材料成型基本原理復(fù)習(xí)

1、1-3 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)則的，液體結(jié)構(gòu)宏觀上不具備平移、對(duì)稱性。 近程有序是指相對(duì)于完全無(wú)序的氣體，液體中存在著許多不停“游蕩”著的局域有序的原子集團(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  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，

2、其g(r)以相應(yīng)的規(guī)律呈分立的若干尖銳峰。而液體的g(r)出現(xiàn)若干漸衰的鈍化峰直至幾個(gè)原子間距后趨于直線g(r)=1，表明液體存在短程有序的局域范圍，其半徑只有幾個(gè)原子間距大小。  從金屬熔化過程看 物質(zhì)熔化時(shí)體積變化、熵變及焓變一般都不大。金屬熔化時(shí)典型的體積變化DVm/V為3%5%左右，表明液體的原子間距接近于固體，在熔點(diǎn)附近其系統(tǒng)混亂度只是稍大于固體而遠(yuǎn)小于氣體的混亂度。另一方面，金屬熔化潛熱DHm約為氣化潛熱DHb的1/151/30，表明熔化時(shí)其內(nèi)部原子結(jié)合鍵只有部分被破壞。由此可見，金屬的熔化并不是原子間結(jié)合鍵的全部破壞，液體金屬內(nèi)原子的局域分布仍具有一

3、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。  Richter等人利用X衍射、中子及電子衍射手段，對(duì)堿金屬、Au、Ag、Pb和Tl等熔體進(jìn)行了十多年的系統(tǒng)研究，認(rèn)為液體中存在著拓?fù)淝驙蠲芘沤Y(jié)構(gòu)以及層狀結(jié)構(gòu)，它們的尺寸范圍約為10-6-10-7cm。  Reichert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。  在Li-Pb、Cs-Au、Mg-Bi、Mg-Zn、Mg-Sn、Cu-Ti、Cu-Sn、 Al-Mg、Al-Fe等固

4、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。1-4：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”，一部分金屬原子（離子）從某個(gè)團(tuán)

5、簇中分化出去，同時(shí)又會(huì)有另一些原子組合到該團(tuán)簇中，此起彼伏，不斷發(fā)生著這樣的漲落過程，似乎原子團(tuán)簇本身在“游動(dòng)”一樣，團(tuán)簇的尺寸及其內(nèi)部原子數(shù)量都隨時(shí)間和空間發(fā)生著改變的現(xiàn)象。 濃度起伏是指在多組元液態(tài)金屬中，由于同種元素及不同元素之間的原子間結(jié)合力存在差別，結(jié)合力較強(qiáng)的原子容易聚集在一起，把別的原于排擠到別處，表現(xiàn)為游動(dòng)原子團(tuán)簇之間存在著成分差異，而且這種局域成分的不均勻性隨原子熱運(yùn)動(dòng)在不時(shí)發(fā)生著變化的現(xiàn)象。1-6：總結(jié)溫度、原子間距（或體積）、合金元素或微量元素對(duì)液體粘度高低的影響。答：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。

6、60;粘度隨原子間距增大而降低，與3成反比。 合金組元或微量元素對(duì)合金液粘度的影響比較復(fù)雜。許多研究者曾嘗試描述二元合金液的粘度規(guī)律，其中M-H（Moelwyn-Hughes）模型為：=（X11+X2）(1-2Hm/RT)。式中1、2、X1、X2 分別為純?nèi)軇┖腿苜|(zhì)的粘度及各自在溶液中的摩爾分?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)值表明異類原子間結(jié)合力大于同類原子，因此摩擦阻力及粘度隨之提高。M-H模型得到了一些實(shí)驗(yàn)結(jié)果的驗(yàn)證。 當(dāng)溶質(zhì)與溶劑在

7、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┙饘僖旱恼扯取?#160;當(dāng)合金液中存在表面及界面活性微量元素（如Al-Si合金變質(zhì)元素Na）時(shí)，由于冷卻過程中微量元素抑制原子集團(tuán)的聚集長(zhǎng)大，將阻礙金屬液粘度的上升。通常，表面活性元素使液體粘度降低，非表面活性雜質(zhì)的存在使粘度提高。 1-10：液態(tài)金屬的表面張力有哪些影響因素？試總結(jié)它們的規(guī)律。 答：液態(tài)金屬的表面張力的影響因素有： （1）原子間結(jié)合力 ：原子間結(jié)合力越大，表面內(nèi)能越大，表面張力也就越大。但表面張力的影響因素不僅僅只是原子間結(jié)合力，研究發(fā)現(xiàn)有

