材料成型原理答案

1、第四章Ko所決定？當(dāng)相圖固兩相重新分布的1 .何謂結(jié)晶過程中的溶質(zhì)再分配沱是否僅由平衡分配系數(shù)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、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。Ko為一常數(shù)，證明如下：如右圖所0C當(dāng)相圖上的液相線和固相線皆為直線時示：液相線及固相線為直線，假設(shè)其斜率分別為mL及ms,雖然CS、CL隨溫度變化有不同值，但K=Ci=(Tm-T*)/ms=mL=常數(shù),0Cl(Tm-T")/mLms此時，Ko與溫度及濃度無關(guān)，所以，當(dāng)液相線和固相

2、線為直線時，不同溫度和濃度下Ko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)周相無擴散，液相均勻混合。試求：a相與液相之間的平衡分配系數(shù)Ko;凝固后共品體的數(shù)量占試棒長度的百分之幾瑁凝固后的試棒中溶質(zhì)B的濃度沿試棒長度的分布曲線。解：(1)平衡分配系數(shù)Ko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，K0=2=遜Cl60%=0.5K0即為所求a相與液相之間的平衡分配系數(shù).當(dāng)T=500C時，(2)凝固后共晶體的數(shù)量占試棒長度的百分數(shù)的計算由固相無擴散液相均勻混合下溶質(zhì)再分

3、配的正常偏析方程(K0-1)代入已知的Cl=60%,K0=0.5,C0=Cb=40%可求出此時的fL=44.4%由于T=500C為共晶華$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t棒長度的百分數(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：R2>R1R1R2JI3 .在周相無擴散而液相僅有擴散凝固條件下，分析凝固速變大(R1-R2,且R2>Ri)時，固相成分的變化情況，以及溶質(zhì)富集層的變化情況。答：在周相無擴散而液相僅有擴散條件下凝固速度變大時(1)周相成分將發(fā)生下列變化：當(dāng)凝固速度增大時，固

4、液界面前沿的液相和周相都將經(jīng)歷穩(wěn)定態(tài)一不穩(wěn)定態(tài)一穩(wěn)定態(tài)的過程。如右圖所示，當(dāng)R2>Ri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C。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)富集越嚴重，曲線越陡峭。如右圖所示。R2越大，富集層高度AC越大，過渡區(qū)時間(At)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,mL=5,自左向右單向凝固，固相無擴散而液相僅有擴散(Dl=3x10-5cm2/s)。達到

5、穩(wěn)定態(tài)凝固時，._.、一.*一*(1)固-披界面的Cs和Cl；(2)固液界面保持平整界面的條件。，一一>*_*解：(1)求固-披界面的Cs和Cl:由于周相中無擴散而液相中僅有限擴散的情況下達到穩(wěn)定狀態(tài)時，滿足：*CoCL=T7,Cs=CoK0代入Co=Cb=2.5%,Ko=0.2即可得出：C*,C02.5%Cl=12.5%Ko0.2C*s=Co=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:胞狀晶一柱狀樹枝晶一內(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Gl皿(1-

6、K。)RDlKo52代入mL=5,Co=Cb=2.5%,Dl=3X10cm/s,Ko=0.2可得出：GL>1.67X104c/cm2s即為所求.R5 .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)再分配條件下周相成分的分布曲線。答：四種方式凝固過程中溶質(zhì)再分配條件下周相成分的分布曲線：(單向凝固時鑄棒內(nèi)溶質(zhì)的分布)門：MI加??；j£'Hit6 .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

7、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)形成的負溫度剃度，使得界面前方獲得大于ATk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“平面品”依次發(fā)展為：胞狀晶一柱狀樹枝晶一內(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

8、后者往往更為重要。即使液相一側(cè)不出現(xiàn)負的溫度梯度，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：Glvm©1當(dāng)“液相只有有限擴散"時，6n=oo,Cl=Co,代入上式后得Gl<mLCo（1-K。）RDlKo其中：Gl一液相中溫度梯度R晶體生長速度mL液相線斜率Co一原始成分濃度Dl液相中溶質(zhì)擴散系數(shù)Ko一平衡分配系數(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

9、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)Ko,Ko<1時，Ko越小，越有利于成分過冷；Ko>1時，Ko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,Co,Dl,Ko，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“平面品”依次發(fā)展為：胞狀

10、晶-柱狀樹枝晶-內(nèi)部等軸晶（自由樹枝晶）?！俺煞诌^冷”對共晶凝固組織形貌的影響：1）共品成分的合金，在冷速較快時，不一定能得到1。%的共品組織，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）有些非共品成分的合金在冷速較快時反而得到1oo%的共晶組織；3）有些非共品成分的合金，在一定的冷速下，既不出現(xiàn)1oo%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

11、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”在遠離界面處大于異質(zhì)形核所需過冷度（日異），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

12、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）問距di、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，枝品間距是一定的，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

13、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-非小品面）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）類共品，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

14、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）；對于非共品成分的合金，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，初品相長得很大，共晶成分的殘留液體很少，類似于薄膜

15、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品問。（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)差別較大的非小品面-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，品轉(zhuǎn)變開始時，熔體首先析出富A組元的a固溶體小

16、球。a相的析出促使界面前沿B組元原子的不斷富集，且為B相的析出提供了有效的襯底，從而導(dǎo)致B相固溶體在a相球面上的析出。在B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a相依附于B相的側(cè)面長出分枝。a相分枝生長又反過來促使B相沿著a相的球面與分枝的側(cè)面迅速鋪展，并進一步導(dǎo)致a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

17、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，a相前沿液相成分為Cg高于Ce,B相前沿液相成分為ClP低于Ce。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a相前沿富B,而B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，華B相父界處的液相成分不太可能正好為Ce,而是高于或低于Ce（取決于a、B組元的擴散特性）。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

18、生長所需的組元，彼此合作，并排地快速向前生長。非小品面-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。非小品面-非小晶面共生共晶組織的轉(zhuǎn)化條件如下：在a相、B相兩周相間界面張力各方向相同的情況下，當(dāng)某一相的體積分數(shù)遠小于另一相時，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，如果一相的體積分數(shù)小于1/冗時，該相將以棒狀結(jié)構(gòu)出現(xiàn)；如果體積分數(shù)在1/u1/2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-非小品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