材料成型基本原理課后答案解析

1、WORD格式整理第一章習(xí)題1 .液體與固體及氣體比較各有哪些異同點(diǎn)？哪些現(xiàn)象說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較的異同點(diǎn)可用下表說明相同點(diǎn)不同點(diǎn)液體具有自由表面；可壓縮 性很低具有流動(dòng)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(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)程無序，近程有序；有自由表面；可壓縮性很低氣體完全無序；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)合力的全部破壞可從以下二個(gè)方面說明: 物質(zhì)熔化時(shí)體積變化、婿變及焰變一般都不大。金屬熔化時(shí)典型的體積變化 V/V為3%5蛇右，表

2、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。金屬熔化潛熱 Ai約為氣化潛熱 At的i/i5i/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定的規(guī)律性O(shè)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) N、平均原子間距ri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 p (r)對(duì)于平均數(shù)密度 P。(=N/V)的相對(duì)偏差。N i表示參考原子周圍最近鄰(即第

3、一殼層)原子數(shù)。r i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“長程無序”和“近程有序”？試舉幾個(gè)實(shí)驗(yàn)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(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(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

4、(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、婿變及焰變一般都不大。金屬熔化時(shí)典型的體積變化&YN為3%5%E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 修約為氣化潛熱 Ah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

5、布仍具有一定 的規(guī)律性?？梢哉f，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 -7cmiReichert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 元簡單液體。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

6、 .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)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

7、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。5 .根據(jù)圖1-10及式（1-7）說明為動(dòng)力學(xué)粘度 7的物理意義，并討論液體粘度7（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T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=Cexp（U

8、 /kBT）。這里7為Bolzmann常數(shù)，U為無外力作用時(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 ri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，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(duì)液體粘度T高低的影響。答：7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S增大而降低，與6 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）

9、模型為：H HmXC +X2%） 1 -2 RT ,（1-9）式中ri 1、ri 2、Xi、X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)，H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，即為負(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

10、制原子集團(tuán)的聚集長大，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。7 .過共析鋼液7）=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 5400 kg/m3的Al?。，如能使AlzO顆粒上浮到鋼液表面就能獲得質(zhì)量較好的鋼。假如脫氧產(chǎn)物在1524mm深處生成，試確定鋼液脫氧后2min上浮到鋼液表面的 Al 2O3最小顆粒的尺寸。答：根據(jù)流體力學(xué)的斯托克斯公式:2 g(; m - ;B)r8 又，式中:U為夾雜物和氣泡的上浮速度,r為氣泡或夾雜的半徑，Pm為液體合金密度，PB為夾雜或氣泡密度，

11、g為重力加速度9.4r =1.34 10一,2 gdW)分析物質(zhì)表面張力產(chǎn)生的原因以及與物質(zhì)原子間結(jié)合力的關(guān)系。答：表面張力是由于物體在表面上的質(zhì)點(diǎn)受力不均所造成。由于液體或固體的表面原子受內(nèi)部的作用力較大，而朝著氣體的方向受力較小，這種受力不均引起表面原子的勢(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(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)，其表面張力卻比熔點(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650C, Zn的熔點(diǎn)為420C,但Mg的表

12、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(duì)于金屬來說，還應(yīng)當(dāng)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(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，但更嚴(yán)格說，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

13、能和界面張力為物體的表面能和表面張力。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

14、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(duì)于金屬來 說，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。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

15、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 。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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1.5X03Mpa液膜厚度為1.1 M0-6mm根據(jù)液膜理論計(jì)算產(chǎn)生熱裂的液

16、態(tài)金屬臨界表面張力。答：二=f T/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 同過熱度，等等)澆注各種合金的流動(dòng)

17、性試樣，以試樣的長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，也就是說充型能力隨著結(jié)晶溫度范圍的增大而越來越差。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，已凝固的固相層由表面逐步向內(nèi) 部推進(jìn)，固相層內(nèi)表面比較

