(chǎn)物在1524mm深處生成，試確定鋼液脫氧后2min上浮到鋼液外表的Al2答：根據(jù)流體力學(xué)的斯托克斯公式：，式中：為夾雜物和氣泡的上浮速度，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)外表張力產(chǎn)生的原因以及與物質(zhì)原子間結(jié)合力的關(guān)系。答：外表張力是由于物體在外表上的質(zhì)點(diǎn)受力不均所造成。由于液體或固體的外表原子受內(nèi)部的作用力較大，而朝著氣體的方向受力較小，這種受力不均引起外表原子的勢(shì)能比內(nèi)部原子的勢(shì)能高。因此，物體傾向于減小其外表積而產(chǎn)生外表張力。原子間結(jié)合力越大，外表內(nèi)能越大，外表張力也就越大。但外表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)，其外表張力卻比熔點(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650℃，Zn的熔點(diǎn)為420℃，但Mg的外表張力為559mN/m；Zn的外表張力卻為782mN/m。此外，還發(fā)現(xiàn)金屬的外表張力往往比非金屬大幾十倍，而比鹽類大幾倍。這說(shuō)明單靠原子間的結(jié)合力是不能解釋一切問(wèn)題的。對(duì)于金屬來(lái)說(shuō)，還應(yīng)當(dāng)從它具有自由電子這一特性去考慮。9．外表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)于外表張力與外表自由能的關(guān)系，即界面張力與界面自由能的大小和單位也都相同。外表與界面的差異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(shuō)，應(yīng)該是指液體或固體與其蒸汽的界面。廣義上說(shuō)，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外表能和外表張力。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??；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，由于兩者容易結(jié)合，界面張力就小。10．液態(tài)金屬的外表張力有哪些影響因素？試總結(jié)它們的規(guī)律。答：液態(tài)金屬的外表張力的影響因素有：〔1〕原子間結(jié)合力原子間結(jié)合力越大，外表內(nèi)能越大，外表張力也就越大。但外表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)，其外表張力卻比熔點(diǎn)低的物質(zhì)低。此外，還發(fā)現(xiàn)金屬的外表張力往往比非金屬大幾十倍，而比鹽類大幾倍。這說(shuō)明單靠原子間的結(jié)合力是不能解釋一切問(wèn)題的。對(duì)于金屬來(lái)說(shuō)，還應(yīng)當(dāng)從它具有自由電子這一特性去考慮?！?〕溫度液態(tài)金屬外表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?！?〕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(duì)外表張力的影響，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(huì)使外表張力減小，使外表內(nèi)能降低，這樣，將會(huì)使外表張力降低。合金元素對(duì)外表張力的影響還表達(dá)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(shì)能增加，所以傾向于被排擠到外表，以降低整個(gè)系統(tǒng)的能量。這些富集在外表層的元素，由于其本身的原子體積大，外表張力低，從而使整個(gè)系統(tǒng)的外表張力降低。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(shì)能增加，從而被排擠到金屬外表，成為富集在外表的外表活性物質(zhì)。由于這些元素的金屬性很弱，自由電子很少，因此外表張力小，同樣使金屬的外表張力降低?！?〕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，由于其外表雙電層的電荷密度大，從而造成對(duì)金屬外表壓力大，而使整個(gè)系統(tǒng)的外表張力增加?；衔锿獗韽埩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1.5×103Mpa，液膜厚度為1.1×10-6mm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，即液態(tài)金屬充填鑄型的能力，簡(jiǎn)稱為液態(tài)金屬充型能力。液態(tài)金屬本身的流動(dòng)能力稱為“流動(dòng)性”，是液態(tài)金屬的工藝性能之一。液態(tài)金屬的充型能力首先取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(guò)熱度，等等〕澆注各種合金的流動(dòng)性試樣，以試樣的長(zhǎng)度表示該合金的流動(dòng)性，并以所測(cè)得的合金流動(dòng)性表示合金的充型能力。因此可以認(rèn)為：合金的流動(dòng)性是在確定條件下的充型能力。對(duì)于同一種合金，也可以用流動(dòng)性試樣研究各鑄造工藝因素對(duì)其充型能力的影響。(2)合金的化學(xué)成分決定了結(jié)晶溫度范圍，與流動(dòng)性之間存在一定的規(guī)律。一般而言，在流動(dòng)性曲線上，對(duì)應(yīng)著純金屬、共晶成分和金屬間化合物之處流動(dòng)性最好，流動(dòng)性隨著結(jié)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(shuō)充型能力隨著結(jié)晶溫度范圍的增大而越來(lái)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，已凝固的固相層由外表逐步向內(nèi)部推進(jìn)，固相層內(nèi)外表比擬光滑，對(duì)液體的流動(dòng)阻力小，合金液流動(dòng)時(shí)間長(zhǎng)，所以流動(dòng)性好，充型能力強(qiáng)。而具有寬結(jié)晶溫度范圍的合金在型腔中流動(dòng)時(shí)，斷面上存在著興旺的樹(shù)枝晶與未凝固的液體相混雜的兩相區(qū)，金屬液流動(dòng)性不好，充型能力差。(3)對(duì)于純金屬、共晶和金屬間化合物成分的合金，在一般的澆注條件下，放出的潛熱越多，凝固過(guò)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15~20%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α-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)“澆缺乏”缺陷而報(bào)廢，如果你是該廠工程師，請(qǐng)問(wèn)可采取哪些工藝措施來(lái)提高成品率？答：機(jī)翼鑄造常出現(xiàn)“澆缺乏”缺陷可能是由金屬液的充型能力缺乏造成的，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(lái)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?！?〕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.某半無(wú)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解：〔1〕砂型：=12965=639界面溫度：=1497℃鑄件的熱擴(kuò)散率：=1.310-5m2/s根據(jù)公式分別計(jì)算出兩種時(shí)刻鑄件中的溫度分布狀況見(jiàn)表1。表1鑄件在砂型中凝固時(shí)的溫度分布與鑄型外表距離〔m〕00.020.040.060.080.10溫度〔℃〕t=0.02h時(shí)149715231545155915661569t=0.20h時(shí)149715051513152115281535根據(jù)表1結(jié)果做出相應(yīng)溫度分布曲線見(jiàn)圖1?！?〕金屬型：=12965=15434界面溫度：=727.6℃同理可分別計(jì)算出兩種時(shí)刻鑄件中的溫度分布狀況見(jiàn)表2與圖2。