8、些熔點(diǎn)高的物質(zhì)，其表面張力卻比熔點(diǎn)低的物質(zhì)低。此外，還發(fā)現(xiàn)金屬的表面張力往往比非金屬大幾十倍，而比鹽類大幾倍。這說(shuō)明單靠原子間的結(jié)合力是不能解釋一切問題的。對(duì)于金屬來(lái)說(shuō)，還應(yīng)當(dāng)從它具有自由電子這一特性去考慮。 （2）溫度 ：液態(tài)金屬表面張力通常隨溫度升高而下降，因?yàn)樵娱g距隨溫度升高而增大。 （3）合金元素或微量雜質(zhì)元素 ：合金元素或微量雜質(zhì)元素對(duì)表面張力的影響，主要取決于原子間結(jié)合力的改變。向系統(tǒng)中加入削弱原子間結(jié)合力的組元，會(huì)使表面張力減小，使表面內(nèi)能降低，這樣，將會(huì)使表面張力降低。 合金元素對(duì)表面張力的影響還體現(xiàn)在溶質(zhì)與溶劑原子體積之差。

9、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表面，以降低整個(gè)系統(tǒng)的能量。這些富集在表面層的元素，由于其本身的原子體積大，表面張力低，從而使整個(gè)系統(tǒng)的表面張力降低。原子體積很小的元素，如O、S、N等，在金屬中容易進(jìn)入到熔劑的間隙使勢(shì)能增加，從而被排擠到金屬表面，成為富集在表面的表面活性物質(zhì)。由于這些元素的金屬性很弱，自由電子很少，因此表面張力小，同樣使金屬的表面張力降低。 （4）溶質(zhì)元素的自由電子數(shù)目 ：大凡自由電子數(shù)目多的溶質(zhì)元素，由于其表面雙電層的電荷密度大，從而造成對(duì)金屬表面壓力大，而使整個(gè)系統(tǒng)的表面張力增加?；衔锉砻鎻埩χ?/p>

10、所以較低，就是由于其自由電子較少的緣故。2-2：從停止流動(dòng)機(jī)理角度，通常將合金分為兩類，即具有固定凝固溫度點(diǎn)或窄結(jié)晶溫度范圍的合金，以及寬結(jié)晶溫度范圍的合金。請(qǐng)基于機(jī)理分析兩類合金的流動(dòng)性差別。純金屬和窄結(jié)晶溫度范圍合金停止流動(dòng)的過程可以分為以下幾個(gè)階段: (a) 過熱量未完全散失前為純液態(tài)流動(dòng)；(b) 冷的前端在型壁上凝固結(jié)殼；(c) 后邊的金屬液在被加熱的管道中流動(dòng)，冷卻強(qiáng)度下降。由于液流通過區(qū)終點(diǎn)時(shí)，尚有一定的過熱度，將已經(jīng)凝固的殼重新熔化，為第區(qū)，所以該區(qū)是先凝固成殼后又完全融化。第區(qū)是未被完全熔化而保留下來(lái)的一部分固相區(qū)，在該區(qū)的終點(diǎn)金屬液耗盡了過熱熱量。在IV區(qū)，液相和固相具有相同

11、的溫度一一結(jié)晶溫度。由于在該區(qū)的起點(diǎn)處結(jié)晶開始較早，斷面上結(jié)晶完畢也較早，往往在它附近發(fā)生堵塞。前端液態(tài)金屬凝固收縮，形成吸力，產(chǎn)生喇叭狀縮孔。結(jié)晶溫度范圍很寬的合金的停止流動(dòng)機(jī)理過程：在過熱量未散失盡以前，金屬液也以純液態(tài)流動(dòng)。溫度下降到液相線以下時(shí)，從液流中析出晶體，順流前進(jìn)并不斷長(zhǎng)大。液流前端不斷與冷的型壁接觸，因此冷速最快、所形成的晶粒數(shù)量最多，并且金屬液的黏度增加、流速減慢。當(dāng)晶粒數(shù)量達(dá)到某一臨界數(shù)量時(shí)，便結(jié)成一個(gè)連續(xù)的網(wǎng)絡(luò)。當(dāng)液流的壓力不能克服此網(wǎng)絡(luò)的阻力時(shí)，即發(fā)生堵塞而停止流動(dòng)。在液態(tài)金屬的前端析出15%20% 的固相量時(shí)，流動(dòng)就停止。合金的結(jié)晶溫度范圍越寬，枝晶就越發(fā)達(dá)，從液流

12、前端析出相對(duì)較少的固相量時(shí)，亦即在相對(duì)較短的時(shí)間內(nèi)，液態(tài)金屬便停止流動(dòng)。因此，對(duì)應(yīng)相圖上結(jié)晶溫度范圍最大處成分的合金，其流動(dòng)性最小。2-3：為什么Al-Si合金液最佳流動(dòng)性的成分范圍不在共晶成分處，而在過共晶成分的某一范圍？Al-Si合金鑄造后得到的組織是粗大的針狀硅晶體和固溶體的共晶組織，粗大的硅晶體極脆，嚴(yán)重地降低了合金的塑性和韌性。為改善合金的性能需采用變質(zhì)處理，即在澆注前在合金液體中加入變質(zhì)劑(常用鈉鹽混合物)，以細(xì)化合金組織，提高合金的強(qiáng)度和塑性，由于鈉能促進(jìn)Si的生核，并能吸附在Si的表面阻礙它長(zhǎng)大，使合金組織細(xì)化，同時(shí)使共晶點(diǎn)右移，原合金成分變?yōu)閬喒簿С煞郑宰冑|(zhì)后的組織為初生