18、光滑，對(duì)液體的流動(dòng)阻力小，合金液流動(dòng)時(shí)間長，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)，斷面上存在著發(fā)達(dá)的樹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1520蛆后，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a-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(

19、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)入=46.5 W/(m-K),比熱容C=460.5 J/(kg K),密度P =7850 kg/m3,取澆鑄溫度為1570 c

20、，鑄型的初始溫度為20C。用描點(diǎn)作圖法繪出該鑄件在砂型和金屬型鑄模(鑄型壁均足夠厚)中澆鑄后 0.02h、0.2h時(shí)刻的溫度分布狀況并作分析比較。鑄 型的有關(guān)熱物性參數(shù)見表 2-2 o解：(1)砂型：b1 = 九1G g=12965 b2 = J 7-2 C2 P2 =639Ti界面溫度：，丁10b2T20b1b2=1497C鑄件的熱擴(kuò)散率:a1- r口 cc=1.3 ：10- m/s根據(jù)公式Ti =Ti T10 -Ti erf2%時(shí)1分別計(jì)算出兩種時(shí)刻鑄件中的溫度分布狀況見專業(yè)知識(shí)分享表1鑄件在砂型中凝固時(shí)的溫度分布與鑄型表面距離(m)00.020.040.060.080.10溫度t=0.0

21、2h時(shí)149715231545155915661569(C)t=0.20h時(shí)149715051513152115281535根據(jù)表1結(jié)果做出相應(yīng)溫度分布曲線見圖(2)金屬型：b1 =%C1 烏=12965b2 =/2F2 =15434t 邛10b2T20Ti 二界面溫度:b1 b2=727.6 C與鑄型表面距離(m)00.020.040.060.080.10溫度t=0.02h時(shí)727.610301277143815201555(C)t=0.20h時(shí)727.68239151005108011592與圖2。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表表2 鑄件在金屬型中凝固時(shí)的溫度分布距離圖1

22、鑄件在砂型中凝固時(shí)的溫度分布曲線距離/逋圖2 鑄件在金屬型中凝固時(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，說明什么情況下誤差相對(duì)較小？解：是有誤差的。因?yàn)樵谕茖?dǎo)公式時(shí)做了多處假設(shè)與近似處理，如：沒有考慮結(jié)晶潛熱。若結(jié)晶潛熱小，則誤差就小；假設(shè)鑄件的熱物理參數(shù) 力、G、01與鑄型的熱物理參數(shù) 人2、6、22不隨溫度變化。若它們受溫度影響小，則誤差就??；沒有

23、考慮界面熱阻。若界面熱阻不大，則誤差就小；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(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。試分析可以通過哪些工藝措施來改變或控制凝固速度？解： 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。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)間的長短。A球A塊A板A桿解：一般在體積相同的情況下上述物體的表面積大小依次為: 根據(jù)7與RU所以凝固時(shí)間依次為：t球t塊乂板t桿。5 .

24、在砂型中澆鑄尺寸為 300X300x20 mm勺純鋁板。設(shè)鑄型的初始溫度為20 C,澆注后瞬間鑄件-鑄型界面溫度立即升至純鋁熔點(diǎn) 660 C,且在鑄件凝固期間保持不變。澆鑄溫度為670 C,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)入W/(m -K)比熱容CJ/(kg -K)密度p3 kg/m熱擴(kuò)散率a2m/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 - 7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

25、別解：(1)代入相關(guān)已知數(shù)解得：b2 =卜22。2 , =1475 ,2b2 Ti -T20-二：1 LC1 T10 -TS 1 = 0.9433 (m m/ s )=E T根據(jù)公式K計(jì)算出不同時(shí)刻鑄件凝固層厚度s見下表，一“曲線見圖3。(s)020406080100120上(mm)04.226.007.318.449.4310.310g圖3自7關(guān)系曲線 6(2)利用“平方根定律”計(jì)算出鑄件的完全凝固時(shí)間: 取一=10 mm, 代入公式解得：t =112.4利用“折算厚度法則”計(jì)算鑄件的完全凝固時(shí)間:V1R =87.5 (s)A1 = 8.824 (mm)采用“平方根定律”計(jì)算出的鑄件凝固時(shí)間

