《2022年材料成型原理第四章答案.docx》由会员分享，可在线阅读，更多相关《2022年材料成型原理第四章答案.docx（9页珍藏版）》请在taowenge.com淘文阁网|工程机械CAD图纸|机械工程制图|CAD装配图下载|SolidWorks_CaTia_CAD_UG_PROE_设计图分享下载上搜索。
1、第四章1. 何谓结晶过程中的溶质再安排.它是否仅由平稳安排系数K 0 所打算.当相图上的液相线和固相线皆为直线时，试证明K 0 为一常数；答：结晶过程中的溶质再安排： 是指在结晶过程中溶质在液、 固两相重新分布的现象；溶质再安排不仅由平稳安排系数K 0 打算 ，仍受自身扩散性质的制约， 液相中的对流强弱等因素也将影响溶质再安排；当相图上的液相线和固相线皆为直线时K 0 为一常数，证明如下：如右图所示：液相线及固相线为直线，假设其斜率分别为 mL 及 mS，虽然TC S 、C L 随温度变化有不同值，但K 0 1KC STmT / mS = mL=常数，TmC 0K 0*C*T*L0C LTmT
2、 / mLmSC SC0/K 0此时， K 0 与温度及浓度无关， 所以，当液相线和固相线为直线时，不同温度和浓度下K 0 为定值；C0C2. 某二元合金相图如右所示；合金液成分为CB=40% ，置于长瓷舟中并从左端开头凝固；温度梯度大到足以使固 -液界面保持平面生长；假设固相无扩散， 液相匀称混合；试求： 相与液相之间的平稳安排系数K 0；凝固后共晶体的数量占试棒长度的百分之几 .凝固后的试棒中溶质B 的浓度沿试棒长度的分布曲线；解：1平稳安排系数 K 0 的求解：由 于液相 线 及固 相 线均 为直线不同温度和浓度下K 0 为定值，所以：如右图，当 T=500 时，CK0 =CL= 30%
3、60%K 0 即为所求 相与液相之间的平稳安排系数 .图 4-43二元合金相图2凝固后共晶体的数量占试棒长度的百分数的运算 :由固相无扩散液相匀称混合下溶质再安排的正常偏析方程CLC0 K 01fL1代入已知的 C* = 60 ,K= 0.5, C = C=40%L可求出此时的00Bf L 由于 T=500为共晶转变温度 , 所以此时残留的液相最终都将转变为共晶组织,所以凝固后共晶体的数量占试棒长度的百分数也即为.3凝固后的试棒中溶质 B 的浓度沿试棒长度的分布曲线并注明各特点成分及其位置 如下:60%30%20563. 在固相无扩散而液相仅有扩散凝固条件下，分析凝固速变大R1R2，且R2R1
4、时，固相成分的变化情形，以及溶质富集层的变化情形；答： 在固相无扩散而液相仅有扩散条件下凝固速度变大时1固相成分将发生以下变化 ：当凝固速度增大时，固液界面前沿的液相和固相都将经受：稳固态不稳固态稳固态的过程；如右图所示，当 R2 R1 时R1在新、旧稳固状态之间， CSC0；重新复原到稳固时， CS 又回到 C0；R2 上升R2 R1R2越多，R2 / R1 越大， 不稳固区内 CS 越高；2溶质富集层的变化情形如下 ： 在其它条件不变的情形下， R 越大，在固-液界面前沿溶质富集越严峻，曲线 越陡峭； 如右图所示 ；R2 越大， 富集层高度 C 越大，过渡区时间 t越长，过渡区间也就越宽；
5、 在新的稳固状态下，富集区的面积将减小；R2R12SL4. A-B 二元合金原始成分为 C0=CB=2.5% ，K 0=0.2， mL =5，自左向右单向凝固， 固相无扩散而液相仅有扩散 DL =310-5cm2/s；到达稳固态凝固时， 求9(1) 固-液界面的C* 和C* ；(2) 固-液界面保持平整界面的条件；SL解：1求固-液界面的 C* 和C*：由于固相中无扩散而液相中仅有限扩散的情形下到达稳固状态时，满意：C* LC0，C*K 0S= C0代入 C0=CB=2.5%，K 0=0.2即可得出：*C LC0K 0= 2.5% =0.2C* S= C0 =2固-液界面保持平整界面的条件：当