13、固溶體+細(xì)密的共晶體(+Si)組成。共晶體中的Si細(xì)小，使合金的強(qiáng)度與塑性顯著提高2-5：某飛機(jī)制造廠的一牌號(hào)為Al-Mg合金（成分確定）機(jī)翼因鑄造常出現(xiàn)“澆不足”缺陷而報(bào)廢，如果你是該廠工程師，請(qǐng)問可采取哪些工藝措施來(lái)提高成品率？答：機(jī)翼鑄造常出現(xiàn)“澆不足”缺陷可能是由金屬液的充型能力不足造成的，可采取以下工藝提高成品率： （1）使用小蓄熱系數(shù)的鑄型來(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。（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。3-3 ：凝固速度對(duì)鑄件凝固組織、性能與凝固

14、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(lái)改變或控制凝固速度？  改變鑄件的澆注溫度、澆鑄方式與澆鑄速度；  選用適當(dāng)?shù)蔫T型材料和起始（預(yù)熱）溫度；  在鑄型中適當(dāng)布置冷鐵、冒口與澆口；  在鑄型型腔內(nèi)表面涂敷適當(dāng)厚度與性能的涂料。3-4：比較同樣體積大小的球狀、塊狀、板狀及桿狀鑄件凝固時(shí)間的長(zhǎng)短。答：一般在體積相同的情況下上述物體的表面積大小依次為： A球<A塊<A板<A桿 根據(jù)=R/K R=V1/A1 所以凝固時(shí)間為：t球>t塊>t板>t桿3-5: 在砂型中澆鑄尺寸為300mm×300mm

15、5;20 mm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670，金屬與鑄型材料的熱物性參數(shù)見下表： 熱物性材料熱導(dǎo)率W/mk比熱容cJ/kg·K密度Kg/m3熱擴(kuò)散率：m2/s結(jié)晶潛熱J/kg純鋁212120027006.5×10-53.9×105砂型0.739184016002.5×10-7試求：（1）根據(jù)平方根定律計(jì)算不同時(shí)刻鑄件凝固層厚度s,并作出s曲線； （2）分別用“平方根定律”及“折算厚度法則”計(jì)算鑄件的完全凝固時(shí)間，并分析差別。解：(1)&#

16、160;公式代入相關(guān)已知數(shù)：b2=2c22 K=2b2（Ti-T20）1L+c1（T10-TS)解得：b2=1475 K=1.9433mm/s根據(jù)公式=/K 計(jì)算出不同時(shí)刻鑄件凝固層厚度s 如表：（s）020406080100120（mm）04.226.007.318.449.4310.3-關(guān)系曲線圖：（2） 利用“平方根定律”計(jì)算出鑄件的完全凝固時(shí)間：取=10mm，帶入公式解得=112.4s利用“折算厚度法則”計(jì)算鑄件的完全凝固時(shí)間：R=V1/A1=8.824mm =（R/K）2=87.5s采用“平方根定律”計(jì)算出的鑄件凝固時(shí)間比“折算厚度法則”的計(jì)算結(jié)果要長(zhǎng)，這是因?yàn)椤捌椒礁?/p>

17、”的推導(dǎo)過程沒有考慮鑄件沿四周板厚方向的散熱。3-6. 下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。答：將底座分割成A、B、C、D四類規(guī)則幾何體 如下查表可得：K=0.72(cm/min)對(duì)A：RA=VA/AA=1.23cmA=RA2/KA2=2.9min對(duì)B：RB=VB/AB=1.33cmB=RB2/KB2=3.4min對(duì)C：RC=VC/AC=1.2cmC=RC2/KB2=2.57min對(duì)D：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

18、分鐘。4-2：結(jié)合公式dG=(GT)pdT+（Gp）dp和下圖說(shuō)明過冷度T是影響凝固相變驅(qū)動(dòng)力G的決定因素。答：GV:液-固體積自由能之差Tm：液-固平衡凝固點(diǎn)T>Tm時(shí)，G=GS-GL>0,此時(shí) ， 固相液相T=Tm時(shí)，G=GS-GL=0,此時(shí)， 液固平衡T<Tm時(shí)，G=GS-GL<0, 此時(shí)，液相固相所以G即為相變驅(qū)動(dòng)力GV= - Hm·TTm Hm：熔化潛熱，T=(Tm-T)：過冷度由于對(duì)某一特定金屬或合金而言，Tm及Hm均為定值， 所以過冷度T是影響凝固相變驅(qū)動(dòng)力G的決定因素。4-3：若金屬固溶體以初生相按樹枝晶單向生長(zhǎng)，且生長(zhǎng)釋放的潛熱與熱