表2鑄件在金屬型中凝固時(shí)的溫度分布與鑄型外表距離〔m〕00.020.040.060.080.10溫度〔℃〕t=0.02h時(shí)727.610301277143815201555t=0.20h時(shí)727.6823915100510801159t=0.02ht=0.0h圖2鑄件在金屬型中凝固時(shí)的溫度分布曲線圖1鑄件在砂型中凝固時(shí)的溫度分布曲線t=0.02ht=0.0h圖2鑄件在金屬型中凝固時(shí)的溫度分布曲線圖1鑄件在砂型中凝固時(shí)的溫度分布曲線(3)分析：采用砂型時(shí)，鑄件金屬的冷卻速度慢，溫度梯度分布平坦，與鑄型界面處的溫度高，而采用金屬鑄型時(shí)相反。原因在于砂型的蓄熱系數(shù)b比金屬鑄型小得多。2.采用〔2-17〕、〔2-18〕兩式計(jì)算凝固過(guò)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(shuō)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)公式時(shí)做了多處假設(shè)與近似處理，如：①?zèng)]有考慮結(jié)晶潛熱。假設(shè)結(jié)晶潛熱小，那么誤差就?。虎诩僭O(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。假設(shè)它們受溫度影響小，那么誤差就??；③沒(méi)有考慮界面熱阻。假設(shè)界面熱阻不大，那么誤差就小；④假設(shè)鑄件單向散熱，因此只能用于半無(wú)限大平板鑄件溫度場(chǎng)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(guò)哪些工藝措施來(lái)改變或控制凝固速度？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)外表涂敷適當(dāng)厚度與性能的涂料。4.比擬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(zhǎng)短。解：一般在體積相同的情況下上述物體的外表積大小依次為：A球<A塊<A板<A桿根據(jù)與所以凝固時(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20℃，澆注后瞬間鑄件-鑄型界面溫度立即升至純鋁熔點(diǎn)660℃，且在鑄件凝固期間保持不變。澆鑄溫度為熱物性材料導(dǎo)熱系數(shù)λW/(m·K)比熱容CJ/(kg·K)密度ρkg/m3熱擴(kuò)散率m2/s結(jié)晶潛熱J/kg純鋁212120027006.510-53.9105砂型0.739184016002.510-7試求：〔1〕根據(jù)平方根定律計(jì)算不同時(shí)刻鑄件凝固層厚度s,并作出曲線；〔2〕分別用“平方根定律”及“折算厚度法那么”計(jì)算鑄件的完全凝固時(shí)間，并分析差異。解：(1)代入相關(guān)數(shù)解得：，=1475，=0.9433(m)根據(jù)公式計(jì)算出不同時(shí)刻鑄件凝固層厚度s見(jiàn)下表,曲線見(jiàn)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(jì)算出鑄件的完全凝固時(shí)間：?。?0mm，代入公式解得：τ=112.4(s)；利用“折算厚度法那么”計(jì)算鑄件的完全凝固時(shí)間：=8.824(mm)=87.5(s)采用“平方根定律”計(jì)算出的鑄件凝固時(shí)間比“折算厚度法那么”的計(jì)算結(jié)果要長(zhǎng)，這是因?yàn)椤捌椒礁伞钡耐茖?dǎo)過(guò)程沒(méi)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.10001601000160160600120查表2-3得：K=0.72()對(duì)A有：RA=VA／AA=1.23cmA=RA2／KA2=2.9min對(duì)B有:RB=VB／AB=1.33cmAAAAAAAABBCCCCDDD對(duì)C有：RC=VC／AC=1.2cmC=RC2／KC2=2.57min對(duì)D有：RD=VD／AD=1.26cmD=RD2／KD2=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，采用鎢極氬弧焊較容易實(shí)現(xiàn)單面焊雙面成形〔反面均勻焊透〕。采用同樣焊接標(biāo)準(zhǔn)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：采用同樣焊接標(biāo)準(zhǔn)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(wú)法及時(shí)散開(kāi)的緣故；相反，采用同樣焊接標(biāo)準(zhǔn)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)焊接標(biāo)準(zhǔn)一定時(shí)，經(jīng)常在起弧部位附近存在一定長(zhǎng)度的未焊透，分析其產(chǎn)生原因并提出相應(yīng)工藝解決方案。解：〔1〕產(chǎn)生原因：在焊接起始端，準(zhǔn)穩(wěn)態(tài)的溫度場(chǎng)尚未形成，周圍焊件的溫度較低，電弧熱缺乏以將焊件熔透，因此會(huì)出現(xiàn)一定長(zhǎng)度的未焊透?！?〕解決方法：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)到正常焊接標(biāo)準(zhǔn)。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(guò)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GL隨溫度上升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(shuō)明過(guò)冷度ΔT是影響凝固相變驅(qū)動(dòng)力ΔG的決定因素。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：由麥克斯韋爾關(guān)系式：〔1〕并根據(jù)數(shù)學(xué)上的全微分關(guān)系：得：〔2〕比擬〔1〕式和〔2〕式得：等壓時(shí)dP=0，此時(shí)〔3〕由于熵恒為正值，故物質(zhì)自由能G隨溫度上升而下降。(2)液相自由能GL隨溫度上升而下降的斜率大于固相GS的斜率的理由如下：因?yàn)橐簯B(tài)熵大于固態(tài)熵，即：SL＞SS所以：＞即液相自由能GL隨溫度上升而下降的斜率大于固相GS的斜率。(3)過(guò)冷度ΔT是影響凝固相變驅(qū)動(dòng)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-固平衡凝固點(diǎn)從圖中可以看出：T>Tm時(shí)，ΔG=Gs-GL﹥0，此時(shí)固相→液相T=Tm時(shí)，ΔG=Gs-GL=0，此時(shí)液固平衡T<Tm時(shí)，ΔG=Gs-GL＜0，此時(shí)液相→固相所以ΔG即為相變驅(qū)動(dòng)力。再結(jié)合〔3-6〕式來(lái)看，〔其中：ΔHm—熔化潛熱，ΔT—過(guò)冷度〕由于對(duì)某一特定金屬或合金而言，Tm及ΔHm均為定值，所以過(guò)冷度ΔT是影響凝固相變驅(qū)動(dòng)力ΔG的決定因素。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平衡分配系數(shù)KO的物理意義K0=K0＜1時(shí)，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(kāi)程度越大，開(kāi)始結(jié)晶時(shí)與終了結(jié)晶時(shí)的固相成分差異越大，最終凝固組織的成分偏析越嚴(yán)重。K0＞1時(shí)，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(kāi)程度越大，開(kāi)始結(jié)晶時(shí)與終了結(jié)晶時(shí)的固相成分差異越大，最終凝固組織的成分偏析越嚴(yán)重。〔2〕K0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)位相等經(jīng)推導(dǎo)〔1〕稀溶液時(shí)，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(duì)于實(shí)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(shí)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(shí)，。欲到達(dá)新平衡，只有通過(guò)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。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(guò)冷度。