《材料成形基本原理（第3版）》 習(xí)題及答案 第五-六章 單元復(fù)習(xí)題

PAGEPAGE1第五-六章單元復(fù)習(xí)題練習(xí)一一、填空1、特定溫T*下液、固相成分達到平衡時，溶質(zhì)平衡分配系數(shù)K0定義的數(shù)學(xué)表達式為：。2、隨溫度的上升，溶質(zhì)平衡分配系數(shù)K0為。3、∣稱為“”。二、判斷題（T或F）1、溶質(zhì)再分配既受溶質(zhì)擴散性質(zhì)的制約，也受液相中的對流強弱等諸種因素的影響。2、溶質(zhì)再分配只影響凝固過程溶質(zhì)宏觀及微觀分布及最終成分偏析現(xiàn)象，而不影響凝固組織形貌和晶粒大小，也不影響熱裂、氣孔等凝固缺陷的形成。圖5-1成分為C0合金的凝固3、圖5-1所示成分為圖5-1成分為C0合金的凝固4、雖然實際凝固過程中固、液兩相成分不可能完全遵從平衡相圖來分配，凝固理論認為，固-液界面處成分C與C的比值在任一瞬時仍符合相應(yīng)的溶質(zhì)平衡分配系數(shù)K0（處于局部平衡狀態(tài)）。這被稱為“界面平衡假設(shè)”。5、“凝固后零件斷面的成分均勻地為CS=C0。所以“C0。6、對于“液相充分混合”所假設(shè)的溶質(zhì)再分配條件下，固-液界面前沿不存在溶質(zhì)富集層，即界面處及其前方的液相成分處處相同。7、在“液相充分混合”所假設(shè)的溶質(zhì)再分配條件下，固-液界面處的固相及液相成分C、C隨凝固過程的進行均始終在不斷升高。8、在“液相只有有限擴散”“液相中部分混合（有對流作用）”溶質(zhì)再分配條件下，固-液界面處的固相及液相成分C、C隨凝固過程的進行始終不斷升高。9、在“液相只有有限擴散”“液相中部分混合（有對流作用）”溶質(zhì)再分配條件下，當達到穩(wěn)定狀態(tài)時，界面處及其前方液相成分溶質(zhì)富集層以外的成分均為CL=C0。三、解答題1、在右圖中，液態(tài)合金成分為C0。假設(shè)在冷卻過程中按平衡方式凝固（液相及固相成分均按相圖變化），在圖上分別標出T1，T2及任意特定溫度T*與液相線、固相線的交點的成分，以及兩個空白的()中的相區(qū)。2、圖5-2所示，為兩種溶質(zhì)再分配情況下凝固過程固液、液相成分隨距離的分布。分別指出圖（a）及圖(b)各屬于哪種溶質(zhì)再分配情況。簡述圖(b)中C、C的物理內(nèi)涵及原因。(b)圖5-2兩種溶質(zhì)再分配情況下凝固過程固液、液相成分隨距離的分布圖5-3液相只有有限擴散凝固條件下溶質(zhì)再分配3、圖5-3為液相只有有限擴散凝固條件下溶質(zhì)再圖5-3液相只有有限擴散凝固條件下溶質(zhì)再分配在三條虛線與縱坐標相交處標出其對應(yīng)特征成分；以縱虛線標出最初過渡區(qū)進入寫出穩(wěn)定階段界面前方富集層溶質(zhì)濃度與的關(guān)系式；標出“特征距離”λ=及其對應(yīng)處的高度，并寫出其表達式；在圖示情況下，若原凝固速度R1突然降低到R2定值時，固相成分如何調(diào)整？4、在“液相中部分混合（有對流作用）”的溶質(zhì)再分配條件下，當達到穩(wěn)定狀態(tài)時，根據(jù)公式：，從數(shù)學(xué)角度討論穩(wěn)態(tài)時其C及C值與“液相只有有限擴散”溶質(zhì)再分配條件下的差異所在，并從實際物理過程予以說明。