19、量導(dǎo)出相平衡，試分析其枝晶端部可能具有哪些類型的過冷。若金屬固溶體以初生相按等軸樹枝晶在熔體中生長(zhǎng)會(huì)怎樣？4-4：結(jié)合下圖解釋臨界晶核半徑r*和形核功G*的意義，以及為什么形核要有一定過冷度。 液相中形成球形晶胚時(shí)自由能變化 液態(tài)金屬r°、r*與T的關(guān)系及臨界過冷度T* 臨界晶核半徑r*的意義如下：rr* 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)； rr* 時(shí)，不穩(wěn)定的晶胚轉(zhuǎn)化為穩(wěn)定晶核，開始大量形核。 故r*表示原先不穩(wěn)定的晶胚轉(zhuǎn)變?yōu)榉€(wěn)定晶核的臨界尺寸。臨界形核功G*的意義如下：表示形核過程系統(tǒng)需克服

20、的能量障礙，即形核“能壘”。只有當(dāng)GG*時(shí)，液相才開始形核。形核必須要有一定過冷度的原因如下：   由形核功的公式：G=163·SL3VSTMHmT2 （均質(zhì)形核）Ghe*= （非均質(zhì)形核）對(duì)某種晶體而言SL、Hm、Tm、VS均為定值，G*T-2，過冷度T越小，形核功G*越大，當(dāng)T0時(shí)，G*，這表明過冷度很小時(shí)難以形成形核，所以物質(zhì)凝固形核必須要有一定過冷度。4-5：比較式（4-14）與式（4-18）、式（4-15）與式（4-19），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)形核的基本因素和其它條件。 式4-14：G*= 均質(zhì)形核的形核功式

21、4-18：G*=f（）=14（2-3cos+cos3）數(shù)值為0 1 非均質(zhì)形核的形核功式4-15：G*=13A*SL=13*4(r*)2=式4-19：I=Cexp（-GdkBT）exp（-G*kBT） =I0exp（-GdkBT）exp-3(TmVSTHm)2形核率公式kB:玻爾茲曼常數(shù) Gd:擴(kuò)散激活能 G*：形核功答：異質(zhì)形核比均質(zhì)形核容易的原因如下： 首先，從（4-14）式和(4-18)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?/p>

22、核，體積比均質(zhì)臨界晶核體積小得多時(shí)便可達(dá)到臨界晶核半徑 。再?gòu)模?-15）式和(5-19)式可以看出：Ghe* =f（）*Gh0* 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180°，所以，非均質(zhì)形核功Ghe*遠(yuǎn)小于均質(zhì)形核功Gh0*。非均質(zhì)形核過冷度T*比均質(zhì)形核的要小得多。綜合上述幾方面原因，所以異質(zhì)形核比均質(zhì)形核容易得多。(2)影響異質(zhì)形核的基本因素如下： 首先，非均質(zhì)形核必須滿足在液相中分布有一些雜質(zhì)顆粒或鑄型表面來(lái)提供形核基底。其次，接觸角180°，因?yàn)楫?dāng)=180°時(shí)，Ghe*=

23、Gh0*。 此時(shí)非均質(zhì)形核不起作用。影響異質(zhì)形核的其它條件： a. 基底晶體與結(jié)晶相的晶格錯(cuò)配度的影響。=ac-aNaN×100%aN: 結(jié)晶相點(diǎn)陣間隔 ac ：雜質(zhì)點(diǎn)陣間隔錯(cuò)配度越小，共格情況越好，界面張力SC越小，越容易進(jìn)行非均質(zhì)形核。b.過冷度的影響。 過冷度越大，能促使非均勻形核的外來(lái)質(zhì)點(diǎn)的種類和數(shù)量越多，非均勻形核能力越強(qiáng)。4-8：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，界面上（某一晶面）的配位數(shù)為，晶體表面上有N個(gè)原子位置只有NA個(gè)固相

24、原子（x=NAN）則在熔點(diǎn)Tm時(shí)，單個(gè)原子由液相向固-液界面的固相上沉積的相對(duì)自由能變化為：FSNkTm=HmkTm（）x（1-x）+xlnx+（1-x）ln（1-x） =ax1-x+xlnx+（1-x）ln（1-x）=HmkTm（）k為玻爾滋曼常數(shù)，HmTm=Sf為單個(gè)原子的熔融熵，被稱為jackson因子。通過分析比較不同a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)，F(xiàn)S在x=0.5（晶體表面有一半空缺位置）時(shí)有一個(gè)極小值，即自由能最低； 25時(shí)，F(xiàn)S在偏離x中心位置的兩旁（但仍離x=0或x=1處有一定距離）有兩個(gè)極小值。此時(shí)，晶體表面尚有一小部分位置空缺或大部分位置空缺；5時(shí)