圖3-3液相中形成球形晶胚時(shí)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(shí)自由能變化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(zhǎng)；r＞r*時(shí)，不穩(wěn)定的晶胚轉(zhuǎn)化為穩(wěn)定晶核，開(kāi)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ΔG*的意義如下：表示形核過(guò)程系統(tǒng)需克服的能量障礙，即形核“能壘”。只有當(dāng)ΔG≥ΔG*時(shí)，液相才開(kāi)始形核。圖3-4液態(tài)金屬r°、r*與T的關(guān)系及臨界過(guò)冷度ΔT*〔2〕形核必須要有一定過(guò)冷度的原因如下：由形核功的公式：〔均質(zhì)形核〕=〔非均質(zhì)形核〕對(duì)某種晶體而言，VS、均為定值，ΔG*∝ΔT－2，過(guò)冷度ΔT越小，形核功ΔG*越大，ΔT→0時(shí)，ΔG*→∞，這說(shuō)明過(guò)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(guò)冷度。4．比擬式〔3-14〕與式〔3-18〕、式〔3-15〕與式〔3-19〕，說(shuō)明為什么異質(zhì)形核比均質(zhì)形核容易，以及影響異質(zhì)形核的根本因素和其它條件。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(shuō)，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(shí)便可到達(dá)臨界晶核半徑。再?gòu)摹?-15〕式和(3-19)式可以看出：ΔG令，其數(shù)值在0~1之間變化那么ΔG顯然接觸角大小(晶體與雜質(zhì)基底相互潤(rùn)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(guò)冷度ΔT*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)形核的根本因素如下：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型外表來(lái)提供形核基底。其次，接觸角°，因?yàn)楫?dāng)°時(shí)，=ΔGho*，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?！瞐N—結(jié)晶相點(diǎn)陣間隔，aC—雜質(zhì)點(diǎn)陣間隔〕錯(cuò)配度δ越小，共格情況越好，界面張力σSC越小，越容易進(jìn)行非均質(zhì)形核。b.過(guò)冷度的影響。過(guò)冷度越大，能促使非均勻形核的外來(lái)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(zhǎng)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ν，界面上〔某一晶面〕的配位數(shù)為η，晶體外表上有N個(gè)原子位置只有NA個(gè)固相原子〔〕，那么在熔點(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)自由能變化為：〔1〕〔2〕k為玻爾滋曼常數(shù)，f為單個(gè)原子的熔融熵，被稱為Jackson因子。通過(guò)分析比擬不同值時(shí)相對(duì)自由能與界面原子占據(jù)率可以看出：≤2時(shí)，ΔFS在=0.5〔晶體外表有一半空缺位置〕時(shí)有一個(gè)極小值，即自由能最低；2＜＜5時(shí)，ΔFS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。此時(shí)，晶體外表尚有一小局部位置空缺或大局部位置空缺；＞5時(shí)，ΔFS在接近x=0或x=1處有兩個(gè)極小值。此時(shí)，晶體外表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)，ΔFS的兩個(gè)最小值出現(xiàn)在x→0，x→1的地方〔晶體外表位置已被占滿〕。假設(shè)將=2，=0.5同時(shí)代入〔2〕式，單個(gè)原子的熔融熵為：=，對(duì)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上升，那么增大，所以ΔSf≤4R時(shí)，界面以粗糙面為最穩(wěn)定，此時(shí)晶體外表容易接納液相中的原子而生長(zhǎng)。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(xué)性質(zhì)。另一方面，對(duì)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(gè)晶面族。對(duì)于密排晶面，η/ν值是高的，對(duì)于非密排晶面，η/ν值是低的，根據(jù)式〔2〕，η/ν值越低，值越小。這說(shuō)明非密排晶面作為晶體外表〔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(zhǎng)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(guò)冷度及結(jié)晶物質(zhì)在液體中的濃度等。過(guò)冷度大時(shí)，生長(zhǎng)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(guò)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(zhǎng)易按臺(tái)階的側(cè)面擴(kuò)展方式進(jìn)行〔固-液界面原子層厚度小〕，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?！?〕可用Jackson因子作為兩類固-液界面結(jié)構(gòu)的判據(jù)：≤2時(shí)，晶體外表有一半空缺位置時(shí)自由能最低，此時(shí)的固-液界面〔晶體外表〕為粗糙界面;＞5時(shí)，此時(shí)的固-液界面〔晶體外表〕為光滑界面;=2～5時(shí)，此時(shí)的固-液界面〔晶體外表〕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(zhǎng)方式和生長(zhǎng)速度？同為光滑固-液界面，螺旋位錯(cuò)生長(zhǎng)機(jī)制與二維晶核生長(zhǎng)機(jī)制的生長(zhǎng)速度對(duì)過(guò)冷度的關(guān)系有何不同？答：〔1〕固-液界面結(jié)構(gòu)通過(guò)以下機(jī)理影響晶體生長(zhǎng)方式：粗糙面的界面結(jié)構(gòu),有許多位置可供原子著落，液相擴(kuò)散來(lái)的原子很容易被接納并與晶體連接起來(lái)。由熱力學(xué)因素可知生長(zhǎng)過(guò)程中仍可維持粗糙面的界面結(jié)構(gòu)。只要原子沉積供給不成問(wèn)題，可以不斷地進(jìn)行“連續(xù)生長(zhǎng)”，其生長(zhǎng)方向?yàn)榻缑娴姆ň€方向。對(duì)于光滑面，由于光滑界面在原子尺度界面是光滑的，單個(gè)原子與晶面的結(jié)合較弱，容易跑走，因此，只有依靠在界面上出現(xiàn)臺(tái)階，然后從液相擴(kuò)散來(lái)的原子沉積在臺(tái)階邊緣，依靠臺(tái)階向側(cè)面生長(zhǎng)〔“側(cè)面生長(zhǎng)”〕。臺(tái)階形成的方式有三種機(jī)制：二維晶核機(jī)制，螺旋位錯(cuò)機(jī)制，孿晶面機(jī)制。固-液界面結(jié)構(gòu)通過(guò)以下機(jī)理晶體影響生長(zhǎng)速度：對(duì)粗糙界面而言，其生長(zhǎng)方式為連續(xù)生長(zhǎng)，生長(zhǎng)速度R1與實(shí)際過(guò)冷度ΔT成線性關(guān)系。=μ1ΔT〔D為原子的擴(kuò)散系數(shù)，R為氣體常數(shù)，μ1為常數(shù)〕對(duì)光滑界面而言：二維晶核臺(tái)階生長(zhǎng)的速度為R2=〔μ2、b為常數(shù)〕螺旋位錯(cuò)臺(tái)階生長(zhǎng)速度為〔μ3為常數(shù)〕(2)螺旋位錯(cuò)生長(zhǎng)機(jī)制與二維晶核生長(zhǎng)機(jī)制的生長(zhǎng)速度對(duì)過(guò)冷度的關(guān)系不同點(diǎn)如下：對(duì)二維晶核生長(zhǎng)機(jī)制而言，在ΔT不大時(shí)生長(zhǎng)速度R2幾乎為零，當(dāng)?shù)竭_(dá)一定ΔT時(shí)R突然增加很快，其生長(zhǎng)曲線R~ΔT與連續(xù)生長(zhǎng)曲線相遇，繼續(xù)增大ΔT，完全按連續(xù)方式進(jìn)行。