材料成型原理第四章答案

.../第四章何謂結(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：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。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：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%60%30%20%56%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〔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：R2R2＞R1R1R2R1R2R2＞R1時C0C0R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。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=3×10-5cm2/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C0C*S=C0<2>固-液界面保持平整界面的條件：當(dāng)存在固-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>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: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。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,δN=∞,,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,K0＜1時,K0越小,越有利于成分過冷；K0＞1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:"成分過冷"對共晶凝固組織形貌的影響: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"。"在遠(yuǎn)離界面處大于異質(zhì)形核所需過冷度〔ΔT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(jìn)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(jìn)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。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:生"生長,即在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: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)面長出分枝。α相分枝生長又反過來促使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,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α相前沿富B,而β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,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