25、，F(xiàn)S在接近x=0或x=1處有兩個(gè)極小值。此時(shí)，晶體表面位置幾乎全被占滿或僅有極少數(shù)位置被占據(jù)。a非常大時(shí)，F(xiàn)S的兩個(gè)最小值出現(xiàn)在x0，x1的地方（晶體表面位置已被占滿）。若將=2，=0.5同時(shí)代入=HmkTm（），單個(gè)原子的熔融熵為：Sf=HmTm=k/=2k×10.5=4k ， 對(duì)于1摩爾，熔融熵Sf=4kNA=4R（其中：NA為阿伏加德羅常數(shù)，R為氣體常數(shù)）。由式=HmkTm（）可知，熔融熵Sf上升，則a增大，所以Sf4R時(shí)，界面以粗糙面為最穩(wěn)定，此時(shí)晶體表面容易接納液相中的原子而生長(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)

26、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)，/值取決于界面是哪個(gè)晶面族。對(duì)于密排晶面，/值是高的，對(duì)于非密排晶面，/值是低的，根據(jù)式（2），/值越低，a值越小。這說(shuō)明非密排晶面作為晶體表面（固-液界面）時(shí)，微觀界面結(jié)構(gòu)容易成為粗糙界面。b. 晶體生長(zhǎng)界面結(jié)構(gòu)還會(huì)受到動(dòng)力學(xué)因素的影響，如凝固過冷度及結(jié)晶物質(zhì)在液體中的濃度等。過冷度大時(shí)，生長(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?。瑥亩词筧2時(shí)，其固-液界面也可能有光滑界面結(jié)構(gòu)特征。（2

27、）可用Jackson因子a作為兩類固-液界面結(jié)構(gòu)的判據(jù)： 2 時(shí)，晶體表面有一半空缺位置時(shí)自由能最低，此時(shí)的固-液界面（晶體表面）為粗糙界面; 5 時(shí)，此時(shí)的固-液界面（晶體表面）為光滑界面; =25時(shí)，此時(shí)的固-液界面（晶體表面）常為多種方式的混合，Bi、Si、Sb等屬于此類。4-10：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(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

28、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)過程中仍可維持粗糙面的界面結(jié)構(gòu)。只要原子沉積供應(yīng)不成問題，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)際過冷度T成線性關(guān)系&

29、#160;R1=DHm·TR·Tm2=1T（D為原子的擴(kuò)散系數(shù)，R為氣體常數(shù)，1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=2exp（-bT) （2、b為常數(shù)） 螺旋位錯(cuò)臺(tái)階生長(zhǎng)速度為： R3=3·T2 (3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T不大時(shí)生長(zhǎng)速度R2幾乎為零，當(dāng)達(dá)到一定T時(shí)R突然增加很快，其生長(zhǎng)曲線RT與連續(xù)生長(zhǎng)曲線相遇，繼續(xù)增大T，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 ，在過冷度不太大時(shí)，速度與T的平方

30、成正比。在過冷度相當(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)相比較，二維晶核在T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T時(shí)卻已具有一定的生長(zhǎng)速度。5-2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(shí)，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(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

31、為一常數(shù)，證明如下：如下圖所示：液相線及固相線為直線，設(shè)其斜率分別為mL及mS，雖然CS*、CL*隨溫度變化有不同的值，但K0=CS*CL*=(Tm-T*)/mS(Tm-T*)/mL=mSmL=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。5-7: 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（R1R2，且R2R1）時(shí)，固相成分的變化情況，以及溶質(zhì)富集層的變化情況。（1） 固相成分將發(fā)生下列變化：  當(dāng)凝固速度增大時(shí)，固液界面前沿的液相 和固相都將經(jīng)歷：穩(wěn)定態(tài) 不穩(wěn)定態(tài) 穩(wěn)定態(tài)的過程。如上

32、圖所示，當(dāng)R2R1時(shí) 在新、舊穩(wěn)定狀態(tài)之間，CSC0。重新 恢復(fù)到穩(wěn)定時(shí)，CS又回到C0。R2上升 越多，R2/R1越大，不穩(wěn)定區(qū)內(nèi)CS越高。（2） 溶質(zhì)富集層的變化情況如下： 在其它條件不變的情況下，R越大，在固-液界面前沿溶質(zhì)富集越嚴(yán)重，曲線越陡峭。 如上圖所示。 R2越大，富集層高度C越大，過渡區(qū)時(shí)間t越長(zhǎng)，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。5-8：根據(jù)公式CL*=C0K0+(1-K0)e-RDLN,試分析比較在凝固穩(wěn)定階段，“液相部分混合”與“液相僅有有限擴(kuò)散”兩種情況下CL*CS*的高低。5-9：設(shè)某二

