材料成型基本原理第2版劉全坤課后答案

1、 第一章習(xí)題1 . 液體與固體及氣體比較各有哪些異同點？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可用下表說明相同點不同點液體具有自由表面；可壓縮性很低具有流動性，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方面說明： 物質(zhì)熔化時體積變化、熵變及焓變一般都不大。金屬熔化時典型的體積變化Vm/V為3%5%左右，表明液體的原子間

2、距接近于固體，在熔點附近其系統(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Hm約為氣化潛熱Hb的1/151/30，表明熔化時其內(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。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)N1 、平均原子間距r1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(r)對于平均數(shù)密度o（=N/V）的相對偏差。 N1 表示參考原子周圍最近鄰(即第一殼層)原子數(shù)。

3、r1 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)識液態(tài)金屬結(jié)構(gòu)的“長程無序”和“近程有序”？試舉幾個實驗例證說明液態(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、對稱性。近程有序是指相對于完全無序的氣體，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）說明液態(tài)金屬或合金結(jié)構(gòu)的近程有序的實驗例證 偶分布函數(shù)的特征對于氣體，由于其粒子（分子或原子）的統(tǒng)計分布的均勻性，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

4、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，其半徑只有幾個原子間距大小。 從金屬熔化過程看物質(zhì)熔化時體積變化、熵變及焓變一般都不大。金屬熔化時典型的體積變化Vm/V為3%5%左右，表明液體的原子間距接近于固體，在熔點附近其系統(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Hm約為氣化潛熱Hb的1/151/30，表明熔化時其內(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?？?/p>

5、以說，在熔點（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)的五重對稱性及二十面體的存在，并推測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如何理解實際液態(tài)金屬結(jié)構(gòu)及其三

6、種“起伏”特征？答：理想純金屬是不存在的，即使非常純的實際金屬中總存在著大量雜質(zhì)原子。實際金屬和合金的液體由大量時聚時散、此起彼伏游動著的原子團(tuán)簇、空穴所組成，同時也含有各種固態(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)金屬中處于熱運動的原子能量有高有低，同一原子的能量也在隨時間不停地變化，時高時低的現(xiàn)象。結(jié)構(gòu)起伏是指液態(tài)金屬中大量不?！坝蝿印敝脑訄F(tuán)簇不斷地分化組合，由于“能量起伏”，一部分金屬原子（離子）從某個團(tuán)簇中分化出去，同時又會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”一樣，團(tuán)

7、簇的尺寸及其內(nèi)部原子數(shù)量都隨時間和空間發(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動在不時發(fā)生著變化的現(xiàn)象。5. 根據(jù)圖1-10及式（1-7）說明為動力學(xué)粘度的物理意義，并討論液體粘度（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。這里為Bolzmann常數(shù)，U為無外力作用時原子之間的結(jié)合能（或原

8、子擴散勢壘），C為常數(shù)，T為熱力學(xué)溫度。根據(jù)此式，液體的粘度隨結(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，但總的趨勢隨溫度T而下降。粘度隨原子間距增大而降低，與成反比。合金組元或微量元素對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： （1-9） 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mole分?jǐn)?shù)，R為氣體常

9、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模型得到了一些實驗結(jié)果的驗證。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的化學(xué)結(jié)合鍵，合金液的粘度將會明顯高于純?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，由于冷卻過程中微量元素抑制原子集團(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=0.0049PaS，鋼液的密

10、度為7000kg/m3，表面張力為1500mN/m，加鋁脫氧，生成密度為5400 kg/m3的Al2O3 ，如能使Al2O3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Al2O3最小顆粒的尺寸。答： 根據(jù)流體力學(xué)的斯托克斯公式：，式中：為夾雜物和氣泡的上浮速度，r為氣泡或夾雜的半徑，m為液體合金密度，B為夾雜或氣泡密度，g為重力加速度。m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