5、在“液相只有有限擴散”溶質(zhì)再分配條件下，討論穩(wěn)定狀態(tài)時凝固速度R、溶質(zhì)擴散系數(shù)DL、平衡分配常數(shù)K0對溶質(zhì)富集層-曲線的斜率、C高度的影響規(guī)律。練習(xí)二一、判斷題（T或F）1、凝固過程由溶質(zhì)再分配引起固-液界面前沿的溶質(zhì)富集，從而導(dǎo)致一定寬度內(nèi)熔體的實際溫度低于界面前沿熔體液相線溫度，這種由合金成分再分配所引起的過冷稱為“成分過冷”。2、GL=表示凝固界面處液體實際溫度梯度GL正好與曲線相切，為成分過冷是否出現(xiàn)的臨界點。3、GL=的情況下，若降低凝固速度R，將會出現(xiàn)成分過冷。4、其他條件相同情況下，無論K0＜1還是K0＞1，溶質(zhì)平衡分配系數(shù)K0小的合金更易于發(fā)生出現(xiàn)成分過冷。5、其他條件相同情況下，原始濃度C0高的合金更易于出現(xiàn)成分過冷。6、是否出現(xiàn)成分過冷及成分過冷的程度，既取決于合金性質(zhì)因素（K0、C0、DL、mL）,也取決于工藝因素（R，GL）。二、解答題1、設(shè)某二元鋁合金的液相線及固相線均為線性，液相線斜率絕對值為mL=1.5(K/C%),其K0=0.25，合金原始成分C0=1%，純鋁（Al）熔點約取為Tm=660oC。在“液相只有有限擴散”溶質(zhì)再分配條件下，凝固速度R=100μm/S時，溶質(zhì)擴散系數(shù)DL=5000μm2/S。（1）畫出具有液相線及固相線的部分相圖；分別計算固液界面前沿各處的(保留4位小數(shù))及對應(yīng)于液相線溫度(保留1位小數(shù))，將計算值填入下表：,μm020406080100300600,%,oC（2）根據(jù)計算結(jié)果，作圖描點、以光滑曲線表達-、-關(guān)系，并對其做簡要討論。若考慮凝固需要的動力學(xué)過冷度-圖上以虛線作另一條實際的-曲線；（3）以界面前沿液體的實際溫度梯度GL1=80K/mm及GL2=25K/mm在-圖上分別作直線，指出是否成分過冷？2、設(shè)某合金的K0=0.6，液相線斜率絕對值為mL=3(K/C%),溶質(zhì)擴散系數(shù)DL=5000μm2/S。（1）當在“液相只有有限擴散”溶質(zhì)再分配條件下，凝固速度R=25μm/S，界面前沿液體溫度梯度GL=10K/mm時，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，會發(fā)生何情況？3、證明：教材中判別式(4-8)可表達為＜,其中，。練習(xí)三一、判斷題（T或F）1、界面液相一側(cè)形成負溫度梯度時，前方熔體獲得大于“ΔTk）的過冷度，這種僅由熔體存在的負溫度梯度所造成的過冷，習(xí)慣上稱為“熱過冷”。2、無論是純金屬還是合金，只有當凝固界面液相一側(cè)形成負溫度梯度時，才可能出現(xiàn)過冷現(xiàn)象。3、純金屬凝固界面前方溫度梯度為正時，不可能出現(xiàn)GL，則可能出現(xiàn)胞狀晶及的生長方向均垂直于固-液界面，與熱流相反而與晶體學(xué)取向無關(guān)。7、各生長方向尺度相近的等軸晶，是不會以樹枝晶的方式進行生長的。8、生長方向性較強的非金屬晶體，其平衡態(tài)的晶體形貌具有清晰的多面體結(jié)構(gòu)；方向性較弱的金屬晶體，其平衡態(tài)近乎球形。填空題1、熔體內(nèi)部的過冷度大于時，將滿足內(nèi)部等軸晶（自由樹枝晶）的生長條件。4、晶體外表面界面能較的晶面（密排面）。