26、比“折算厚度法則”的計(jì)算結(jié)果要長，這是因?yàn)椤捌椒礁伞?的推導(dǎo)過程沒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.解：將底座分割成 A、B、C、D四類規(guī)則幾何體(見右下圖)查表 2-3 得：K=0.72( cm/ Jmin )對(duì) A 有：R= VA/A=1.23cmA=R2/K2=2.9min對(duì) B 有：R b= VB/A=1.33cmA C B C AB=R2/K2=3.4min對(duì) C有：Ft= Vc/A=1.2cmc=R2/K2=2.57min對(duì) D有：R= VD/A=1.26c

27、mD=R2/K2=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，采用鴇極瀛弧焊較容易實(shí)現(xiàn)單面焊雙面成形（背面均勻焊透）。采用同樣焊接規(guī)范去焊同樣厚度的不銹鋼板或鋁板會(huì)出現(xiàn)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(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，電弧熱無法及時(shí)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(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)焊接規(guī)范一定時(shí)，經(jīng)常在起弧部位附近存在一定長度的未焊透，分析其產(chǎn)生原因并提出相應(yīng)工藝解決方案。解：（1）

28、產(chǎn)生原因：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(huì)出現(xiàn)一定長度的未焊透。（2）解決辦法：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)到正常焊接規(guī)范。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 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G隨溫度上升而下降的斜率大于固相G的斜率的理由。并結(jié)合圖3-1及式（3-6）說明過冷度 T是影響凝固相變驅(qū)動(dòng)力 G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

29、理由如下:由麥克斯韋爾關(guān)系式：并根據(jù)數(shù)學(xué)上的全微分關(guān)系:得：比較（1）式和（2）式得:dG = - SdT VdPdF (x, y)=F3 y(1)dyxdG =(2)dG 二-SdT = GdT(3)等壓時(shí)dP =0 ,此時(shí) ETp由于靖恒為正值，故物質(zhì)自由能 G隨溫度上升而下降（2）液相自由能G隨溫度上升而下降的斜率大于固相G的斜率的理由如下:因?yàn)橐簯B(tài)婿大于固態(tài)嫡，即：S l Ss所以:即液相自由能過冷度 AT 右圖即為圖3-1G是影響凝固相變驅(qū)動(dòng)的斜率大于固相G的斜率。力4G的決定因素的理由如下:其中：AGV表示液一固體積自由能之差Tm表小液-固平衡凝固點(diǎn)從圖中可以看出：T Tm時(shí)，G=

30、G&Gl0,止匕時(shí)固相-液相T = T m時(shí)， G=Gs-Gl =0 ,止匕時(shí)液固平衡T Tm時(shí)，G=GsGl0,止匕時(shí)液相-固相所以4G即為相變驅(qū)動(dòng)力。GV再結(jié)合（3-6）式來看,（其中：AH m一熔化潛熱，AT （二TmT）一過冷度）由于對(duì)某一特定金屬或合金而言，Tm及均為定值，所以過冷度 AT是影響凝固相變驅(qū)動(dòng)力 AG的決定因素。怎樣理解溶質(zhì)平衡分配系數(shù) Ko的物理意義及熱力學(xué)意義?答：（1） Ko的物理意義如下：溶質(zhì)平衡分配系數(shù) Ko定義為：特定溫度T*下固相合金成分濃度CS 與液相合金成分濃度 CL達(dá)到平衡時(shí) 的比值：CC S C K = C LK1時(shí)，固相線、液相線構(gòu)成的張角朝上，