對(duì)螺旋位錯(cuò)生長(zhǎng)機(jī)制而言，在過(guò)冷度不太大時(shí)，速度與ΔT的平方成正比。在過(guò)冷度相當(dāng)大時(shí)，其生長(zhǎng)速度與連續(xù)生長(zhǎng)方式相重合。由于其臺(tái)階在生長(zhǎng)過(guò)程中不會(huì)消失，生長(zhǎng)速度比二維臺(tái)階生長(zhǎng)要快。此外，與二維晶核臺(tái)階生長(zhǎng)相比擬，二維晶核在ΔT小時(shí)生長(zhǎng)速度幾乎為零，而螺旋位錯(cuò)生長(zhǎng)方式在小ΔT時(shí)卻已具有一定的生長(zhǎng)速度。第四章單相及多相合金的結(jié)晶何謂結(jié)晶過(guò)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(shí)，試證明K0為一常數(shù)。答：結(jié)晶過(guò)程中的溶質(zhì)再分配：是指在結(jié)晶過(guò)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(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)K0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mL及mS，雖然C、C隨溫度變化有不同值，但==常數(shù)，此時(shí)，K0與溫度及濃度無(wú)關(guān)，所以，當(dāng)液相線和固相線為直線時(shí)，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(zhǎng)瓷舟中并從左端開(kāi)始凝固。溫度梯度大到足以使固-液界面保持平面生長(zhǎng)。假設(shè)固相無(wú)擴(kuò)散，液相均勻混合。試求：①α相與液相之間的平衡分配系數(shù)K0；②凝固后共晶體的數(shù)量占試棒長(zhǎng)度的百分之幾?③凝固后的試棒中溶質(zhì)B的濃度沿試棒長(zhǎng)度的分布曲線。圖4-43二元合金相圖解：〔1〕平衡分配系數(shù)K0圖4-43二元合金相圖由于液相線及固相線均為直線不同溫度和濃度下K0為定值，所以：如右圖，當(dāng)T=500℃時(shí)，K0===0.5K0即為所求α相與液相之間的平衡分配系數(shù).〔2〕凝固后共晶體的數(shù)量占試棒長(zhǎng)度的百分?jǐn)?shù)的計(jì)算:由固相無(wú)擴(kuò)散液相均勻混合下溶質(zhì)再分配的正常偏析方程代入的=60％,K0=0.5,C0=CB=40%可求出此時(shí)的=44.4％由于T=500℃為共晶轉(zhuǎn)變溫度,所以此時(shí)殘留的液相最終都將轉(zhuǎn)變?yōu)楣簿ЫM織,所以凝固后共晶體的數(shù)量占試棒長(zhǎng)度的百分?jǐn)?shù)也即為44.4％.〔3〕凝固后的試棒中溶質(zhì)B的濃度沿試棒長(zhǎng)度的分布曲線(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%。證明已凝固局部()的平均成分為當(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與之間關(guān)系〔為純組元A的熔點(diǎn)，為液相線斜率的值〕:解：(a)(b)在固相無(wú)擴(kuò)散而液相僅有擴(kuò)散凝固條件下，分析凝固速變大〔R1→R2，且R2＞R1〕時(shí)，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(wú)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)生以下變化：R2R2＞R1R1R2R1R2穩(wěn)定態(tài)的過(guò)程。如右圖所示，當(dāng)R2＞R1時(shí)在新、舊穩(wěn)定狀態(tài)之間，CS＞C0。重新恢復(fù)到穩(wěn)定時(shí)，CS又回到C0。R2上升越多，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(guò)渡區(qū)時(shí)間〔Δt〕越長(zhǎng)，過(guò)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，自左向右單向凝固，固相無(wú)擴(kuò)散而液相僅有擴(kuò)散〔DL=3×10-5cm2/s〕。到達(dá)穩(wěn)定態(tài)凝固時(shí)，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：由于固相中無(wú)擴(kuò)散而液相中僅有限擴(kuò)散的情況下到達(dá)穩(wěn)定狀態(tài)時(shí)，滿足：，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(guò)冷”時(shí)，隨著的“成分過(guò)冷”的增大，固溶體生長(zhǎng)方式將經(jīng)歷：胞狀晶→柱狀樹(shù)枝晶→內(nèi)部等軸晶〔自由樹(shù)枝晶〕的轉(zhuǎn)變過(guò)程，所以只有當(dāng)不發(fā)生成分過(guò)冷時(shí)，固-液界面才可保持平整界面，即需滿足≥代入=5，C0=CB=2.5%，DL=3×10-5cm2/s，K0=0.2可得出：≥1.67×104℃/cm2s在同一幅圖中表示第一節(jié)描述的四種方式的凝固過(guò)程中溶質(zhì)再分配條件下固相成分的分布曲線。答:四種方式凝固過(guò)程中溶質(zhì)再分配條件下固相成分的分布曲線:(單向凝固時(shí)鑄棒內(nèi)溶質(zhì)的分布)根據(jù)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(shí)，發(fā)生在慢生長(zhǎng)速度和最大的攪動(dòng)或?qū)α髑闆r下，這時(shí)δN很小，相當(dāng)“液相充分混合均勻”的情況。②KE=1〔KE最大〕：發(fā)生在＞＞1時(shí)，即快生長(zhǎng)速度凝固、或沒(méi)有任何對(duì)流，δN很大的情況下，相當(dāng)于“液相只有有限擴(kuò)散”的情況。③K0＜KE＜1：相當(dāng)于液相局部混合〔對(duì)流〕的情況，工程實(shí)際中常在這一范圍。論述成分過(guò)冷與熱過(guò)冷的涵義以及它們之間的區(qū)別和聯(lián)系。成分過(guò)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(guò)冷狀態(tài)，這種由于液固界面前沿合金成分不同造成的過(guò)冷。熱過(guò)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(guò)冷度。成分過(guò)冷與熱過(guò)冷的區(qū)別:熱過(guò)冷是由于液體具有較大的過(guò)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(guò)程中，一般都生成樹(shù)枝晶。成分過(guò)冷是由溶質(zhì)富集所產(chǎn)生，只能出現(xiàn)在合金的凝固過(guò)程中，其產(chǎn)生的晶體形貌隨成分過(guò)冷程度的不同而不同，當(dāng)過(guò)冷程度增大時(shí)，固溶體生長(zhǎng)方式由無(wú)成分過(guò)冷時(shí)的“平面晶”依次開(kāi)展為：胞狀晶→柱狀樹(shù)枝晶→內(nèi)部等軸晶〔自由樹(shù)枝晶〕。成分過(guò)冷與熱過(guò)冷的聯(lián)系:對(duì)于合金凝固，當(dāng)出現(xiàn)“熱過(guò)冷”的影響時(shí)，必然受“成分過(guò)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(shù)枝晶形貌。何為成分過(guò)冷判據(jù)?成分過(guò)冷的大小受哪些因素的影響?答:“成分過(guò)冷”判據(jù)為:＜當(dāng)“液相只有有限擴(kuò)散”時(shí)，δN=∞，，代入上式后得＜(其中:GL—液相中溫度梯度R—晶體生長(zhǎng)速度mL—液相線斜率C0—原始成分濃度DL—液相中溶質(zhì)擴(kuò)散系數(shù)K0—平衡分配系數(shù)K)成分過(guò)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(guò)冷2〕晶體生長(zhǎng)速度R,R越大,越有利于成分過(guò)冷3〕液相線斜率mL,mL越大,越有利于成分過(guò)冷4〕原始成分濃度C0,C0越高,越有利于成分過(guò)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(guò)冷6〕平衡分配系數(shù)K0,K0＜1時(shí)，K0越小,越有利于成分過(guò)冷；K0＞1時(shí)，K0越大,越有利于成分過(guò)冷。