11、均引起表面原子的勢能比內(nèi)部原子的勢能高。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，與上述論點相反的例子大量存在。研究發(fā)現(xiàn)有些熔點高的物質(zhì)，其表面張力卻比熔點低的物質(zhì)低，如Mg與Zn同樣都是二價金屬，Mg的熔點為650，Zn的熔點為420，但Mg的表面張力為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？界

12、面張力與界面兩側(cè)（兩相）質(zhì)點間結(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）與氣相之間的界面能和界面張力為物體的表面能和表面張力。當(dāng)兩個相共同組成一個界面時，其界面張力的大小與界面兩側(cè)（兩相）質(zhì)點間結(jié)合力的大小成反比，兩相質(zhì)點間結(jié)合力越大，界面能越小，界面張力就越小；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

13、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)有些熔點高的物質(zhì)，其表面張力卻比熔點低的物質(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。這說明單靠原子間的結(jié)合力是不能解釋一切問題的。對于金屬來說，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，因為原子間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)元素對表面張力的影響，主要取決于原子間結(jié)合力的

14、改變。向系統(tǒng)中加入削弱原子間結(jié)合力的組元，會使表面張力減小，使表面內(nèi)能降低，這樣，將會使表面張力降低。合金元素對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能增加，所以傾向于被排擠到表面，以降低整個系統(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)

15、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，從而造成對金屬表面壓力大，而使整個系統(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1.5×103Mpa，液膜厚度為×10-6mm，根據(jù)液膜理論計算產(chǎn)生熱裂的液態(tài)金屬臨界表面張力。答：= f T/2=0.825N/m12 試述液態(tài)金屬充型能力與流動性間的聯(lián)系和區(qū)別，并分析合金成分及結(jié)晶潛熱對充型能力的影響規(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

16、態(tài)金屬本身的流動能力稱為“流動性”，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能力，同時又受外界條件，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)，以及澆注時控制合金液相同過熱度，等等）澆注各種合金的流動性試樣，以試樣的長度表示該合金的流動性，并以所測得的合金流動性表示合金的充型能力。因此可以認(rèn)為：合金的流動性是在確定條件下的充型能力。對于同一種合金，也可以用流動性試樣研究各鑄造工藝因素對其充型能力的影響。(2) 合金的化學(xué)成分決定了結(jié)晶溫度范圍，與流動性之間存在一定的規(guī)律。一般

17、而言，在流動性曲線上，對應(yīng)著純金屬、共晶成分和金屬間化合物之處流動性最好，流動性隨著結(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。因為對于純金屬、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)表面比較光滑，對液體的流動阻力小，合金液流動時間長，所以流動性好，充型能力強。而具有寬結(jié)晶溫度范圍的合金在型腔中流動時，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)，金屬液流動性不好，充型能力差。(3)對于純金屬、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)

18、行的越慢，流動性越好，充型能力越強；而對于寬結(jié)晶溫度范圍的合金，由于潛熱放出1520%以后，晶粒就連成網(wǎng)絡(luò)而停止流動，潛熱對充型能力影響不大。但也有例外的情況，由于Si晶體結(jié)晶潛熱為-Al的4倍以上，Al-Si合金由于潛熱的影響，最好流動性并不在共晶成分處。13 某飛機制造廠的一牌號Al-Mg合金（成分確定）機翼因鑄造常出現(xiàn)“澆不足”缺陷而報廢，如果你是該廠工程師，請問可采取哪些工藝措施來提高成品率？答：機翼鑄造常出現(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

19、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)=46.5 W/(m·K)， 比熱容C=460.5 J/(kg·K)， 密度=7850 kg/m3，取澆鑄溫度為1570，鑄型的初始溫度為20。 用描點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。 解：（1）砂型： =12965 =639界面溫度： =1497鑄件的熱擴散率： ´10-5 m2/