31、Ko越大，固相線、液相線張開程度越大，開始結(jié)晶時(shí)與終了結(jié)晶時(shí)的固相成分差別越大，最終凝固組織的成分偏析越嚴(yán)重（2） K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dL(T) =iS(T)經(jīng)推導(dǎo)稀溶液時(shí),Ko*CSClfiL = fiS =1，于是有:fiL r AL(T)-弋(T)f7expRT-*KCSK0 - -Cl二exp4T) 一店(T)RT(i)(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) f影響。平衡時(shí)溶質(zhì)在固相和液相中化學(xué)位相等，即匕(T) =)(T)。當(dāng)平衡被

32、打破時(shí)，%= % (T) o欲達(dá)到新平衡，只有通過溶質(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V(T)=；(T)o3.結(jié)合圖3-3及圖3 4解釋臨界晶核半徑r*和形核功4 G*的意義， 以及為什么形核要有一定過冷度。答：(1)臨界晶核半徑r*的意義如下：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4G*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”。只有當(dāng)AOAG書寸，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AT *(2)形核必須要有一定過冷度的原因如下: 由形核功的公式：G*

33、=等.、AHmAT（均質(zhì)形核）16g3S Tm VS3cosB+cos3eAG % =3/T心H m J4(非均質(zhì)形核)對(duì)某種晶體而言， V仃 sAHm、Tm均為定值， G*84t： 過冷度 AT越小，形核功 4G愜大, T-0時(shí)，G8,這表明過冷度很小 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:一一中=22sLM Gv. H m :T(3-14 )2 二slVs 2飛人7.GV一 .Hm.-T(3-18 )A / 帝 Gho16 二3(3

34、-15 )_ 16g3sTm VS、2 2 -3cos日 +cos3e(3-19)Ghe* 3 國4（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，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)便可達(dá)到臨界晶核半徑再從（3-15）式和（3-19）式可以看出：he（2-3cosu cos*） ：GhoAG 42-3 cos 二 cos3 B令f （8 ） =4,其數(shù)值在01之間變化則設(shè)）&Gho顯然接觸角6大小（

35、晶體與雜質(zhì)基底相互潤濕程度 ）影響非均質(zhì)形核的難易程度。由于通常情況下，接觸角 8遠(yuǎn)小于180,所以，非均質(zhì)形核功 G he遠(yuǎn)小于均質(zhì)形核功 。防，非均質(zhì)形核過冷度AT*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)顆粒或鑄型表面來提供形核基底。其次，接觸角*8 #180 ,因?yàn)楫?dāng)日=180 時(shí)，AGhe =AGho*,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 -aN 100%aN（aN 一結(jié)晶相點(diǎn)陣間隔，ac一雜質(zhì)點(diǎn)陣間隔）錯(cuò)配度6越

36、小，共格情況越好，界面張力bsc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 v ,界面上（某一晶面）的配位數(shù)為 7）,晶體表面上有N個(gè)原子位置只有NA個(gè)固N(yùn)AX =相原子（ N ）,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:.FsNkTmkT-x) xln x (1 一x)ln(1 -x)(1)=ax(1 -x) xlnx (1

37、 -x) ln(1 一 x)j(2):.二- kTmk為玻爾滋曼常數(shù),Hm/Tm = &S f為單個(gè)原子的熔融景j,ct被稱為Jackson因子。通過分析比較不同1a值時(shí)相對(duì)自由能與界面原子占據(jù)率可以看出：302時(shí)， Fs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)， Fs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)。口非常大時(shí)， Fs的兩個(gè)最小值出現(xiàn)在 x-0, x-1的地方（晶體表面位置已被占滿）。一A若將a =2, V=0.5同時(shí)代入（2）式，單個(gè)原子的熔融婿為：Sf于一摩爾，熔融婿 Sf=4kNA=4R （其

38、中：N為阿伏加德羅常數(shù)，R為氣體常數(shù)）。由（2）式可知，熔融 $，上升，則a增大，所以ASfadR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。熔融:W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)，ri / v 值取決于界面是哪個(gè)晶面族。對(duì)于密排晶面，7 / v 值 是高的，對(duì)于非密排晶面，Tl / v 值是低的，根據(jù)式（2）, rj/v值越低，口值越小。這說明非密排 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.晶體生長界面結(jié)構(gòu)還會(huì)受到動(dòng)力學(xué)因素的影響，如