(注:其中的GL和R為工藝因素,相對(duì)較易加以控制;mL,C0,DL,K0,為材料因素,較難控制)10.分別討論“成分過(guò)冷”對(duì)單相固溶體及共晶凝固組織形貌的影響？答:“成分過(guò)冷”對(duì)單相固溶體組織形貌的影響:隨著“成分過(guò)冷”程度的增大，固溶體生長(zhǎng)方式由無(wú)“成分過(guò)冷”時(shí)的“平面晶”依次開(kāi)展為：胞狀晶→柱狀樹(shù)枝晶→內(nèi)部等軸晶〔自由樹(shù)枝晶〕?！俺煞诌^(guò)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(guò)共晶組織，甚至完全得不到共晶組織；2〕有些非共晶成分的合金在冷速較快時(shí)反而得到100％的共晶組織；3〕有些非共晶成分的合金，在一定的冷速下，既不出現(xiàn)100％的共晶組織，也不出現(xiàn)初晶+共晶的情況，而是出現(xiàn)“離異共晶”。11.如何認(rèn)識(shí)“外生生長(zhǎng)”與“內(nèi)生生長(zhǎng)”？由前者向后者轉(zhuǎn)變的前提是什么？?jī)H僅由成分過(guò)冷因素決定嗎？答:“外生生長(zhǎng)”:晶體自型壁生核，然后由外向內(nèi)單向延伸的生長(zhǎng)方式，稱為“外生生長(zhǎng)”。平面生長(zhǎng)、胞狀生長(zhǎng)和柱狀樹(shù)枝晶生長(zhǎng)都屬于外生生長(zhǎng).“內(nèi)生生長(zhǎng)”:等軸枝晶在熔體內(nèi)部自由生長(zhǎng)的方式那么稱為“內(nèi)生生長(zhǎng)”。如果“成分過(guò)冷”在遠(yuǎn)離界面處大于異質(zhì)形核所需過(guò)冷度〔ΔT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(zhǎng)”，使得自由樹(shù)枝晶在固-液界面前方的熔體中出現(xiàn)。外生生長(zhǎng)向內(nèi)生生長(zhǎng)的轉(zhuǎn)變的前提是:成分過(guò)冷區(qū)的進(jìn)一步加大。決定因素:外生生長(zhǎng)向內(nèi)生生長(zhǎng)的轉(zhuǎn)變是由成分過(guò)冷的大小和外來(lái)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(guò)冷和強(qiáng)生核能力的外來(lái)質(zhì)點(diǎn)都有利于內(nèi)生生長(zhǎng)并促進(jìn)內(nèi)部等軸晶的形成。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那么還受控于溶質(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〕間距d1、和二次分枝間距d2兩種。前者是胞狀晶和柱狀樹(shù)枝晶的重要參數(shù)，后者對(duì)柱狀樹(shù)枝晶和等軸枝晶均有重要意義。一次枝晶間距與生長(zhǎng)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(zhǎng)條件下，枝晶間距是一定的，R及GL增大均會(huì)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(zhǎng)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(guò)熱處理而均勻化。而且，這時(shí)的顯微縮松和非金屬夾雜物也更加細(xì)小分散，與成分偏析相關(guān)的各類缺陷〔如鑄件及焊縫的熱裂〕也會(huì)減輕，因而也就越有利于性能的提高。13.根據(jù)共晶體兩組成相的Jackson因子，共晶組織可分為哪三類？它們各有何生長(zhǎng)特性及組織特點(diǎn)？答:根據(jù)共晶體兩組成相的Jackson因子，共晶組織可分為以下三類:〔1〕粗糙-粗糙界面〔非小晶面-非小晶面〕共晶.〔2〕粗糙-光滑界面〔非小晶面-小晶〕共晶.〔3〕光滑-光滑界面〔小晶面-小晶面〕共晶.各自何生長(zhǎng)特性及組織特點(diǎn):第〔1〕類共晶，生長(zhǎng)特性為:“共生”生長(zhǎng),即在共晶偶合長(zhǎng)大時(shí)，兩相彼此緊密相連，而在兩相前方的液體區(qū)域存在溶質(zhì)的運(yùn)動(dòng),兩相有某種相互依賴關(guān)系.組織特點(diǎn)為:對(duì)于有共晶成分的合金,其典型的顯微形態(tài)是有規(guī)那么的層片狀或其中有一相為棒狀或纖維狀(即規(guī)那么共晶);對(duì)于非共晶成分的合金，在共晶反響前，初生相呈樹(shù)枝狀長(zhǎng)大，所得到的組織由初晶及共晶體所組成。第(2)類共晶體，生長(zhǎng)特性為:長(zhǎng)大過(guò)程是相互偶合的共生長(zhǎng)大.組織特點(diǎn)為:組織較為無(wú)規(guī)那么的,且容易發(fā)生彎曲和分枝.第(3)類共晶體,生長(zhǎng)特性為:長(zhǎng)大過(guò)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)那么混合物14.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(diǎn)很遠(yuǎn)，初晶相長(zhǎng)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)共晶轉(zhuǎn)變時(shí)，一相就在初晶相的枝晶上繼續(xù)長(zhǎng)出，而把另一相單獨(dú)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(zhǎng)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(guò)冷傾向大而使該相析出受阻時(shí)，初生相就繼續(xù)長(zhǎng)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(zhǎng)速度上的差異所引起的,所以在兩相性質(zhì)差異較大的非小晶面-小晶面共晶合金中常見(jiàn)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(zhǎng)機(jī)理，組織特點(diǎn)和轉(zhuǎn)化條件。答：非小晶面-非小晶面共生共晶組織的生核機(jī)理如下：如以下圖〔示意圖可不畫(huà)出〕所示，晶轉(zhuǎn)變開(kāi)始時(shí)，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(guò)程中，向前方的熔體中排出A組元原子，也向與小球相鄰的側(cè)面方向(球面方向)排出A原子。由于兩相性質(zhì)相近，從而促使α相依附于β相的側(cè)面長(zhǎng)出分枝。α相分枝生長(zhǎng)又反過(guò)來(lái)促使β相沿著α相的球面與分枝的側(cè)面迅速鋪展，并進(jìn)一步導(dǎo)致α相產(chǎn)生更多的分枝。交替進(jìn)行，形成了具有兩相沿著徑向并排生長(zhǎng)的球形共生界面雙相核心。這就是共生共晶的生核過(guò)程。所以片狀共晶結(jié)晶是通過(guò)搭橋方式(即領(lǐng)先相外表一旦出現(xiàn)第二相，那么可通過(guò)這種彼此依附、交替生長(zhǎng)的方式產(chǎn)生新的層片來(lái)構(gòu)成所需的共生界面，而不需要每個(gè)層片重新生核的方式)來(lái)完成的.非小晶面-非小晶面共生共晶組織的生長(zhǎng)機(jī)理如下：在共生生長(zhǎng)過(guò)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，假設(shè)不考慮擴(kuò)散，α相前沿液相成分為高于，β相前沿液相成分為低于。只有將這些原子及時(shí)擴(kuò)散開(kāi)，界面才能不斷生長(zhǎng)。擴(kuò)散速度正比于溶質(zhì)的濃度梯度，由于α相前沿富B，而β相前沿富A，因此，橫向擴(kuò)散速度要比縱向大的多，縱向擴(kuò)散一般可忽略不計(jì)〔a圖〕。c)圖為考慮擴(kuò)散時(shí)成分分布示意圖，實(shí)際上，α-β相交界處的液相成分不太可能正好為，而是高于或低于〔取決于A、B組元的擴(kuò)散特性〕。于是，共晶兩相通過(guò)橫向擴(kuò)散不斷排走界面前沿積累的溶質(zhì)，且又互相提供生長(zhǎng)所需的組元，彼此合作，并排地快速向前生長(zhǎng)。非小晶面-非小晶面共生共晶組織的組織特點(diǎn)如下：宏觀平坦的共生界面將轉(zhuǎn)變?yōu)轭愃朴趩蜗喙倘荏w結(jié)晶時(shí)的胞狀界面。在界面突出的胞狀生長(zhǎng)中，共晶兩相仍以垂直于界面的方式進(jìn)行共生生長(zhǎng)，故兩相的層片將會(huì)發(fā)生彎曲而形成扇形結(jié)構(gòu)。