因此，對于立方晶體等軸樹枝晶生長過程中，所形成的棱與角的狹面為界面能的晶面，枝晶生長方向與之垂直；同理，的優(yōu)先生長方向為排面的發(fā)線方向<>。5、合金固溶體的固-液界面若以平面向前推進，該界面從溫度角度是一面，與相圖上對應(yīng)于成分的平衡溫度相比，界面實際溫度要低6、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“生長”。平面生長、生長和生長皆屬于外生生長。等軸枝晶在熔體內(nèi)部自由生長的方式則稱為“生長”。7、枝晶間距的表達式中，R與GL乘積的量綱相當于的量綱。冷卻速度越大，枝晶間距。8、凝固過程枝晶間距越小，合金的成分偏析程度，凝固熱裂紋形成傾向，顯微縮松及夾雜物分布的分散度，材料的性能。圖5-4解答題圖5-4如圖，自左向右凝固的固-液界面溫度為Ti，因成分富集界面前沿液相線以TL(X’)曲線所示。ΔThe為異質(zhì)形核所需過冷度。設(shè)當前工藝因素(R、GL)不變，如何改變合金性質(zhì)的參數(shù)C0、K0，使固-液界面按進行合金性質(zhì)不變，如何改變工藝因素使之發(fā)生內(nèi)部等軸晶“2、對于練習(xí)二中第2題的條件，若GL2=25K/mm，以作圖法求出成分過冷區(qū)域的大約寬度。若該合金固溶體出現(xiàn)柱狀樹枝晶所需的成分過冷寬度為800μm以上，在GL2=25K/mm對應(yīng)的成分過冷度下固-液界面是以何種形態(tài)？其晶體前端可達到的何位置？填空題根據(jù)Jackson因子，共晶的兩相均為粗糙-粗糙界面的可發(fā)生調(diào)整而。例如，α相前沿的處因B原子擴散困難而濃度升高，其聚集程度隨生長速度R的而更為嚴重，導(dǎo)致α相在此處推進速度而形成凹坑，凹坑處B原子擴散越發(fā)困難。當B原子濃度升高到足以使β相生核，新的β相片層在原α相中心處形成，因此隨R增大片層距。共生區(qū)有“對稱型共生區(qū)”、“非對稱型共生區(qū)”兩種類型，前者的合金兩個組元熔點、成分點在相圖的中間位置附近、兩相長大速度基本，后者共生區(qū)失去性而偏向于熔點組元一側(cè)。規(guī)則共晶為層片狀還是棒狀，主要取決于兩相的差別，當其中一相的體積分數(shù)小于時，則該相傾向于以棒狀方式生長。二、判斷題（T或F）純度的二元規(guī)則共晶合金結(jié)晶時，A、B兩組元的橫向擴散，共生界面前沿難以形成成分過冷，一般以平坦的共生界面向前推進。4、層片狀規(guī)則共晶中兩相總是以平行的方式交替平直排列。5、灰鑄鐵γ-Fe與G（石墨）共晶反應(yīng)過程領(lǐng)先相石墨呈片狀生長且不斷發(fā)生分枝及彎曲，而奧氏體則以非封閉暈圈形式包圍著石墨片一起長大，這種不規(guī)則的共晶生長不屬于共生生長范疇。解答題圖5-5共晶共生區(qū)根據(jù)圖5-5共晶共生區(qū)的位置，有人認為：箭頭所示成分的合金，在整個凝固過程中不會進入到共生區(qū)，即合金最終凝固組織中不會有共晶組織存在。圖5-5共晶共生區(qū)請指出上述觀點的正誤，并說明理由。石墨晶體結(jié)構(gòu)圖5-6石墨的晶體結(jié)構(gòu)與及其晶面與晶向表達見圖5-6。隨條件的不同，鑄鐵L→γ-Fe+G（石墨）共晶反應(yīng)有兩種完全不同的方式：(1)G突破γ-Fe非封閉暈圈,與熔體相接觸以棱柱面法線方向[100]生長呈片狀；(2)G在γ-Fe封閉暈圈內(nèi)以基面法線方向[0001]生長呈球狀。