39、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?。?，從而即使a 5時(shí)，此時(shí)的固-液界面（晶體表面）為光滑界面 ；口 =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。固-液界面結(jié)構(gòu)如何影響晶體生長方式和生長速度？同為光滑固-液界面，螺旋位錯(cuò)生長機(jī)制與二維晶核生長機(jī)制的生長速度對(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)理影響晶體生長方式：粗糙面的界面

40、結(jié)構(gòu)，有許多位置可供原子著落， 液相擴(kuò)散來的原子很容易被接納并與晶體連接起來。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)。只要原子沉積供應(yīng)不成問題， 可以不斷地進(jìn)行“連續(xù)生長”，其生長方向?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)散來的原子沉積在臺(tái)階邊緣，依靠臺(tái)階向側(cè)面生長（“側(cè)面生長”）。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，攣晶面機(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(duì)粗糙界面而言，其生長方式為連續(xù)生長，生長速度R與實(shí)際過冷度 T成線性關(guān)系。RiD

41、 ；Hm ：TR Tm2（D為原子的擴(kuò)散系數(shù)，R為氣體常數(shù)，艮1為常數(shù)）對(duì)光滑界面而言二維晶核臺(tái)階生長的速度為,.2R3 -3 - T（g 2、b為常數(shù)）螺旋位錯(cuò)臺(tái)階生長速度為（p, 3為常數(shù)）（2）螺旋位錯(cuò)生長機(jī)制與二維晶核生長機(jī)制的生長速度對(duì)過冷度的關(guān)系不同點(diǎn)如下：對(duì)二維晶核生長機(jī)制而言，在丁不大時(shí)生長速度 R2幾乎為零，當(dāng)達(dá)到一定 AT時(shí)R突然增加很快，其生長曲線RAT與連續(xù)生長曲線相遇，繼續(xù)增大 門完全按連續(xù)方式進(jìn)行。對(duì)螺旋位錯(cuò)生長機(jī)制而言，在過冷度不太大時(shí)，速度與 AT的平方成正比。在過冷度相當(dāng)大時(shí)，其生長速度與連續(xù)生長方式相重合。由于其臺(tái)階在生長過程中不會(huì)消失，生長速度比二維臺(tái)階生

42、長要快。此外，與二維晶核臺(tái)階生長相比較，二維晶核在AT小時(shí)生長速度幾乎為零，而螺旋位錯(cuò)生長方式在小AT時(shí)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) Ko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) Ko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mi及m,雖然CS、CL隨溫度變

43、化有不同值，但KoCs (Tm -T )/mS 也C L(Tm -T )/ mL = ms =常數(shù),此時(shí),所以,Ko與溫度及濃度無關(guān)，當(dāng)液相線和固相線為直線時(shí),定值。不同溫度和濃度下K0為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Da相與液相之間的平衡分配系固-液界面保持平面生長。假設(shè)固相無擴(kuò)散，液相均勻混合。試求:數(shù)K0；凝固后共晶體的數(shù)量占試棒長度的百分之幾 布曲線。?凝固后的試棒中溶質(zhì)B的濃度沿試棒長度的分解：(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Ko為定值，所以：如右圖,當(dāng) T=500C時(shí),CC-

44、 30%Ko = 0L = 60% =0.5K即為所求 a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(jì)算 由固相無擴(kuò)散液相均勻混合下溶質(zhì)再分配的正常偏析方程Cl =CofL”一 *代入已知的 Cl = 60 % , K o = 0.5, C o= Cb=40%可求出此時(shí)的 f L = 44.4 %由于T=500C為共晶車變溫度，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:設(shè)上題合金成分為 G=Cb=10%CS =KoC