第三組元濃度較大，或在更大的凝固速度下，成分過(guò)冷進(jìn)一步擴(kuò)大，胞狀共晶將開(kāi)展為樹(shù)枝狀共晶組織，甚至還會(huì)導(dǎo)致共晶合金自外生生長(zhǎng)到內(nèi)生生長(zhǎng)的轉(zhuǎn)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(shí)，那么該相以棒狀方式生長(zhǎng)。當(dāng)體積含量?jī)上嘞嘟鼤r(shí)，那么傾向于層片狀生長(zhǎng)。更確切地說(shuō)，如果一相的體積分?jǐn)?shù)小于1／π時(shí)，該相將以棒狀結(jié)構(gòu)出現(xiàn)；如果體積分?jǐn)?shù)在1／π~1／2之間時(shí)，兩相均那么以片狀結(jié)構(gòu)出現(xiàn)。16.以灰鑄鐵共晶生長(zhǎng)為例，試描述“非小晶面-小晶面”共晶生長(zhǎng)方式以及生長(zhǎng)動(dòng)力學(xué)因素對(duì)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(dòng)力學(xué)原理與非小晶面-非小晶面共晶合金根本相同，其根本區(qū)別在于由共晶兩相在結(jié)晶特性上的巨大差異所引起的結(jié)構(gòu)形態(tài)上的變化。在灰鑄鐵Fe-C〔石墨〕共晶共生生長(zhǎng)中，領(lǐng)先相石墨垂直于棱柱面以[100]方向呈片狀生長(zhǎng)，而奧氏體那么以非封閉暈圈形式包圍著石墨片〔0001〕基面跟隨著石墨片一起長(zhǎng)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(gè)亞組織單元是一個(gè)單晶體，它們之間是通過(guò)孿晶界或亞晶界相互連接起來(lái)的。X-射線研究說(shuō)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(zhǎng)方向而創(chuàng)造了條件，也使石墨片不斷分出新枝。奧氏體那么依靠石墨片[100]方向生長(zhǎng)過(guò)程中在其周圍形成的富Fe液層而迅速生長(zhǎng)，并不斷將石墨片的側(cè)面〔石墨晶體的基面〕包圍起來(lái)。最終形成的共生共晶組織是在奧氏體的連續(xù)基體中生長(zhǎng)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.鑄件典型宏觀凝固組織是由哪幾局部構(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。外表激冷區(qū)的形成：當(dāng)液態(tài)金屬澆入溫度較低的鑄型中時(shí)，型壁附近熔體由于受到強(qiáng)烈的激冷作用，產(chǎn)生很大的過(guò)冷度而大量非均質(zhì)生核。這些晶核在過(guò)冷熔體中也以枝晶方式生長(zhǎng)，由于其結(jié)晶潛熱既可從型壁導(dǎo)出，也可向過(guò)冷熔體中散失，從而形成了無(wú)方向性的外表細(xì)等軸晶組織。柱狀晶區(qū)的形成：在結(jié)晶過(guò)程中由于模壁溫度的升高，在結(jié)晶前沿形成適當(dāng)?shù)倪^(guò)冷度，使外表細(xì)晶粒區(qū)繼續(xù)長(zhǎng)大〔也可能直接從型壁處長(zhǎng)出〕，又由于固-液界面處單向的散熱條件〔垂直于界面方向〕，處在凝固界面前沿的晶粒在垂直于型壁的單向熱流的作用下，以外表細(xì)等軸晶凝固層某些晶粒為基底，呈枝晶狀單向延伸生長(zhǎng)，那些主干取向與熱流方向相平行的枝晶優(yōu)先向內(nèi)伸展并抑制相鄰枝晶的生長(zhǎng)，在淘汰取向不利的晶體過(guò)程中，開(kāi)展成柱狀晶組織。內(nèi)部等軸晶的形成：內(nèi)部等軸晶區(qū)的形成是由于熔體內(nèi)部晶核自由生長(zhǎng)的結(jié)果。隨著柱狀晶的開(kāi)展，熔體溫度降到足夠低，再加之金屬中雜質(zhì)等因素的作用，滿足了形核時(shí)的過(guò)冷度要求，于是在整個(gè)液體中開(kāi)始形核。同時(shí)由于散熱失去了方向性，晶體在各個(gè)方向上的長(zhǎng)大速度是相等的，因此長(zhǎng)成了等軸晶。2.試分析溶質(zhì)再分配對(duì)游離晶粒的形成及晶粒細(xì)化的影響。答：對(duì)于純金屬在冷卻結(jié)晶時(shí)候沒(méi)有溶質(zhì)再分配，所以在其沿型壁方向晶體迅速長(zhǎng)大，晶體與晶體之間很快能夠連接起來(lái)形成凝固殼。當(dāng)形成一個(gè)整體的凝固殼時(shí)，結(jié)晶體再?gòu)男捅谔幱坞x出來(lái)就很困難了。但是如果向金屬中添加溶質(zhì)，那么在晶體與型壁的交匯處將會(huì)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(huì)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連接形成凝固殼,另一方面，在澆注過(guò)程和凝固初期存在的對(duì)流容易沖斷“脖頸”，使晶體脫落并游離出去，形成游離晶。一些游離晶被保存下來(lái)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(dòng)是如何產(chǎn)生的，流動(dòng)對(duì)內(nèi)部等軸晶的形成及細(xì)化有何影響?答：澆注完畢后，凝固開(kāi)始階段，在型壁處形成的晶體，由于其密度或大于母液或小于母液會(huì)產(chǎn)生對(duì)流，此外型壁處和鑄件心部的熔體溫度差也可造成對(duì)流，從而使熔體流動(dòng)。依靠熔體的流動(dòng)可將型壁處產(chǎn)生的晶體脫落且游離到鑄件的內(nèi)部，并發(fā)生增殖，從而為形成等軸晶提供核心，有利于等軸晶的形成，并細(xì)化組織。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(guò)在生長(zhǎng)界面前沿的成分富集而使晶粒根部和樹(shù)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(duì)于第一類生核劑可以從三個(gè)方面來(lái)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(duì)應(yīng)的高熔點(diǎn)物質(zhì)或同類金屬微小顆粒。它們?cè)谝簯B(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)反響生成較穩(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(duì)應(yīng)關(guān)系而能促進(jìn)非均質(zhì)生核。第三種情況，通過(guò)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(duì)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，在凝固過(guò)程中由于溶質(zhì)在枝晶側(cè)向的偏析，使此處的過(guò)冷度減少，從而使晶體的長(zhǎng)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固組織的因素，列舉獲得細(xì)等軸晶的常用方法。答：鑄件的三個(gè)晶區(qū)的形成是相互聯(lián)系相互制約的，穩(wěn)定凝固殼層的形成決定著外表細(xì)晶區(qū)向柱狀晶區(qū)的過(guò)度，而阻止柱狀晶區(qū)的進(jìn)一步開(kāi)展的關(guān)鍵那么是中心等軸晶區(qū)的形成，因此凡能強(qiáng)化熔體獨(dú)立生核，促進(jìn)晶粒游離，以及有助于游離晶的殘存與增殖的各種因素都將抑制柱狀晶區(qū)的形成和開(kāi)展，從而擴(kuò)大等軸晶區(qū)的范圍，并細(xì)化等軸晶組織。細(xì)化等軸晶的常用方法：〔1〕合理的澆注工藝：合理降低澆注溫度是減少柱狀晶、獲得及細(xì)化等軸晶的有效措施；通過(guò)改變澆注方式強(qiáng)化對(duì)流對(duì)型壁激冷晶的沖刷作用，能有效地促進(jìn)細(xì)等軸晶的形成；〔2〕冷卻條件的控制：對(duì)薄壁鑄件，可采用高蓄熱、快熱傳導(dǎo)能力的鑄型；對(duì)厚壁鑄件，一般采用冷卻能力小的鑄型以確保等軸晶的形成，再輔以其它晶粒細(xì)化措施以得到滿意的效果；〔3〕孕育處理：影響生核過(guò)程和促進(jìn)晶粒游離以細(xì)化晶粒?！?〕動(dòng)力學(xué)細(xì)化：鑄型振動(dòng);超聲波振動(dòng);液相攪拌;流變鑄造，導(dǎo)致枝晶的破碎或與鑄型別離，在液相中形成大量結(jié)晶核心，到達(dá)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減弱的現(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)。