某車間有兩種鐵水，凝固中G圖5-6石墨的晶體結(jié)構(gòu)與A、σGL(0001)＜σGL(100)B、σGL(0001)＞σGL(100)試問：哪種鐵水（A還是B）對應(yīng)產(chǎn)生第（1）種共晶反應(yīng)？第（1）種共晶反應(yīng)γ-Fe與G的生長是否屬于共晶共生模式？A、B鐵水最終分別得到的是球墨鑄鐵還是灰鑄鐵？第五-六章單元復(fù)習(xí)題參考答案練習(xí)一填空：1、特定溫T*下液、固相成分達到平衡時，溶質(zhì)平衡分配系數(shù)K0定義的數(shù)學(xué)表達式為：K0=。隨溫度的上升，溶質(zhì)平衡分配系數(shù)K0為常數(shù)。3、∣稱為“偏析系數(shù)”。二、判斷題（T或F）T;2、F;3、F;4、T;5、F;6、T;7、T;8、F;9、T;10、三、問答題1、在右圖中，液態(tài)合金成分為C0。假設(shè)在冷卻過程中按平衡方式凝固（液相及固相成分均按相圖變化），在圖上分別標出T1，T2及任意特定溫度T*與液相線、固相線的交點的成分，以及兩個空白的()中的相區(qū)。解答：見圖中標注。2、答：（1）圖（a）及圖(b)分別屬于“固相無擴散而液相充分混合均勻”及“平衡凝固”溶質(zhì)再分配情況。（2）圖(b)中：C的物理內(nèi)涵為：液固界面上剛剛析出的固相成分與固相整體平均成分一致。從另一角度說，固相不同部位的成分處處相同。C的物理內(nèi)涵為：液固界面上的液相成分與液相整體平均成分一致。從另一角度說，液相不同部位的成分處處相同。上述物理內(nèi)涵的原因在于，在圖(b)描述的“平衡凝固”溶質(zhì)再分配情況下，固相、液相的成分在凝固過程的任一瞬間（或溫度）與平衡相圖的固相線、液相線吻合，固相及液相成分能夠及時地、充分地均勻化。3、答：（1）、（2）、（3）、（4）的內(nèi)容見下圖。（5）若凝固速度R1突然降低到R2定值時，C0C04、答：在“液相中部分混合”的溶質(zhì)再分配條件下，當達到穩(wěn)定狀態(tài)時，由于C表達式右端分母必然大于平衡分配系數(shù)K0，所以其C值必然小于C0/K0，即穩(wěn)定狀態(tài)時，其C值小于“液相只有有限擴散”的C；又因為C=K0C，所以其時C也小于C0（“液相只有有限擴散”穩(wěn)定狀態(tài)的C）。從實際物理過程看，由于“液相只有有限擴散”條件下液相無對流存在，而“液相中部分混合”條件下液相有對流作用，界面前沿溶質(zhì)更易于向前方遠處輸運，后者的凝固界面前沿液相成分C（溶質(zhì)富集層最高成分）必然小于前者的值C0/K0，界面的固相成分C也因之小于C0。5、參見教材中相關(guān)內(nèi)容進行整理、歸納。練習(xí)二一、判斷題（T或F）1、T;2、T;3、F;4、F;5、T;6、T二、解答題1、解：（1）根據(jù)公式，將數(shù)據(jù)帶入分別計算出各處的見下表。將各處的值帶入得到的也在表中。，μm,μm020406080100200500600,%43.01102.34801.90361.60571.40601.05491.00041.0000,oC654655.5656.5657.1657.6657.9658.4658.5658.5（2）根據(jù)計算結(jié)果，作圖如下。可見，離開界面處，由于液相濃度隨距離逐漸降低，液相線溫度TL（）也逐漸上升。