6、存在“成分过冷”时，随着的“成分过冷”的增大，固溶体生长方式 将 经受： 胞状晶柱状树枝晶内部等轴晶自由树枝晶 的转变过程，所以只有当不发生成分过冷时，固-液界面才可保持平整界面，即需满意GLmL C0R DL1K 0 K 0代入 mL =5，C0=CB=2.5% ，DL=3 10-5cm2/s ， K 0=0.2可得出：GLR 1.67104/ cm2s 即为所求 .5. 在同一幅图中表示第一节描述的四种方式的凝固过程中溶质再安排条件下固相成分的分布曲线；答:四种方式凝固过程中溶质再安排条件下固相成分的分布曲线:单向凝固时铸棒内溶质的分布 6. 论述成分过冷与热过冷的涵义以及它们之间的区分和
7、联系；成分过冷的涵义 : 合金在不平稳凝固时，使液固界面前沿的液相中形成溶质富集层，因富集层中各处的合金成分不同，具有不同的熔点，造成液固前沿的液相处于不同的过冷状态，这种由于液固界面前沿合金成分不同造成的过冷；热过冷的涵义 : 界面液相侧形成的负温度剃度，使得界面前方获得大于Tk的过冷度；成分过冷与热过冷的区分:热过冷是由于液体具有较大的过冷度时， 在界面对前推移的情形下， 结晶潜热的释放而产生的负温度梯度所形成的；可显现在纯金属或合金的凝固过程中，一般都生成树枝晶；成分过冷 是由溶质富集所产生，只能显现在合金的凝固过程中，其产生的晶体形貌随成分过冷程度的不同而不同，当过冷程度增大时，固溶体
8、生长方式由无成分过冷时的“平面晶”依次进展为：胞状晶柱状树枝晶内部等轴晶自由树枝晶；成分过冷与热过冷的联系 :对于合金凝固，当显现“热过冷”的影响时，必定受“成分过冷”的影响， 而且后者往往更为重要； 即使液相一侧不显现负的温度梯度，由于溶质再安排引起界面前沿的溶质富集，从而导致平稳结晶温度的变化；在负温梯下，合金的情形与纯金属相像，合金固溶体结晶易于显现树枝晶形貌；7. 何为成分过冷判据 .成分过冷的大小受哪些因素的影响 .答:“成分过冷”判据为 :GL RmL C LDLK 01K 01NRe D L当“液相只有有限扩散”时，N=， C LC 0 ，代入上式后得GL RmL C0DL1K
9、0 K0其中 : GL液相中温度梯度R 晶体生长速度mL 液相线斜率C0 原始成分浓度DL 液相中溶质扩散系数K0 平稳安排系数K成分过冷的大小主要受以下因素的影响:1液相中温度梯度 GL , GL 越小,越有利于成分过冷2晶体生长速度 R , R 越大,越有利于成分过冷3液相线斜率 mL ,mL 越大,越有利于成分过冷4原始成分浓度 C0,C0 越高,越有利于成分过冷5液相中溶质扩散系数 D L, DL 越底,越有利于成分过冷6平稳安排系数 K 0 ,K0 1 时， K 0 越 小,越有利于成分过冷； K 01 时，K 0 越大,越有利于成分过冷；注:其中的 GL 和 R 为工艺因素 ,相对
10、较易加以掌握 ; m L , C 0 , D L , K 0 ,为材料因素 ,较难掌握8. 分别争论“成分过冷”对单相固溶体及共晶凝固组织形貌的影响？答 :“成分过冷”对单相固溶体组织形貌的影响:随着“成分过冷”程度的增大，固溶体生长方式由无“成分过冷”时的“平面晶”依次进展为：胞状晶柱状树枝晶内部等轴晶自由树枝晶；“成分过冷”对共晶凝固组织形貌的影响:1共晶成分的合金，在冷速较快时，不肯定能得到 100的共晶组织，而是得到亚共晶或过共晶组织，甚至完全得不到共晶组织；2有些非共晶成分的合金在冷速较快时反而得到 100的共晶组织；3有些非共晶成分的合金，在肯定的冷速下，既不显现100的共晶组织，