20、s 根據(jù)公式 分別計算出兩種時刻鑄件中的溫度分布狀況見表1。表1 鑄件在砂型中凝固時的溫度分布與鑄型表面距離（m）0溫度（）149715231545155915661569149715051513152115281535根據(jù)表1結(jié)果做出相應(yīng)溫度分布曲線見圖1。（2）金屬型： =12965 =15434界面溫度： 同理可分別計算出兩種時刻鑄件中的溫度分布狀況見表2與圖2。表2 鑄件在金屬型中凝固時的溫度分布與鑄型表面距離（m）0溫度（）10301277143815201555823915100510801159圖2 鑄件在金屬型中凝固時的溫度分布曲線圖1 鑄件在砂型中凝固時的溫度分布曲線 (3)

21、 分析：采用砂型時，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）兩式計算凝固過程中的溫度分布與實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較?。?解：是有誤差的。因為在推導(dǎo)公式時做了多處假設(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)、與鑄型的熱物理參數(shù)、 不隨溫度變化。若它們受溫度影響小，則誤差就??；沒有考慮界面熱阻。若界面熱阻不大，則誤差就??；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，對于形狀

22、差異大的鑄件不適用。3. 凝固速度對鑄件凝固組織、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間的長短。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：A球<A塊<A板<A桿根據(jù) 與 所以凝固時間依次為： t球>t塊>t板>t桿。5. 在砂型中澆鑄尺寸為300´300´20 m

23、m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： 熱物性材料導(dǎo)熱系數(shù)W/(m·K)比熱容CJ/(kg·K)密度kg/m3熱擴散率m2/s結(jié)晶潛熱J/kg純鋁21212002700´10-5´105砂型18401600´10-7試求：（1）根據(jù)平方根定律計算不同時刻鑄件凝固層厚度s,并作出曲線；（2）分別用“平方根定律”及“折算厚度法則”計算鑄件的完全凝固時間，并分析差別。解：(1) 代入相關(guān)已知數(shù)解得： ，=1475 ， = 0

24、.9433 (m)根據(jù)公式計算出不同時刻鑄件凝固層厚度s見下表,曲線見圖3。 (s)020406080100120 (mm)0圖3 關(guān)系曲線(2) 利用“平方根定律”計算出鑄件的完全凝固時間：取 10 mm， 代入公式解得： =112.4 (s) ；利用“折算厚度法則”計算鑄件的完全凝固時間： = 8.824 (mm) = 87.5 (s)采用“平方根定律”計算出的鑄件凝固時間比“折算厚度法則”的計算結(jié)果要長，這是因為“平方根定律”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”分析砂型鑄造時底座的最后凝固部位，并估計凝固終了

25、時間.1000160160600120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()對A有：RA= VAAAtA=RA²KA²對B有: RB= VBAB A A A A B BCCCCDDDtB=RB²KB²對C有：RC= VCACtC=RC²KC²對D有：RD= VDADtD=RD²KD²因此最后凝固部位為底座中肋B處，凝固終了時間為3.4分鐘。7. 對于低碳鋼薄板，采用鎢極氬弧焊較容易實現(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出現(xiàn)什

26、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出現(xiàn)燒穿，這是因為不銹鋼材料的導(dǎo)熱性能比低碳鋼差，電弧熱無法及時散開的緣故；相反，采用同樣焊接規(guī)范去焊同樣厚度的鋁板可能會出現(xiàn)焊不透，這是因為鋁材的導(dǎo)熱能力優(yōu)于低碳鋼的緣故。8. 對于板狀對接單面焊焊縫，當(dāng)焊接規(guī)范一定時，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）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，因此會出現(xiàn)一定長度的未焊透。（2）解決辦法：焊接起始段時焊接速度慢一些，對焊件進(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