45、o（1 -fs）（K0j）證明已凝固部分（fs）的平均成分Cs =卬-(1- fS。Cs 為 fS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fs之間關(guān)系（Tm為純組元A的熔點(diǎn)， mL為液相線斜率的值）Tl =Tm 皿仁 1- fs K0(ko -1 )解： （a）k oC o (1 - fo )df s / f s_0(ko)(b)Cl = cofl- 1Cl = (Tl - Tm)mlK - 1Tl =Tm-mLC01-fs 0在固相無擴(kuò)散而液相僅有擴(kuò)散凝固條件下，分析凝固速變大（R-R,且RR）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：在固相無擴(kuò)散而

46、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。如右圖所示，當(dāng) RR時(shí) 在新、舊穩(wěn)定狀態(tài)之間，Cs C0o重新恢復(fù)到穩(wěn)定時(shí)，G又回到R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。如右圖所示。R越大， 富集層高度 C越大，過渡 區(qū)時(shí)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。RR 2R 2R 1A-B二元合金原始成分為 C=C=2.5%, Ko

47、=0.2 , mL =5,自左向右單向凝固，固相無擴(kuò)散而液相僅有擴(kuò)散(Dl=3M0-5 cnl/s )。達(dá)到穩(wěn)定態(tài)凝固時(shí)，求*(1)固-液界面的csCl ;(2)固-液界面保持平整界面的條件。*解：(1)求固-液界面的Cs和Cl :* C0C L =由于固相中無擴(kuò)散而液相中僅有限擴(kuò)散的情況下達(dá)到穩(wěn)定狀態(tài)時(shí)，滿足：K0 , Cs= Co代入 C0=CB=2.5%, K=0.2即可得出：C*L =C0 2.5%K0 = 0.2 =12.5%_*_ 一一 一Cs= 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(shí)，隨著的“成分過冷”的增大，固溶體生長方式 將經(jīng)歷：胞狀晶

48、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(shí)，固 -液界面才可保持平整 界面，即需滿足GlmLC0 (1-K0)-RDl K0代入 L=5, Q=Q=2.5% , D=3X10-5cmi/s , K0=0.2可得出：GlR1,67 X104 C/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(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:CsCoClCo-：NKo (1-Ko)eKoRKo (1-Ko)

49、eDl、NDl(4-6a)(4-6b )有效分配系數(shù)Ke的三種情況如下R,；nKe=依Ke最?。喊l(fā)生在 Dl 1時(shí)，即快生長速度凝固、或沒有任何對(duì)流，SN很大的情況下，相當(dāng)于“液相只有有限擴(kuò)散”的情況。K0Ke 1:相當(dāng)于液相部分混合（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ATk

50、 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)，固溶體生長方式由無成分過冷時(shí)的“平面晶”依次發(fā)展為：胞狀晶-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(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

51、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。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：mLC l1DDLKn -5- NGLK0. e DL-R 1 -Ko當(dāng)“液相只有有限擴(kuò)散時(shí)，SN=8, cL =Co,代入上式后得GlmLCo （1 - Ko ）葭 DlKo（ 其中：G L液相中溫度梯度R 晶體生長速度m液相線斜率Co原始成分濃度DL液相中溶質(zhì)擴(kuò)散系數(shù)K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 , G l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

52、分過冷3）液相線斜率 m ,m l越大，越有利于成分過冷4）原始成分濃度C0, Co越高，越有利于成分過冷5）液相中溶質(zhì)擴(kuò)散系數(shù) D-，Dl越底，越有利于成分過冷6）平衡分配系數(shù)Ko,K01時(shí)，Ko越大，越有利于成分過冷。（注：其中的G和R為工藝因素，相對(duì)較易加以控制；mL, C 0 , D l , K 0,為材料因素，較難控制）10 .分別討論“成分過冷”對(duì)單相固溶體及共晶凝固組織形貌的影響？答：“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，固溶體生長方式由無“成分過冷”時(shí)的“平面晶”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）?！俺煞诌^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