11、也不显现初晶+共晶的情形，而是显现“离异共晶”；9. 如何熟悉“外生生长”与“内生生长”？由前者向后者转变的前提是什么？仅仅由成分过冷因素打算吗？答:“外生生长” :晶体自型壁生核，然后由外向内单向延长的生长方式，称为“外生生长”； 平面生长、 胞状生长和柱状树枝晶生长都属于外生生长 .“内生生长” : 等轴枝晶在熔体内部自由生长的方式就称为“内生生长”；假如 “成分过冷”在远离界面处大于异质形核所需过冷度T 异 ，就会在内部熔体中产生新的晶核，造成“内生生长”，使得自由树枝晶在固 -液界面前方的熔体中显现；外生生长向内生生长的转变的前提是 : 成分过冷区的进一步加大；打算因素: 外生生长向内
12、生生长的转变是由成分过冷的大小和外来质点非均质生核的才能这两个因素所打算的；大的成分过冷和强生核才能的外来质点都有利于内生生长并促进内部等轴晶的形成；10. 影响枝晶间距的主要因素是什么？枝晶间距与材料的机械性能有什么关系？答: 影响枝晶间距的主要因素:纯金属的枝晶间距主要打算于晶面处结晶潜热散失条件，而一般单相合金的枝晶间距就仍受控于溶质元素在枝晶间的扩散行为；通常采纳的有一次枝晶柱状晶主干间距 d1、和二次分枝间距d2 两种；前者是胞状晶和柱状树枝晶的重要参数，后者对柱状树枝晶和等轴枝晶均有重要意义；一次枝晶间距与生长速度R、界面前液相温度梯度 GL 直接相关，在肯定的合金成分及生长条件下
13、， 枝晶间距是肯定的， R 及 GL 增大均会使一次间距变小；二次臂枝晶间距与冷却速度 温度梯度 GL 及生长速度 R以及微量变质元素如稀土的影响有关；枝晶间距与材料的机械性能 :枝晶间距越小，组织就越细密，分布于其间的元素偏析范畴就越小，故越容 易通过热处理而匀称化； 而且，这时的显微缩松和非金属夹杂物也更加细小分散，与成分偏析相关的各类缺陷如铸件及焊缝的热裂也会减轻，因而也就越有利于性能的提高；11. 依据共晶体两组成相的 Jackson 因子，共晶组织可分为哪三类？它们各有何生长特性及组织特点？答: 依据共晶体两组成相的 Jackson 因子，共晶组织可分为以下三类 :1粗糙-粗糙界面非
14、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；各自何生长特性及组织特点 :第1类共晶，生长特性为：“共生 ”生长,即在共晶偶合长大时，两相彼此紧密相连，而在两相前方的液体区域存在溶质的运动， 两相有某种相互依靠关系；组织特点为：对于有共晶成分的合金 ,其典型的显微形状是有规章的层片状或其中有一相为棒状或纤维状即规章共 晶；对于非共晶成分的合金， 在共晶反应前， 初生相呈树枝状长大，所得到的组织由初晶及共晶体所组成；第2类共晶体， 生长特性为：长大过程是相互偶合的共生长大；组织特点为：组织较为无规章的,且简单发生弯曲和分枝；第3类共晶体 ,
15、生长特性为： 长大过程不再是偶合的；组织特性为： 所得到的组织为两相的不规章混合物；12. 试描述离异共晶组织的两种情形及其形成缘由；答:离异共晶组织有两种情形 :“晶间偏析” 和“晕圈” ；晶间偏析的形成缘由如下 : 1由系统本身的缘由：假如合金成分偏离共晶点很远，初晶相长得很大，共晶成分的残留液体很少，类似于薄膜分布于枝晶之间；当共晶转变时，一相就在初晶相的枝晶上连续长出， 而把另一相单独留在枝晶间；2由另一相的生核困难所引起：合金偏离共晶成分，初晶相长得较大；假如另一相不能以初生相为衬底而生核， 或因液体过冷倾向大而使该相析出受阻时，初生相就连续长大而把另一相留在枝晶间；晕圈的形成缘由