一般處理溫度越高，孕育衰退越快，在保證孕育劑均勻散開(kāi)的前提下，應(yīng)盡量降低處理溫度。孕育劑的粒度也要根據(jù)處理溫度、被處理合金液量和具體的處理方法來(lái)選擇。7.試述焊接熔池中金屬凝固的特點(diǎn)。答：熔焊時(shí)，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相互混合形成熔池，同時(shí)進(jìn)行短暫而復(fù)雜的冶金反響。當(dāng)熱源離開(kāi)后，熔池金屬便開(kāi)始了凝固。因此，焊接熔池具有以下一些特殊性?！?〕熔池金屬的體積小，冷卻速度快。在一般電弧焊條件下，熔池的體積最大也只有30cm3，冷卻速度通?？蛇_(dá)4～100℃/s，?！?〕熔池金屬中不同區(qū)域溫差很大、中心部位過(guò)熱溫度最高。熔池金屬中溫度不均勻，且過(guò)熱度較大，尤其是中心部位過(guò)熱溫度最高，非自發(fā)形核的原始質(zhì)點(diǎn)數(shù)將大為減少?！?〕動(dòng)態(tài)凝固過(guò)程。一般熔焊時(shí)，熔池是以一定的速度隨熱源而移動(dòng)?！?〕液態(tài)金屬對(duì)流劇烈。熔池中存在許多復(fù)雜的作用力，使熔池金屬產(chǎn)生強(qiáng)烈的攪拌和對(duì)流，在熔池上部其方向一般趨于從熔池頭部向尾部流動(dòng)，而在熔池底部的流動(dòng)方向與之正好相反，這一點(diǎn)有利于熔池金屬的混和與純潔。8.討論分析影響焊接彎曲柱狀晶形態(tài)的因素。哪種形態(tài)的柱狀晶最易于產(chǎn)生焊接縱向裂紋？答：由于在焊接熔池中，晶體的生長(zhǎng)線速度R與焊接速度υ之間存在以下關(guān)系：式中—晶粒生長(zhǎng)方向與熔池移動(dòng)方向之間的夾角。在熔池液相等溫線上各點(diǎn)的角是變化的，說(shuō)明晶粒成長(zhǎng)的方向和線速度都是變化的。在熔合區(qū)上晶粒開(kāi)始成長(zhǎng)的瞬時(shí),,，晶粒生長(zhǎng)線速度為零，即焊縫邊緣的生長(zhǎng)速度最慢。而在熱源移動(dòng)后面的焊縫中心，,，晶粒生長(zhǎng)速度與焊接速度相等，生長(zhǎng)最快。一般情況下，由于等溫線是彎曲的，其曲線上各點(diǎn)的法線方向不斷地改變，因此晶粒生長(zhǎng)的有利方向也隨之變化，形成了特有的彎曲柱狀晶的形態(tài)。焊接速度影響焊接彎曲柱狀晶形態(tài)。焊接速度大時(shí)，焊接熔池長(zhǎng)度增加,柱狀晶便趨向垂直于焊縫中心線生長(zhǎng)。焊接速度慢時(shí),柱狀晶越彎曲。垂直于焊縫中心線的柱狀晶，最后結(jié)晶的低熔點(diǎn)夾雜物被推移到焊縫中心區(qū)域，易形成脆弱的結(jié)合面，導(dǎo)致縱向熱裂紋的產(chǎn)生。熱裂敏感性大的奧氏體鋼和鋁合金最易于產(chǎn)生焊接縱向裂紋。1.焊接和鑄造過(guò)程中的氣體來(lái)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(jià)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(guò)程中的氣體：熔煉過(guò)程，氣體主要來(lái)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衔锏取?lái)自鑄型中的氣體主要是型砂中的水分。澆注過(guò)程，澆包未烘干，鑄型澆注系統(tǒng)設(shè)計(jì)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(shí)排除等，都會(huì)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(guò)程一樣嗎？答：氣體溶解到金屬中分四個(gè)階段：〔1〕氣體分子向金屬-氣體界面上運(yùn)動(dòng)；〔2〕氣體被金屬外表吸附；〔3〕氣體分子在金屬外表上分解為原子；〔4〕原子穿過(guò)金屬外表層向金屬內(nèi)部擴(kuò)散。電弧焊條件下，氮和氫的溶解過(guò)程不一樣，氫在高溫時(shí)分解度較大，電弧溫度下可完全分解為原子氫，其溶解過(guò)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(guò)程為吸附—分解—溶入。3.哪些因素影響氣體在金屬中的溶解度，其影響因素如何？答：氣體在金屬中的溶解度與壓力，溫度，合金成分等因素有關(guān)：〔1〕當(dāng)溫度一定時(shí)，雙原子的溶解度與其分壓的平方根成正比〔2〕當(dāng)壓力一定時(shí)，溶解度與溫度的關(guān)系決定于溶解反響類型，氣體溶解過(guò)程為吸熱反響時(shí)，△H為正值，溶解度隨溫度的升高而增加；金屬吸收氣體為放熱反響時(shí)，△H為負(fù)值，溶解度隨溫度的上升而降低?！?〕合金成分對(duì)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；假設(shè)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〕，那么可降低氣體的溶解度。此外，合金元素還能改變金屬外表膜的性質(zhì)及金屬蒸氣壓，從而影響氣體的溶解度?！?〕電流極性的影響：直流正接時(shí)，熔滴處于陰極，陽(yáng)離子將向熔滴外表運(yùn)動(dòng)，由于熔滴溫度高，比外表積大，故熔滴中將溶解大量的氫或氮；直流反接時(shí)，陽(yáng)離子仍向陰極運(yùn)動(dòng)，但此時(shí)陰極已是溫度較低的溶池，故氫或氮的溶解量要少?！?〕焊接區(qū)氣氛性質(zhì)的影響：氣體分子或原子受激后溶解速度加快；電弧氣氛中的陽(yáng)離子N+或H+可直接在陰極溶解；在氧化性電弧氣氛中形成的NO，遇到溫度較低的液態(tài)金屬時(shí)可分解為N和O，而N能迅速溶入金屬。4.電弧焊時(shí)，氣體在金屬中的溶解度是否服從平方根定律？為什么？答：當(dāng)溫度一定時(shí)，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，但是電弧焊時(shí)，金屬液體的溫度是變化的，所以氣體在金屬中的溶解度不服從平方根定律。5.CO2、H2O和空氣在高溫下對(duì)金屬的氧化性哪個(gè)大？答：在液態(tài)鐵存在的溫度，空氣對(duì)金屬的氧化性是最大的，而H2O氣的氧化性比CO2小。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(lái)源氮主要來(lái)源于空氣，控制氮的首要措施是加強(qiáng)對(duì)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。焊接電流增加時(shí)，熔滴過(guò)渡頻率增加，氣體與熔滴作用時(shí)間縮短，焊縫中氮含量減少。此外，焊接方法、熔滴過(guò)渡特性、電流種類等也有一定的影響。3．冶金處理采用冶金方法對(duì)液態(tài)金屬進(jìn)行脫氮除氣處理，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(duì)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(duì)金屬的質(zhì)量有何影響？答：1．使材料脆化鋼材中氮、氫或氧的含量增加時(shí)，其塑性和韌性都將下降，尤其是低溫韌性下降更為嚴(yán)重。2．形成氣孔氮和氫均能使金屬產(chǎn)生氣孔。液態(tài)金屬在高溫時(shí)可以溶解大量的氮或氫，而在凝固時(shí)氮或氫的溶解度突然下降，這時(shí)過(guò)飽和的氮或氫以氣泡的形式從液態(tài)金屬中向外逸出。當(dāng)液態(tài)金屬的凝固速度大于氣泡的逸出速度時(shí)，就會(huì)形成氣孔。3．產(chǎn)生冷裂紋冷裂紋是金屬冷卻到較低溫度下產(chǎn)生的一種裂紋，其危害性很大。氫是促使產(chǎn)生冷裂紋的主要因素之一。4．引起氧化和飛濺氧可使鋼中有益的合金元素?zé)龘p，導(dǎo)致金屬性能下降；焊接時(shí)假設(shè)溶滴中含有較多的氧和碳，那么反響生成的CO氣體因受熱膨脹會(huì)使熔滴爆炸，造成飛濺，影響焊接過(guò)程的穩(wěn)定性。此外應(yīng)當(dāng)指出，焊接材料具有氧化性并不都是有害的，有時(shí)成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，獲得必要的熔渣物化性能。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(lái)源：氫主要來(lái)源于水分，包括原材料本身含有的水分、材料外表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衔锖筒牧贤獗淼挠臀鄣纫彩菤涞闹匾獊?lái)源。