27、常焊接規(guī)范。生產(chǎn)中還常在焊件起始端固定一個引弧板，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)與動力學(xué)試述等壓時物質(zhì)自由能G隨溫度上升而下降以及液相自由能GL隨溫度上升而下降的斜率大于固相GS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)動力G的決定因素。答：(1)等壓時物質(zhì)自由能G隨溫度上升而下降的理由如下： 由麥克斯韋爾關(guān)系式： （1）并根據(jù)數(shù)學(xué)上的全微分關(guān)系： 得： （2）比較（1）式和（2）式得： 等壓時dP =0 ，此時 （3）由于熵恒為正值，故物質(zhì)自由能G隨溫度上升而下降。(2)液相自由能GL隨溫度上升而下降的斜率大

28、于固相GS的斜率的理由如下： 因為液態(tài)熵大于固態(tài)熵，即： SL SS 所以： 即液相自由能GL隨溫度上升而下降 的斜率大于固相GS的斜率 。(3)過冷度T是影響凝固相變驅(qū)動 力G的決定因素的理由如下： 右圖即為圖3-1其中：表示液固體積自由能之差Tm 表示液-固平衡凝固點 從圖中可以看出：T > Tm 時，G=Gs-GL0，此時 固相液相T = Tm 時，G=Gs-GL =0，此時 液固平衡 T < Tm 時，G=Gs-GL0，此時 液相固相 所以G 即為相變驅(qū)動力。再結(jié)合（3-6）式來看， （其中：Hm 熔化潛熱， T 過冷度）由于對某一特定金屬或合金而言，Tm及Hm均為定值，所

29、以過冷度T是影響凝固相變驅(qū)動力G的決定因素 。2怎樣理解溶質(zhì)平衡分配系數(shù)K0的物理意義及熱力學(xué)意義？答：（1）K0的物理意義如下： 平衡分配系數(shù)KO的物理意義溶質(zhì)平衡分配系數(shù)K0定義為：特定溫度T*下固相合金成分濃度C 與液相合金成分濃度C 達(dá)到平衡時的比值： K0 = K01時，固相線、液相線構(gòu)成的張角朝下，K0越小，固相線、液相線張開程度越大，開始結(jié)晶時與終了結(jié)晶時的固相成分差別越大，最終凝固組織的成分偏析越嚴(yán)重。 K01時，固相線、液相線構(gòu)成的張角朝上，K0越大，固相線、液相線張開程度越大，開始結(jié)晶時與終了結(jié)晶時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）K0的熱力學(xué)意義如下

30、：根據(jù)相平衡熱力學(xué)條件，平衡時溶質(zhì)在固相及液相中化學(xué)位相等 經(jīng)推導(dǎo) （1）稀溶液時，于是有： （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，對于實際合金，還受溶質(zhì)在液、固兩相中的活度系數(shù)影響。平衡時溶質(zhì)在固相和液相中化學(xué)位相等，即 。當(dāng)平衡被打破時，。欲達(dá)到新平衡，只有通過溶質(zhì)擴散改變液固兩相溶質(zhì)組元活度，從而建立新的平衡，使。3結(jié)合圖3-3及圖34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。圖3-3 液相中形成球形晶胚時自由能變化答：（1）臨界晶核半徑r*的意義如下： rr*時，產(chǎn)生的晶核極不穩(wěn)定，隨即消散；r =r*時，產(chǎn)

31、生的晶核處于介穩(wěn)狀態(tài)，既可消散也可生長；rr*時，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)需克服的能量障礙，即形核“能壘”。只有當(dāng)GG*時，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T *（2）形核必須要有一定過冷度的原因如下： 由形核功的公式： （均質(zhì)形核） = （非均質(zhì)形核） 對某種晶體而言，VS、 均為定值，G*T2，過冷度T 越小，形核功G*越大，T0時，G*，這表明過冷度很小時難以形核，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

32、）、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： （3-14）rhe*= （3-18） （3-15） (3-19)（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)形核時的球缺的臨界曲率半徑與均質(zhì)形核時的相同，但新生固相的球缺實際體積卻比均質(zhì)形核時的晶核體積小得多 ，所以，從本質(zhì)上說，液體中晶胚附在適當(dāng)?shù)幕捉缑嫔闲魏耍w積比均質(zhì)臨界晶核體積小得多時便可達(dá)到臨界晶核半徑 。再從（3-15）式和(3-19)式可以看出：G令 ，其數(shù)值在01之間變化則 G 顯然接觸角大小(晶體與雜質(zhì)基底相互