33、元鋁合金的液相線及固相線均為線性，液相線斜率為mL=-1.5K/%（濃度每增加1%，液相線溫度下降1.5K），其K0=0.25，原始合金成分C0=1%，純鋁熔點(diǎn)約取為Tm=660。在“液相只有有限擴(kuò)散”溶質(zhì)再分配條件下，穩(wěn)定狀態(tài)的凝固速度R=100m/s時(shí)，溶質(zhì)擴(kuò)散系數(shù)D1=5000m2/s。（1） 畫出具有液相線及固相線的部分相圖（溫度坐標(biāo)從653到661，成分坐標(biāo)從0到5%），分別計(jì)算固-液界面前沿各x處的CL(x)(保留四位小數(shù))及對(duì)應(yīng)的TL(x)(保留一位小數(shù))，將計(jì)算值填入下表。x/m020406080100200600CL(x)（%） TL(x)/（2）根據(jù)計(jì)算結(jié)果作圖描點(diǎn)，以光滑

34、曲線表達(dá)CLx-x及TLx-x的關(guān)系，并對(duì)TLx相對(duì)CLx的關(guān)系做簡(jiǎn)要討論。若考慮凝固需要的動(dòng)力學(xué)過冷度TK=3K(這里有意夸大)，在TLx-x圖中以虛線作另一條實(shí)際的TLx-x曲線（3）以界面前沿液體的實(shí)際溫度梯度GL1=80K/mm及GL2=25K/mm在TLx-x圖上分別作直線，并指出是否產(chǎn)生成分過冷。（1）：根據(jù)公式CL（x）=C0K0+(1-K0)e-RDLx，將數(shù)據(jù)帶入分別計(jì)算出各x處的CL（x）數(shù)值見下表。將各各x處的CL（x）數(shù)值帶入公式TLx=Tm-mLCL（x）得到的TLx也見表格x/m020406080100200600CL(x)（%） 43.01102.34801.90

35、361.60571.40601.05491.0000TL(x)/6546550565605657.1657.6657.9658.4658.5（2）根據(jù)計(jì)算結(jié)果，作圖如下。可見，離開界面處，由于液相濃度CL(x)隨距離x逐漸降低，液相線溫度TL(x)也逐漸上升。 x，m x，m （3）作圖可見，GL1=80K/mm時(shí)無(wú)成分過冷，而GL2=25K/mm時(shí)出現(xiàn)了成分過冷。5-10：設(shè)某合金的K0=0.6，液相線斜率絕對(duì)值為mL=-3 K/C%, 溶質(zhì)擴(kuò)散系數(shù)DL=5000m2/s。 （1）當(dāng)在“液相只有有限擴(kuò)散”溶質(zhì)再分配條件下，穩(wěn)定狀態(tài)的凝固速度R=25m/s，界面前

36、沿液體溫度梯度GL=10K/mm時(shí)，判斷在合金原始成分分別為C0=1%及2%兩兩種情況下成分過冷的可能； （2）在上述合金原始成分為C0=1%條件下，若分別使R變大或GL變小，會(huì)發(fā)生何情況？(1)根據(jù)“成分過冷”判別式：GLR<mLC0(1-K0)DLK0,將數(shù)據(jù)帶入有，當(dāng)C0=1%時(shí)：左端：GLR=10×10-4 （K/m）25（m/s）=4.0×10-4（Ks/m2），右端：mLC0(1-K0)DLK0=3×1×（1-0.6）5000×0.6=4.0×10-4（Ks/m2）即：GLR=mLC0(1-K0)DLK0，

37、表明在x=0處溫度梯度CL正好與TL(x)曲線相切，不會(huì)出現(xiàn)成分過冷；C0=2%時(shí)：mLC0(1-K0)DLK0=3×2×（1-0.6）5000×0.6=8.0×10-4（Ks/m2）即：GLR<mLC0(1-K0)DLK0，所以在C0=2%時(shí)出現(xiàn)成分過冷（2）：在上述合金原始成分為C0=1%條件下，若分別使R變大或GL變小，都將出現(xiàn)成分過冷。5-11: 成分過冷的大小受哪些因素的影響?如何影響？成分過冷的判據(jù)為GLR<-mLCLDL(K01-K0+e-RDLN)-1當(dāng)“液相只有有限擴(kuò)散”時(shí)，N=，CL=C0,代入上式后得GLR<mLC

38、0(1-K0)DLK0其中： GL：液相中溫度梯度 R：晶體生長(zhǎng)速度 mL：液相斜線率 C0：原始成分濃度 DL：液相中溶質(zhì)擴(kuò)散系數(shù) K0：平衡分布系數(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(zhǎng)速度R,R越大,越有利于成分過冷 3）液相線斜率mL， mL越大,越有利于成分過冷 4）原始成分濃度C0,C0越高,越有利于成分過冷 5）液相中溶質(zhì)擴(kuò)散系數(shù)DL,DL越低,越有利于成分過冷  6）平衡分配系數(shù)K0, K01時(shí)，K0越小,越有利于成分過冷；K01時(shí)，K0越大