因此原材料使用前均應(yīng)進(jìn)行烘干、去油、除銹等處理；爐膛、除鋼槽、澆包等均應(yīng)充分枯燥。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(shí)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(shí)間和冷卻速度等，可在一定程度上減少金屬中氫的含量。3．冶金處理采用冶金方法對(duì)液態(tài)金屬進(jìn)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方法。在金屬冶煉過(guò)程中，常常通過(guò)參加固態(tài)或氣態(tài)除氣劑進(jìn)行除氫。第八章液態(tài)金屬與熔渣的相互作用1．比擬熔焊與熔煉過(guò)程中熔渣作用的異同點(diǎn)。熔渣對(duì)于焊接、合金熔煉的積極作用主要有機(jī)械保護(hù)作用，冶金處理作用和改善成形工藝性能作用。在焊接、合金熔煉過(guò)程中，熔渣對(duì)液態(tài)金屬的機(jī)械保護(hù)方面的作用是相同的，熔渣比重輕于液態(tài)金屬高溫下浮在液體外表，防止液態(tài)金屬中合金元素氧化燒結(jié)，防止氣相中氮?dú)溲趿蛉苋?，減少液態(tài)金屬散熱損失。而在熔焊過(guò)程中，熔池凝固后，熔渣凝固形成渣殼，覆蓋在焊縫上，還可繼續(xù)保護(hù)處在高溫下焊縫金屬免疫空氣的有害作用。在熔渣的冶金處理作用方面，熔焊過(guò)程和合金熔煉過(guò)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(guò)程，還可以通過(guò)熔渣向熔縫中過(guò)度合金。在熔焊過(guò)程中，熔渣還有改善焊縫成形性的作用，適當(dāng)熔渣對(duì)電弧引燃，穩(wěn)定燃燒，減少飛濺，改善脫渣性能及焊接外觀成形等焊接工藝有利2．由熔渣的離子理論可知，液態(tài)堿性中自由氧離子的濃度遠(yuǎn)高于酸性渣，這是否意味著堿性渣的氧化性要比酸性渣更強(qiáng)？為什么？答：不一定比酸性渣強(qiáng)。因?yàn)殡x子理論把液態(tài)熔渣中自由氧離子的濃度定義為堿度。渣中自由氧離子的濃度越大，其堿度就越大，雖然液態(tài)堿性渣中自由氧離子的濃度遠(yuǎn)大于酸性渣，但是它不一定與熔渣中的某些物質(zhì)反響，進(jìn)而不能表達(dá)出其具有氧化性，而酸性渣那么可以，熔渣的氧化性通常是用渣中含有最不穩(wěn)定的氧化物FeO的上下及該氧化物在熔渣中的活度來(lái)衡量的。3．本章介紹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〕主要介紹了熔渣的凝固溫度和密度，熔渣的粘度，熔渣的外表張力及界面張力及性能。熔渣的凝固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)合渣可使凝固溫度大大降低，一般保持熔渣熔點(diǎn)低于金屬熔點(diǎn)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，熔渣外表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(jià)鍵，外表張力小，堿性渣多為離子鍵，外表張力大，堿度大，外表張力大。4．熔渣的物理性能對(duì)熔焊質(zhì)量有什么影響？答：1〕熔渣的熔點(diǎn)過(guò)高，在金屬熔煉和熔焊的過(guò)程中，將不能均勻覆蓋在液態(tài)金屬外表，保護(hù)效果差，還會(huì)影響焊縫外觀成型，產(chǎn)生氣孔和夾雜，一般熔渣熔點(diǎn)低于焊件熔點(diǎn)100~200攝氏度。2〕熔渣密度影響熔渣與液態(tài)金屬間的相對(duì)位置與相對(duì)速度，要保證熔渣與金屬密度接近防止形成夾雜。熔渣的粘度越小，流動(dòng)性越好，擴(kuò)散越容易對(duì)冶金反響進(jìn)行有利，焊接工藝要求出發(fā)，焊接熔渣粘度不能過(guò)小，否那么容易流失，影響熔池在全位置焊時(shí)的成形和保護(hù)。熔渣的外表張力與液態(tài)金屬間界面張力對(duì)于冶金過(guò)程動(dòng)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(duì)液態(tài)金屬的覆蓋性能，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(shí)，煉鋼熔池中熔渣的成分為：氧化物CaoMgoMnoFeoFe2O3SiO2P2O5重量〔%〕46.593.25.6813.824.47242.24鋼水含氧0.07%，問(wèn)熔渣對(duì)鋼水而言是氧化渣還是復(fù)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(shí)，[%O]max=0.23因?yàn)閇%O]=[%O]max*0.65=0.23*0.65=0.15在1600攝氏度時(shí)熔渣與液態(tài)金屬構(gòu)成的系統(tǒng)到達(dá)平衡時(shí)的液態(tài)金屬中含氧量為0.15%，而實(shí)際中鋼水含氧0.07%〈0.15%，固熔渣對(duì)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(shuō)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〕但這并不能說(shuō)明堿性渣的氧化性大于酸性渣3〕雖然堿性渣中FeO的活度系數(shù)大，但堿性渣中FEO的含量并不高，因此堿性渣對(duì)液態(tài)金屬的氧話性比酸性渣小7．冶煉與熔焊過(guò)程中熔渣的氧化性強(qiáng)會(huì)造成什么不良的后果？答；熔渣氧化性強(qiáng)，渣中的FeO更易向金屬中擴(kuò)散，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)生氣孔等缺陷。8．采用堿性焊條施焊時(shí)，為什么要求嚴(yán)格清理去焊件坡口外表的鐵銹和氧化皮，而用酸性焊條施焊或maxCO2焊時(shí)對(duì)焊前清理的要求相對(duì)較低？答：這種現(xiàn)象可以用熔渣的分子理論來(lái)解釋。堿性渣中SiO2、TiO2等酸性氧化物較少，F(xiàn)eO大局部以自由狀態(tài)存在，即FeO在渣中的活度系數(shù)大，因而容易向金屬中擴(kuò)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(shí)嚴(yán)格去除在焊件外表上的氧化皮和鐵銹，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，擴(kuò)散到金屬中的氧較少，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(shí)對(duì)焊前清理的要求相對(duì)較低。9試比擬表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由比擬可知。酸性焊條中SiO2、TiO2含量較多，F(xiàn)eO，MnO等強(qiáng)氧化物含量較多，低氫型焊條又稱堿性焊條中，CaF2含量較多.10.有人說(shuō)：“焊接過(guò)程中熔渣對(duì)液態(tài)金屬的氧化反響比熔煉過(guò)程劇烈，但反響程度不如熔煉時(shí)徹底?！蹦阏J(rèn)為這句話對(duì)嗎？請(qǐng)說(shuō)明原因。答：這句話是對(duì)的。因?yàn)槿酆笗r(shí)由于熔渣在高溫狀態(tài)下的存在時(shí)間短暫，因此擴(kuò)散氧化程度一般遠(yuǎn)不能到達(dá)平衡狀態(tài)，而熔煉過(guò)程中的擴(kuò)散氧化進(jìn)行的較充分。第九章液態(tài)金屬的凈化與精煉1、何謂沉淀脫氧？試述生產(chǎn)中常用的幾種沉淀脫氧反響。答：〔1〕沉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[FeO]起作用，使其轉(zhuǎn)化為不溶于液態(tài)金屬的氧化物，并析出轉(zhuǎn)入熔渣的一種脫氧方式。〔2〕生產(chǎn)中幾種常用的沉淀脫氧反響：a錳的脫氧反響，[Mn]+[FeO]=[Fe]+(MnO)b硅的脫氧反響，[Si]+2[FeO]=2[Fe]+(SiO2)c硅錳聯(lián)合脫氧反響。2、試述鑄造與焊接冶金工藝中常用的脫氧方式及特點(diǎn)。答：〔1〕先期脫氧熔焊過(guò)程中先期脫氧的特點(diǎn)是脫氧過(guò)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)物直接參與造渣。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)生反響，生成的氧化物進(jìn)入熔渣，但此時(shí)并不是有目的地