(完整版)材料成型原理第四章答案

1、章1.上謂液相過和中的溶皆為分配時是聽衡分配數(shù)數(shù)K所決定?當(dāng)相圖答：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(kuò)散性質(zhì)的制約，液相中的對流強(qiáng)弱等因素也將影響溶質(zhì)再分配。液相線及固相線為直線，假設(shè)C弓、/隨溫度變化有不同值，但0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：SLmL=吊數(shù),C*（T一T*）/mK=&=m0C*（T一T*）/mmSLmLS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K。為定值。2.某二元合金相圖如右所示。合金液成分為CB=40%

2、，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(kuò)散，液相均勻混合。試求：a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。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°C時，C*30%K=0.50C*60%LK0即為所求a相與液相之間的平衡分配系數(shù).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C*=Cf（Ko-1）L0L代入已知的C;=60%,K0=0.5,

3、C0=CB=40%可求出此時的fL=44.4由于T=500°C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:3.在固相無擴(kuò)散而液相僅有擴(kuò)散&>%）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(kuò)散而液相僅有擴(kuò)散條件下凝固速度變大時（1）固相成分將發(fā)生下列變化：當(dāng)凝固速度增大時，固液界面前沿的液相H相都過程歷如:右圖所示，當(dāng)定態(tài)時R121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

4、到c0。R2上升R2R2>R1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。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。4A-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(kuò)散而液相僅有擴(kuò)散（Dl=3x10-5cm2/s）0達(dá)到穩(wěn)定態(tài)凝固時，求（1）固-液界面的cS和CL；（2）固-液界面保持平整界面的條件0解：（1）求固-液界面的C§和CL:由于固相中無

5、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，滿足：CC*L=-0C*=CKo，S°代入C°=Cb=2.5%,K°=0.2即可得出：CC*l=9二25%=12.5%Ko°.2C*S=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,隨著的“成分過冷”的增大,固溶體生長方式經(jīng)將歷：胞狀晶f柱狀樹枝晶f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GLmLC°（1-K°）代入mL=5,C°=Cb=2.5%,DL=3X1°-5cm2/s,K°

6、;=°.2可得出：GlR1.67X1°4°C/cm2s即為所求.5.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0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）6. 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(diǎn)，造成液固前沿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的過

7、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f柱狀樹枝晶f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

8、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。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:mVLK0+edlN當(dāng)“液相只有有限擴(kuò)散”時，6N=«，"CL=C0，代入上式后得GlV血亡厲斗）RdlKo（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(kuò)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

9、高，越有利于成分過冷5）液相中溶質(zhì)擴(kuò)散系數(shù)Dldl越底，越有利于成分過冷6）平衡分配系數(shù)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: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f柱狀樹枝晶f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）共晶成分的合金，在冷速較快時，不一定能得到

10、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)初晶+共晶的情況，而是出現(xiàn)“離異共晶”。9提.是如什何么認(rèn)？識僅“僅外由生成生分長過”冷與因“素內(nèi)決生定生嗎長？”？由前者向后者轉(zhuǎn)變的前答:“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（AT

11、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(diǎn)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(qiáng)生核能力的外來質(zhì)點(diǎn)都有利于內(nèi)生生長并促進(jìn)內(nèi)部等軸晶的形成。1有0.什么影關(guān)響系枝？晶間距的主要因素是什么？枝晶間距與材料的機(jī)械性能答: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(kuò)散行為。通常采用的有一次枝晶（柱狀晶主干）間距d和二次分枝間距d2兩

12、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(jī)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。1們1.各據(jù)何共生晶長體兩組成織特點(diǎn)畀n子，

13、共晶組織可分為哪三類？它9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(diǎn):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(yùn)動，兩相有某種相互依賴關(guān)系。組織特點(diǎn)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（

14、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(diǎn)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：組織特性為長大過程不再是偶合的。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(diǎn)很遠(yuǎn)，初晶相長得很大，共晶成分的殘留液體很少類，似于薄膜分布于枝晶之間。當(dāng)共晶轉(zhuǎn)變時，一相就在初晶相的枝晶上繼續(xù)出長，而把另一相單獨(dú)留在枝晶間。（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

15、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)差別較大的非小晶面-小晶面共晶合金中常見到暈圈組織。.試述非小晶面-非小晶面共生共晶組織的生核機(jī)理及生長機(jī)理，答：非小晶面-非小晶面共生共晶組織的生核機(jī)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a固溶體小球。a相的析出促使界面前沿B組元原子的不斷富集，且為卩相的析出提供了有效的襯底，從而導(dǎo)致卩相固溶體在a相球面上的析出。在卩相析出過程中，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

16、）排出A原子。由于兩相性質(zhì)相近，從而促使a相依附于卩相的側(cè)面長出分枝。a相分枝生長又反過來促使卩相沿著a相的球面與分枝的側(cè)面迅速鋪展，并進(jìn)一步導(dǎo)致a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(jī)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(kuò)散，a相前沿液相成分為cl高于c，”相前沿液

17、相成分為C低于cE。只有將這些原子及時擴(kuò)散開，界面才能不斷生長。擴(kuò)散速度!于匕溶質(zhì)的濃度梯度，由于a相前沿富B,而”相前沿富A,因此，橫向擴(kuò)散速度要比縱向大的多，縱向擴(kuò)散一般可忽略不計(jì)（a圖）。c）圖為考慮擴(kuò)散時成分分布示意圖，實(shí)際上，a-B相交界處的液相成分不太可能正好為c，而是高于或低于C（取決于A、B組元的擴(kuò)散特性）。于是，共晶兩相通過橫向E擴(kuò)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。非小晶面-非小晶面共生共晶組織的組織特點(diǎn)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(jìn)

18、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(jìn)一步擴(kuò)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。非小晶面-非小晶面共生共晶組織的轉(zhuǎn)化條件如下：在a相、卩相兩固相間界面張力各方向相同的情況下，當(dāng)某一相的體積分?jǐn)?shù)遠(yuǎn)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?jǐn)?shù)小于1/n時，該相將以棒狀結(jié)構(gòu)出現(xiàn)；如果體積分?jǐn)?shù)在1/n1/2之間時，兩相均則以片狀結(jié)構(gòu)出現(xiàn)。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-非小晶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10方向呈片