材料成型原理第四章答案.doc

第四章 1 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，試證明K0為一常數(shù)。答：結(jié)晶過程中的溶質(zhì)再分配：是指在結(jié)晶過程中溶質(zhì)在液、固兩相重新分布的現(xiàn)象。 溶質(zhì)再分配不僅由平衡分配系數(shù)K0決定 ，還受自身擴散性質(zhì)的制約，液相中的對流強弱等因素也將影響溶質(zhì)再分配。 當(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，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。 2 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固。溫度梯度大到足以使固-液界面保持平面生長。假設(shè)固相無擴散，液相均勻混合。試求：相與液相之間的平衡分配系數(shù)K0；凝固后共晶體的數(shù)量占試棒長度的百分之幾?凝固后的試棒中溶質(zhì)B的濃度沿試棒長度的分布曲線。 圖 4-43 二元合金相圖解：（1）平衡分配系數(shù)K0 的求解：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， K0 =0.5K0即為所求 相與液相之間的 平衡分配系數(shù). （2）凝固后共晶體的數(shù)量占試棒長度的百分?jǐn)?shù)的計算: 由固相無擴散液相均勻混合下溶質(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由于T=500為共晶轉(zhuǎn)變溫度,所以此時殘留的液相最終都將轉(zhuǎn)變?yōu)楣簿ЫM織,所以凝固后共晶體的數(shù)量占試棒長度的百分?jǐn)?shù)也即為44.4. （3）凝固后的試棒中溶質(zhì)B的濃度沿試棒長度的分布曲線 (并注明各特征成分及其位置)如下: 60%30%20%56%3 在固相無擴散而液相僅有擴散凝固條件下，分析凝固速變大（R1R2，且R2R1）時，固相成分的變化情況，以及溶質(zhì)富集層的變化情況。答：在固相無擴散而液相僅有擴散條件下凝固速度變大時 （1）固相成分將發(fā)生下列變化： R2R1當(dāng)凝固速度增大時，固液界面前沿的液相R1 R2 和固相都將經(jīng)歷：穩(wěn)定態(tài) 不穩(wěn)定態(tài)穩(wěn)定態(tài)的過程。如右圖所示，當(dāng)R2R1時在新、舊穩(wěn)定狀態(tài)之間，CSC0。重新恢復(fù)到穩(wěn)定時，CS又回到C0。R2上升越多，越大， 不穩(wěn)定區(qū)內(nèi)CS越高。R2R1 （2）溶質(zhì)富集層的變化情況如下：在其它條件不變的情況下，R越大，在固-液界面前沿溶質(zhì)富集越嚴(yán)重，曲線越陡峭。 如右圖所示。R2越大， 富集層高度C越大，過渡區(qū)時間（t）越長，過渡區(qū)間也就越寬。 在新的穩(wěn)定狀態(tài)下，富集區(qū)的面積將減小。 4 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， 固相無擴散而液相僅有擴散（DL=310-5cm2/s）。達(dá)到穩(wěn)定態(tài)凝固時，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 ：由于固相中無擴散而液相中僅有限擴散的情況下達(dá)到穩(wěn)定狀態(tài)時，滿足： ，C*S= C0 代入C0=CB=2.5%，K0=0.2即可得出： =12.5C*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-液界面才可保持平整界面，即需滿足 代入=5，C0=CB=2.5% ，DL=310-5cm2/s ， K0=0.2 可得出： 1.67104 /cm2s即為所求.5 在同一幅圖中表示第一節(jié)描述的四種方式的凝固過程中溶質(zhì)再分配條件下 固相成分的分布曲線。答:四種方式凝固過程中溶質(zhì)再分配條件下固相成分的分布曲線: (單向凝固時鑄棒內(nèi)溶質(zhì)的分布)6 論述成分過冷與熱過冷的涵義以及它們之間的區(qū)別和聯(lián)系。成分過冷的涵義:合金在不平衡凝固時，使液固界面前沿的液相中形成溶質(zhì)富集層，因富集層中各處的合金成分不同，具有不同的熔點，造成液固前沿的液相處于不同的過冷狀態(tài)，這種由于液固界面前沿合金成分不同造成的過冷。熱過冷的涵義: 界面液相側(cè)形成的負(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 : 熱過冷是由于液體具有較大的過冷度時，在界面向前推移的情況下，結(jié)晶潛熱的釋放而產(chǎn)生的負(fù)溫度梯度所形成的。可出現(xiàn)在純金屬或合金的凝固過程中，一般都生成樹枝晶。成分過冷是由溶質(zhì)富集所產(chǎn)生，只能出現(xiàn)在合金的凝固過程中，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: 對于合金凝固，當(dāng)出現(xiàn)“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)不出現(xiàn)負(fù)的溫度梯度，由于溶質(zhì)再分配引起界面前沿的溶質(zhì)富集，從而導(dǎo)致平衡結(jié)晶溫度的變化。在負(fù)溫梯下，合金的情況與純金屬相似，合金固溶體結(jié)晶易于出現(xiàn)樹枝晶形貌。 7 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)“液相只有有限擴散”時，N=，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)擴散系數(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)擴散系數(shù)DL, DL越底,越有利于成分過冷 6）平衡分配系數(shù)K0 ,K01時，K0 越 小,越有利于成分過冷；K01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 ) 8.