33、潤濕程度)影響非均質(zhì)形核的難易程度。由于通常情況下，接觸角遠(yuǎn)小于180o，所以，非均質(zhì)形核功G遠(yuǎn)小于均質(zhì)形核功G ，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?；蜩T型表面來提供形核基底。其次，接觸角°， 因為當(dāng)°時，=Gho*，此時非均質(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)晶相的晶格錯配度的影響。 （aN 結(jié)晶相點陣間隔，aC 雜質(zhì)點陣間隔）錯配度越小，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

34、影響。 過冷度越大，能促使非均勻形核的外來質(zhì)點的種類和數(shù)量越多，非均勻形核能力越強。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個原子位置只有NA個固相原子（），則在熔點Tm時，單個原子由液相向固-液界面的固相上沉積的相對自由能變化為： （1） （2）k為玻爾滋曼常數(shù)，f為單個原子的熔融熵，被稱為Jackson因子。通過分析比較不同值時相對自由能與界面原子占據(jù)率可以看出：2時，F(xiàn)S在=（晶體表面有一半空缺位置）時有一個極小值，即自由能最低；

35、25時，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）有兩個極小值。此時，晶體表面尚有一小部分位置空缺或大部分位置空缺；5時，F(xiàn)S在接近x=0或x=1處有兩個極小值。此時，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)。非常大時，F(xiàn)S的兩個最小值出現(xiàn)在x0，x1的地方（晶體表面位置已被占滿）。若將=2，=0.5同時代入（2）式，單個原子的熔融熵為：= ，對于一摩爾，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（2）式可知，熔融熵Sf上升，則增大，所以Sf4R時，界面以粗糙面為最穩(wěn)定，此時晶體表面容易接納液相中的原子而生長。熔融熵越小，越容易成為粗

36、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晶面族。對于密排晶面，/值是高的，對于非密排晶面，/值是低的，根據(jù)式（2），/值越低，值越小。這說明非密排晶面作為晶體表面（固-液界面）時，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)還會受到動力學(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，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，界面生長易按臺階的側(cè)面擴展方式進(jìn)行（固-液界面原子層厚度

37、?。?，從而即使2時，其固-液界面也可能有光滑界面結(jié)構(gòu)特征。（2）可用Jackson因子作為兩類固-液界面結(jié)構(gòu)的判據(jù)：2 時，晶體表面有一半空缺位置時自由能最低，此時的固-液界面（晶體表面）為粗糙界面;5 時，此時的固-液界面（晶體表面）為光滑界面;=25時，此時的固-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，螺旋位錯生長機制與二維晶核生長機制的生長速度對過冷度的關(guān)系有何不同？答：（1）固-液界面結(jié)構(gòu)通過以下機理影響晶體生長方式： 粗糙面的界面結(jié)構(gòu),有許多位置可供原子著落，液相擴散來的原子很容易被接納并與晶

38、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”，其生長方向為界面的法線方向。對于光滑面，由于光滑界面在原子尺度界面是光滑的，單個原子與晶面的結(jié)合較弱，容易跑走，因此，只有依靠在界面上出現(xiàn)臺階，然后從液相擴散來的原子沉積在臺階邊緣，依靠臺階向側(cè)面生長（“側(cè)面生長”）。 臺階形成的方式有三種機制：二維晶核機制，螺旋位錯機制，孿晶面機制 。固-液界面結(jié)構(gòu)通過以下機理晶體影響生長速度：對粗糙界面而言，其生長方式為連續(xù)生長，生長速度R1與實際過冷度T成線性關(guān)系 。=1T （D為原子的擴散系數(shù)，R為氣體常數(shù)，1為常數(shù)）對光滑界面而言 ：