39、,越有利于成分過冷。 (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 )5-15：討論成分過冷對(duì)單相固溶體凝固組織形貌的影響，其中需注重說(shuō)明界面由平面胞狀的條件、胞狀晶樹枝狀晶的趨勢(shì)與因素、外生生長(zhǎng)內(nèi)生生長(zhǎng)的前提。答 : 平面晶胞狀晶柱狀樹枝晶“成分過冷”對(duì)單相固溶體組織形貌的影響: 隨著“成分過冷”程度的增大，固溶體生長(zhǎng)方式由無(wú)“成分過冷”時(shí)的“平面晶”依次發(fā)展為：胞狀晶柱狀樹枝晶內(nèi)部等軸晶（自由樹枝晶）。        

40、;  “成分過冷”對(duì)共晶凝固組織形貌的影響: 1)共晶成分的合金，在冷速較快時(shí)，不一定能得到100的共晶組織，而是得到亞共晶或過共晶組織，甚至完全得不到共晶組織； 2）有些非共晶成分的合金在冷速較快時(shí)反而得到100的共晶組織； 3）有些非共晶成分的合金，在一定的冷速下，既不出現(xiàn)100的共晶組織，也不出現(xiàn)初晶+共晶的情況，而是出現(xiàn)“離異共晶”。外生生長(zhǎng)內(nèi)生生長(zhǎng)“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)的方式則

41、稱為“內(nèi)生生長(zhǎng)”。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(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。5- ：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” 。

42、0;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

43、暈圈組織。5- ：論述成分過冷與熱過冷的涵義以及它們之間的區(qū)別和聯(lián)系。 成分過冷的涵義:合金在不平衡凝固時(shí)，使液固界面前沿的液相中形成溶質(zhì)富集層，因富集層中各處的合金成分不同，具有不同的熔點(diǎn)，造成液固前沿的液相處于不同的過冷狀態(tài)，這種由于液固界面前沿合金成分不同造成的過冷。 熱過冷的涵義: 界面液相側(cè)形成的負(fù)溫度剃度，使得界面前方獲得大于Tk的過冷度。 成分過冷與熱過冷的區(qū)別 :  熱過冷是由于液體具有較大的過冷度時(shí)，在界面向前推移的情況下，結(jié)晶潛熱的釋放而產(chǎn)生的負(fù)溫度梯度所形成的?？沙霈F(xiàn)在純金屬或合金的凝固過程中，一般都生

44、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(shí)，固溶體 生長(zhǎng)方式由無(wú)成分過冷時(shí)的“平面晶”依次發(fā)展為：胞狀晶柱狀樹枝晶內(nèi)部等軸晶（自由樹枝晶）成分過冷與熱過冷的聯(lián)系:  對(duì)于合金凝固，當(dāng)出現(xiàn)“熱過冷”的影響時(shí)，必然受“成分過冷”的影響，而且后者往往更為重要。即使液相一側(cè)不出現(xiàn)負(fù)的溫度梯度，由于溶質(zhì)再分配引起界面前沿的溶質(zhì)富集，從而導(dǎo)致平衡結(jié)晶溫度的變化。在負(fù)溫梯下，合金的情況與純金屬相似，合金固溶體結(jié)晶易于出現(xiàn)樹枝晶形貌。6-1：根據(jù)共晶體兩組成相的Jackson因子，共晶

45、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(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)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(duì)于非共晶成分的合金，在共晶反應(yīng)前，初生相呈樹枝狀長(zhǎng)

46、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)則的,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6-5：理解共晶結(jié)晶的兩種界面失穩(wěn)的條件、組織形態(tài)、影響因素及其規(guī)律。6-9：基于片狀石墨-奧氏體共晶生長(zhǎng)的微觀機(jī)制： 解釋灰鑄鐵石墨成為片狀的根本原因； 描述灰鑄鐵共晶團(tuán)內(nèi)石墨的空間形態(tài)。6-10：參考圖1、2、3，描述亞共晶球墨鑄鐵的石墨球從形核到凝固結(jié)束的結(jié)晶過程。圖1：石墨的晶體結(jié)構(gòu)與灰鑄鐵片狀石墨的旋轉(zhuǎn)欒晶生長(zhǎng)機(jī)制圖2：暈圈型離

47、異共晶圖3：亞共晶球墨鑄鐵中初生奧氏體及共晶團(tuán)的形成答：在共晶階段如球墨鑄鐵的石墨球-奧氏體共晶團(tuán)生長(zhǎng)示意圖所示球墨鑄鐵的石墨球-奧氏體共晶團(tuán)生長(zhǎng)示意圖伴隨著奧氏體外殼的增厚，石墨球借助碳原子通過奧氏體外殼由外向內(nèi)的擴(kuò)散而長(zhǎng)大，這種共晶生長(zhǎng)模式直到凝固結(jié)束。球墨鑄鐵實(shí)際凝固中的奧氏體常常以樹枝晶的形式出現(xiàn)。對(duì)于亞共晶球墨鑄鐵，在溫度低于液相線時(shí)即開始析出初生奧氏體樹枝晶，而石墨球也獨(dú)自在鐵液中析出（因球化及孕育處理造成的局域熱力學(xué)及動(dòng)力學(xué)條件）。因熔體對(duì)流及密度差等作用在石墨球易在熔體中漂移，且一旦與初生奧氏體樹枝晶相遇則容易與之連為一體，并很快被其包圍，而獨(dú)立于初生奧氏體的石墨球在共晶階段當(dāng)