16、:由两相在生核才能和生长速度上的差异所引起的 ,所以在两相性质差异较大的非小晶面 -小晶面共晶合金中常见到晕圈组织；13. 试述非小晶面 - 非小晶面共生共晶组织的生核机理及生长机理，组织特点和转化条件；答： 非小晶面 -非小晶面共生共晶组织的生核机理如下：如以下图示意图可不画出所示，晶转变开头时，熔体第一析出富A 组元的 固溶体小球； 相的析出促使界面前沿B 组元原子的不断富集， 且为 相的析出供应了有效的衬底，从而导致相固溶体在 相球面上的析出；在相析出过程中，向前方的熔体中排出A 组元原子，也向与小球相邻的侧面方向球面方向排出 A 原子；由于两相性质相近，从而促使相依附于 相的侧面长出分
17、枝；相分枝生长又反过来促使 相沿着 相的球面与分枝的侧面快速铺展，并进一步导致 相产生更多的分枝； 交替进行， 形成了具有两相沿着径向并排生长的球形共生界面双相核心； 这就是共生共晶的生核过程； 所以片状共晶结晶是通过搭桥方式 即领先相外表一旦显现其次相，就可通过这种彼此依附、交替生长的方式产生新的层片来构成所需的共生界面，而不需要每个层片重新生核的方式来完成的；非小晶面 -非小晶面共生共晶组织的生长机理如下：在共生生长过程中，两相各自向其界面前沿排出另一组元的原子，如b图所示，假设不考虑扩散， 相前沿液相成分为 CL高于 CE ，相前沿液相成分为 CL低于CE ；只有将这些原子准时扩散开，
18、界面才能不断生长；扩散速度正比于溶质的浓度梯度，由于 相前沿富 B，而 相前沿富 A，因此，横向扩散速度要比纵向大的多，纵向扩散一般可忽视不计 a 图；c图为考虑扩散时成分分布示意图，实际上， -相交界处的液相成分不太可能正好为CE ， 而是高于或低于CE 取决于 A、B 组元的扩散特性；于是，共晶两相通过横向扩散不断排走界面前沿积存的溶质， 且又相互供应生长所需的组元，彼此合作，并排地快速向前生长；非小晶面 -非小晶面共生共晶组织的组织特点如下：宏观平整的共生界面将转变为类似于单相固溶体结晶时的胞状界面；在界面突出的胞状生长中，共晶两相仍以垂直于界面的方式进行共生生长，故两相的层片将会发生弯
19、曲而形成扇形结构；第三组元浓度较大，或在更大的凝固速度下，成分过冷进一步扩大，胞状共晶将进展为树枝状共晶组织，甚至仍会导致共晶合金自外生生长到内生生长的转变；非小晶面 -非小晶面共生共晶组织的转化条件如下 ：在 相、相两固相间界面张力各方向相同的情形下，当某一相的体积分数远小于另一相时，就该相以棒状方式生长；当体积含量两相相近时， 就倾向于层片状生长；更准确地说， 假如一相的体积分数小于1时，该相将以棒状结构显现； 假如体积分数在 1 12 之间时，两相均就以片状结构显现；14. 以灰铸铁共晶生长为例，试描述“非小晶面- 小晶面”共晶生长方式以及生长动力学因素对其影响；答： 非小晶面- 小晶面
20、共晶合金结晶的热力学和动力学原理与非小晶面 - 非小晶面共晶合金基本相同，其根本区分在于由共晶两相在结晶特性上的庞大差异所引起 的结构形状上的变化；在灰铸铁Fe-C石墨共晶共生生长中，领先相石墨垂直于棱柱面以10 1 0方向呈片状生长，而奥氏体就以非封闭晕圈形式包围着石墨片0001基面跟随着石墨片一起 长大；石墨片并非单晶体，而是由很多亚组织单元聚合而成，每一个亚组织单元是一个单晶体，它们之间是通过孪晶界或亚晶界相互连接起来的；X- 射线争论说明，石墨的基面内常含有旋转孪晶；这些孪晶为伸入液相的石墨片前端不断转变生长方向而制造了条件，也使石墨片不断分出新枝；奥氏体就依靠石墨片10 1 0方向生长过程中在其四周形成的富 Fe 液层而快速生长，并不断将石墨片的侧面石墨晶体的基面包围起来；最终形成的共生共晶组织是在奥氏体的连续基体中生长着一簇方向与其热流方向大致相近、但分布却是高度紊乱的石墨片的两相混合体；