39、二維晶核臺階生長的速度為 R2 = （2、b為常數(shù)） 螺旋位錯臺階生長速度為 （3為常數(shù)） (2)螺旋位錯生長機制與二維晶核生長機制的生長速度對過冷度的關(guān)系不同點如下：對二維晶核生長機制而言，在T不大時生長速度R2幾乎為零，當(dāng)達(dá)到一定T時R突然增加很快，其生長曲線RT與連續(xù)生長曲線相遇，繼續(xù)增大T，完全按連續(xù)方式進(jìn)行。 對螺旋位錯生長機制而言 ，在過冷度不太大時，速度與T的平方成正比。在過冷度相當(dāng)大時，其生長速度與連續(xù)生長方式相重合。由于其臺階在生長過程中不會消失，生長速度比二維臺階生長要快。此外，與二維晶核臺階生長相比較，二維晶核在T小時生長速度幾乎為零，而螺旋位錯生長方式在小T時卻已具有一

40、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)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：如右圖所示：液相線及固相線為直線，假設(shè)其斜率分別為mL及mS，雖然C、C隨溫度變化有不同值，但=常數(shù)，此時，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

41、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：相與液相之間的平衡分配系數(shù)K0；凝固后共晶體的數(shù)量占試棒長度的百分之幾?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 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， 當(dāng)T=500時， K0 =K0即為所求 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= 6

42、0 , K0 = 0.5, C0= CB=40% 可求出此時的由于T=500. （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%30%20%56%設(shè)上題合金成分為C0=CB=10%。 證明已凝固部分()的平均成分為當(dāng)試棒凝固時，液體成分增高，而這又會降低液相線溫度。證明液相線溫度TL與之間關(guān)系（為純組元A的熔點，為液相線斜率的值）: 解： (a)(b) 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（R1R2，且R2R1）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)

43、生下列變化： R2R1當(dāng)凝固速度增大時，固液界面前沿的液相R1 R2 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)R2R1時在新、舊穩(wěn)定狀態(tài)之間，CSC0。重新恢復(fù)到穩(wěn)定時，CS又回到C0。R2上升越多，越大， 不穩(wěn)定區(qū)內(nèi)CS越高。R2R1 （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。R2越大， 富集層高度C越大，過渡區(qū)時間（t）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。 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

44、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)到穩(wěn)定狀態(tài)時，滿足： ，C*S= C0 代入C0=CB=2.5%，K0=0.2即可得出： =C*S= C0 (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：胞狀晶柱狀樹枝晶內(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 代入=5，C0=CB=2.5% ，DL=3×10-5

45、cm2/s ， K0=0.2 可得出： 1.67×104 /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: （4-6a） （4-6b） 有效分配系數(shù)KE的三種情況如下:KE= K0(KE最小)：發(fā)生在1時 ，發(fā)生在慢生長速度和最大的攪動或?qū)α髑闆r下，這時N很小，相當(dāng)“液相充分混合均勻”的情況。 KE=1（KE最大）：發(fā)生在1時，即快生長速度凝固、或沒有任何對流，N很大的情況下，相當(dāng)于

46、“液相只有有限擴散”的情況。K0KE1：相當(dāng)于液相部分混合（對流）的情況，工程實際中常在這一范圍。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，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?？沙霈F(xiàn)在純金屬或合金的凝固過程中，一般都生成

47、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

48、擴散”時，N=，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 ,K01時，K0 越 小,越有利于成分過冷；K01時，K0越大,越有利于成分過冷。(注:其中的GL和 R 為工藝因素,

49、相對較易加以控制; mL , C0 , DL , K0 ,為材料因素,較難控制 ) “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”對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，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)

50、初晶+共晶的情況，而是出現(xiàn)“離異共晶”。11. 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”。 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

51、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。 12. 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

52、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。 13. 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:第（1）類共晶，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