48、然也很快被共晶奧氏體所包圍。因此，在亞共晶球墨鑄鐵中往往可形成如圖3亞共晶球墨鑄鐵中初生奧氏體及共晶團(tuán)的形成所示的共晶團(tuán)形貌，其中若干相互靠近的石墨球分別被類球狀?yuàn)W氏體殼所包圍，而這些奧氏體殼實(shí)際上同屬初生奧氏體的某個(gè)樹枝晶。石墨為典型的小平面相，石墨球生長(zhǎng)主要以螺旋位錯(cuò)臺(tái)階及臺(tái)階側(cè)向生長(zhǎng)（1010方向鋪展）兩種機(jī)制，憑借基面一層層地鋪滿而獲得沿0001方向的長(zhǎng)大。無(wú)論石墨球在鐵液中獨(dú)立生長(zhǎng)還是離異共晶階段在奧氏體中的生長(zhǎng)，其上述結(jié)構(gòu)及特性并沒有區(qū)別。所不同的是共晶階段石墨球依賴碳原子在固體奧氏體中擴(kuò)散而獲得的生長(zhǎng)速率會(huì)大大下降；同時(shí)，被奧氏體包圍的石墨球生長(zhǎng)過程中受熔體中有害元素干擾而發(fā)生畸

49、變的概率也大大降低。由上所述，球墨鑄鐵的凝固有顯著特征。由于球墨鑄鐵共晶反應(yīng)受原子在固體中擴(kuò)散的制約，加之球化元素提高凝固過冷度的作用（溫度降低則固態(tài)擴(kuò)散更慢），共晶反應(yīng)時(shí)間長(zhǎng)成為球墨鑄鐵凝固的顯著特征之一。而且，也因共晶凝固緩慢而鑄件斷面上固液兩相范圍區(qū)寬，球墨鑄鐵傾向于體積凝固特征。此外，由于球化處理及孕育處理為球墨形核提供了大量現(xiàn)成的異質(zhì)固相質(zhì)點(diǎn)，也因?yàn)榍蚧靥岣吣踢^冷度，球墨鑄鐵的共晶團(tuán)數(shù)量比灰鑄鐵的共晶團(tuán)數(shù)量明顯增多。7-1: 鑄件典型宏觀凝固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：

50、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(zhǎng)，由于其結(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(wú)方向性的表面細(xì)等軸晶組織。 柱狀晶區(qū)的形成：在結(jié)晶過程中由于模壁溫度的升高，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(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，以表面細(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)

51、，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)的形成是由于熔體內(nèi)部晶核自由生長(zhǎng)的結(jié)果。隨著柱狀晶的發(fā)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)的過冷度要求，于是在整個(gè)液體中開始形核。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。7-2：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)候沒有溶質(zhì)再分配，所以在其沿型腔壁方向晶體迅速長(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)男颓槐谔幱坞x出來(lái)就很困難了。但是如果向金屬中添加溶質(zhì)，則

52、在晶體與型腔壁的交匯處將會(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。一些游離晶被保留下來(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。7-4：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(zhǎng)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(duì)于第一類生核劑可以從

53、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(duì)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(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，在凝固過程中由

54、于溶質(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(zhǎng)大受到抑制而產(chǎn)生細(xì)的脖頸。7-5：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；通過改變澆注方式強(qiáng)化對(duì)流對(duì)型壁激冷晶的沖

55、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：影響生核過程和促進(jìn)晶粒游離以細(xì)化晶粒。（4）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。7-6：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的前提下，

56、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。7-7：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)雜的冶金反應(yīng)。當(dāng)熱源離開后，熔池金屬便開始了凝固。因此，焊接熔池具有以下一些特殊性。（1）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)4100/s。（2）熔池金屬中不同區(qū)域溫差很大、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，尤其是中心部位過熱溫度最高，非自發(fā)形核的原始質(zhì)點(diǎn)數(shù)將大為減少。（

57、3）動(dòng)態(tài)凝固過程。一般熔焊時(shí)，熔池是以一定的速度隨熱源而移動(dòng)。（4）液態(tài)金屬對(duì)流激烈。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凈。7-8：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U之間存在以下關(guān)系：R=Ucos 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

58、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)上晶粒開始成長(zhǎng)的瞬時(shí), =90°，cos=0，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，=0°，cos=1，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。9-1：焊接和鑄造過程中的氣體來(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 鑄造過程中的氣體：熔煉過程，氣體主要來(lái)自