（3）作圖可見，GL1=80K/mm時無成分過冷，而GL2=25K/mm時出現(xiàn)了成分過冷。2、解：（1）根據(jù)“成分過冷”判別式：＜,將數(shù)據(jù)帶入有，當C0=1%時：左端項：=，左端項：==，即：=，表明在=0處溫度梯度GL正好與曲線相切，不會出現(xiàn)成分過冷；當C0=2%時：==，即：＜，所以在C0=2%時出現(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。3、證：“液相只有有限擴散”溶質(zhì)再分配條件下“成分過冷”判別式：＜其-關(guān)系如圖b)所示，其中，。根據(jù)圖a)有：∴∴＜=即:＜,得證。練習(xí)三一、判斷題（T或F）1、T;2、F;3、T;4、F;5、F;6、F；7、F；8、T填空題1、在合金其他性質(zhì)不變的情況下，若提高比值或降低合金成分C0，合金固溶體結(jié)晶形貌變化趨勢為：熔體內(nèi)部的過冷度大于非均質(zhì)生核最有效襯底大量生核所需的過冷度時，將滿足內(nèi)部等軸晶（自由樹枝晶）的生長條件。4、晶體外表面界面能較小的晶面（密排面）。因此，對于立方晶體等軸樹枝晶生長過程中，所形成的棱與角的狹面為界面能大的晶面，枝晶生長方向與之垂直；同理，的優(yōu)先生長方向為非密排面的發(fā)線方向<100>。5、合金固溶體的固-液界面若以平面向前推進，該界面從溫度角度是一等溫面，與相圖上對應(yīng)于界面液相（）成分的平衡溫度相比，界面實際溫度要低晶體自型壁生核，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皆屬于外生生長。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”。7、枝晶間距的表達式中，R與GL乘積的量綱相當于冷卻速度（oC/sec）。冷卻速度大，枝晶間距越小。8、凝固過程枝晶間距越小，合金的成分偏析程度越小，凝固熱裂紋形成傾向越小，顯微縮松及夾雜物分布的分散度越大，材料的性能越好。＜，工藝因素（R、GL）不變，降低合金成分C0和/或增大K0，可降低成分過冷程度，使之進行合金性質(zhì)不變，降低GL和/或增大生長速度R，可增大成分過冷程度，促進內(nèi)部等軸晶“2、解：作圖可知，成分過冷寬度約195μm。在該成分過冷度下固-液界面為胞狀界面形態(tài)，其晶體前端只可達到為195μm處。填空題根據(jù)Jackson因子，共晶的兩相均為粗糙-粗糙界面的可發(fā)生調(diào)整而。例如，α相前沿中心處因B原子擴散困難而濃度升高，其聚集程度隨生長速度R的增大而更為嚴重，導(dǎo)致α相在此處推進速度減慢而形成凹坑，凹坑處B原子擴散越發(fā)困難。當B原子濃度升高到足以使β相生核，新的β相片層在原α相中心處形成，因此隨R增大片層距減小。共生區(qū)有“對稱型共生區(qū)”、“非對稱型共生區(qū)”兩種類型，前者的合金兩個組元熔點相近、共晶成分點在相圖的中間位置附近、兩相長大速度基本相同。后者共生區(qū)失去對稱性而偏向于高熔點組元一側(cè)。9、規(guī)則共晶為層片狀還是棒狀，主要取決于兩相體積的差別，當其中一相的體積分數(shù)小于1／π時，則該相傾向于以棒狀方式生長。二、判斷題解答題圖4-5共晶共生區(qū)此說法過于絕對。因為箭頭所示成分的合金熔體在溫度降至液相線以下時，由于先共晶α相的析出，其液相成分逐步升高。在適合的實際凝固條件下，當達到共晶溫度以下某溫度時，其剩余液相成分有