分別討論“成分過冷”對單相固溶體及共晶凝固組織形貌的影響？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）。 “成分過冷”對共晶凝固組織形貌的影響:1)共晶成分的合金，在冷速較快時，不一定能得到100的共晶組織，而是得到亞共晶或過共晶組織，甚至完全得不到共晶組織；2）有些非共晶成分的合金在冷速較快時反而得到100的共晶組織；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”。9. 如何認(rèn)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？僅僅由成分過冷因素決定嗎？ 答:“外生生長”: 晶體自型壁生核，然后由外向內(nèi)單向延伸的生長方式，稱為“外生生長”。 平面生長、胞狀生長和柱狀樹枝晶生長都屬于外生生長 .“內(nèi)生生長”: 等軸枝晶在熔體內(nèi)部自由生長的方式則稱為“內(nèi)生生長”。 如果 “成分過冷”在遠(yuǎn)離界面處大于異質(zhì)形核所需過冷度（T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。 10. 影響枝晶間距的主要因素是什么？枝晶間距與材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)晶潛熱散失條件，而一般單相合金的枝晶間距則還受控于溶質(zhì)元素在枝晶間的擴散行為。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均勻化。而且，這時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）也會減輕，因而也就越有利于性能的提高。 11. 根據(jù)共晶體兩組成相的Jackson因子，共晶組織可分為哪三類？它們各有何生長特性及組織特點？ 答: 根據(jù)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，兩相有某種相互依賴關(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)則的層片狀或其中有一相為棒狀或纖維狀（即規(guī)則共晶）；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：長大過程是相互偶合的共生長大。 組織特點為：組織較為無規(guī)則的,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)則混合物。12.試描述離異共晶組織的兩種情況及其形成原因。答:離異共晶組織有兩種情況: “晶間偏析” 和“暈圈” 。晶間偏析的形成原因如下: (1)由系統(tǒng)本身的原因：如果合金成分偏離共晶點很遠(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)共晶轉(zhuǎn)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)由另一相的生核困難所引起： 合金偏離共晶成分，初晶相長得較大。如果另一相不能以初生相為襯底而生核，或因液體過冷傾向大而使該相析出受阻時，初生相就繼續(xù)長大而把另一相留在枝晶間。暈圈的形成原因:由兩相在生核能力和生長速度上的差別所引起的,所以在兩相性質(zhì)差別較大的非小晶面-小晶面共晶合金中常見到暈圈組織。 13.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理如下 ：如下圖（示意圖可不畫出）所示，晶轉(zhuǎn)變開始時，熔體首先析出富A組元的固溶體小球。相的析出促使界面前沿B組元原子的不斷富集，且為相的析出提供了有效的襯底，從而導(dǎo)致相固溶體在 相球面上的析出。在相析出過程中，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。由于兩相性質(zhì)相近，從而促使相依附于相的側(cè)面長出分枝。相分枝生長又反過來促使相沿著相的球面與分枝的側(cè)面迅速鋪展，并進一步導(dǎo)致相產(chǎn)生更多的分枝。交替進行，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（即領(lǐng)先相表面一旦出現(xiàn)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，若不考慮擴散，相前沿液相成分為高于，相前沿液相成分為低于。只有將這些原子及時擴散開，界面才能不斷生長。擴散速度正比于溶質(zhì)的濃度梯度，由于相前沿富B，而相前沿富A，因此，橫向擴散速度要比縱向大的多，縱向擴散一般可忽略不計（a圖）。c)圖為考慮擴散時成分分布示意圖，實際上，-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組元的擴散特性）。于是，共晶兩相通過橫向擴散不斷排走界面前沿積累的溶質(zhì)，且又互相提供生長所需的組元，彼此合作，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點如下： 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，成分過冷進一步擴大，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 ：在相、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，如果一相的體積分?jǐn)?shù)小于1時，該相將以棒狀結(jié)構(gòu)出現(xiàn)；如果體積分?jǐn)?shù)在112之間時，兩相均則以片狀結(jié)構(gòu)出現(xiàn)。 14.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）共晶共生生長中，領(lǐng)先相石墨垂直于棱柱面以100方向呈片狀生