材料成型基本原理复习.doc

1、.1-3如何认识液态金属结构的“长程无序 ”和“近程有序 ”？试举几个实验例证说明液态金属或合金结构的近程有序（包括拓扑短程序和化学短程序）答：（ 1）长程无序是指液体的原子分布相对于周期有序的晶态固体是不规则的 ，液体结构宏观上不具备平移、对称性。近程有序是指相对于完全无序的气体，液体中存在着许多不停“游荡 ”着的局域有序的原子集团（2）说明液态金属或合金结构的近程有序的实验例证 偶分布函数的特征 对于气体 ，由于其粒子 （分子或原子 ）的统计分布的均匀性，其偶分布函数 g(r) 在任何位置均相等 ，呈一条直线 g(r)=1 。晶态固体因原子以特定方式周期排列，其 g(r) 以相应的规律呈分

2、立的若干尖锐峰 。而液体的 g(r) 出现若干渐衰的钝化峰直至几个原子间距后趋于直线 g(r)=1 ，表明液体存在短程有序的局域范围，其半径只有几个原子间距大小 。 从金属熔化过程看物质熔化时体积变化 、熵变及焓变一般都不大。金属熔化时典型的体积变化为 3%5% 左右，表明液体的原子间距接近于固体，在熔点附近其系统混乱度只是稍大于固体而远小于气体的混乱度。另一方面 ，金属熔化潜热约为气化潜热的 1/151/30，表明熔化时其内部原子结合键只有部分被破坏。由此可见 ，金属的熔化并不是原子间结合键的全部破坏，液体金属内原子的局域分布仍具有一定的规律性。可以说 ，在熔点（或液相线 ）附近，液态金属

3、（或合金 ）的原子集团内短程结构类.专业 .专注.似于固体 。 Richter 等人利用X 衍射、中子及电子衍射手段 ，对碱金属 、Au 、Ag 、Pb 和 Tl 等熔体进行了十多年的系统研究，认为液体中存在着拓扑球状密排结构以及层状结构，它们的尺寸范围约为10-6-10-7cm 。 Reichert 观察到液态 Pb 局域结构的五重对称性及二十面体的存在 ，并推测二十面体存在于所有的单组元简单液体 。 在 Li-Pb 、 Cs-Au 、 Mg-Bi 、 Mg-Zn 、 Mg-Sn 、 Cu-Ti 、Cu-Sn、 Al-Mg 、Al-Fe 等固态具有金属间化合物的二元熔体中均被发现有化学短程序

4、的存在。1-4 ：如何理解实际液态金属结构及其三种“起伏 ”特征？答：理想纯金属是不存在的，即使非常纯的实际金属中总存在着大量杂质原子 。 实际金属和合金的液体由大量时聚时散 、此起彼伏游动着的原子团簇 、空穴所组成 ，同时也含有各种固态 、液态或气态杂质或化合物 ，而且还表现出能量 、结构及浓度三种起伏特征 ，其结构相当复杂 。 能量起伏是指液态金属中处于热运动的原子能量有高有低 ，同一原子的能量也在随时间不停地变化，时高时低的现象。结构起伏是指液态金属中大量不停 “游动 ”着的原子团簇不断地分化组合，由于 “能量起伏 ”，一部分金属原子 （离子）从某个团簇中分化出去 ，同时又会有另一些原子

5、组合到该团簇中，此起彼伏 ，不断.专业 .专注.，由于合金液中存在异类原.发生着这样的涨落过程，似乎原子团簇本身在“游动 ”一样，团簇的尺寸及其内部原子数量都随时间和空间发生着改变的现象。浓度起伏是指在多组元液态金属中，由于同种元素及不同元素之间的原子间结合力存在差别，结合力较强的原子容易聚集在一起，把别的原于排挤到别处，表现为游动原子团簇之间存在着成分差异，而且这种局域成分的不均匀性随原子热运动在不时发生着变化的现象。1-6 ：总结温度 、原子间距 （或体积 ）、合金元素或微量元素对液体粘度 高低的影响 。答：与温度 T 的关系受两方面 （正比的线性及负的指数关系 ）所共同制约，但总的趋势随

6、温度 T 而下降 。粘度随原子间距 增大而降低 ，与 3 成反比。合金组元或微量元素对合金液粘度的影响比较复杂 。许多研究者曾尝试描述二元合金液的粘度规律 ，其中 M-H （Moelwyn-Hughes ）模型为： =（X11+X 2）(1-2H m /RT)。式中 1、2、X1、 X2 分别为纯溶剂和溶质的粘度及各自在溶液中的摩尔分数 ，R 为气体常数 ，Hm 为两组元的混合热 。按 M-H 模型，如果混合热 Hm 为负值，合金元素的增加会使合金液的粘度上升 。根据热力学原理 ，Hm 为负值表明异类原子间结合力大于同类原子 ，因此摩擦阻力及粘度随之提高 。M-H 模型得到了一些实验结果的验证

7、。当溶质与溶剂在固态形成金属间化合物.专业 .专注.子间较强的化学结合键，合金液的粘度将会明显高于纯溶剂金属液的粘度 。 当合金液中存在表面及界面活性微量元素 （如 Al-Si 合金变质元素 Na ）时，由于冷却过程中微量元素抑制原子集团的聚集长大，将阻碍金属液粘度的上升 。通常，表面活性元素使液体粘度降低，非表面活性杂质的存在使粘度提高 。1-10 ：液态金属的表面张力有哪些影响因素？试总结它们的规律。答：液态金属的表面张力的影响因素有：（ 1）原子间结合力 ：原子间结合力越大 ，表面内能越大 ，表面张力也就越大 。 但表面张力的影响因素不仅仅只是原子间结合力 ，研究发现有些熔点高的物质 ，

8、其表面张力却比熔点低的物质低 。 此外，还发现金属的表面张力往往比非金属大几十倍，而比盐类大几倍 。这说明单靠原子间的结合力是不能解释一切问题的 。对于金属来说 ，还应当从它具有自由电子这一特性去考虑 。（ 2）温度 ：液态金属表面张力通常随温度升高而下降 ，因为原子间距随温度升高而增大 。（ 3）合金元素或微量杂质元素 ：合金元素或微量杂质元素对表面张力的影响 ，主要取决于原子间结合力的改变 。向系统中加入削弱原子间结合力的组元 ，会使表面张力减小 ，使表面内能降低 ，这样，将会使表面张力降低 。 合金元素对表面张力的影响还体现在溶质与溶剂原子体积之差 。当溶质的原子体积大于溶剂原子体积 ，

9、由于造.专业 .专注.成原子排布的畸变而使势能增加，所以倾向于被排挤到表面，以降低整个系统的能量。这些富集在表面层的元素，由于其本身的原子体积大 ，表面张力低 ，从而使整个系统的表面张力降低。原子体积很小的元素 ，如 O、S、N 等，在金属中容易进入到熔剂的间隙使势能增加 ，从而被排挤到金属表面，成为富集在表面的表面活性物质。由于这些元素的金属性很弱，自由电子很少 ，因此表面张力小 ，同样使金属的表面张力降低。（4）溶质元素的自由电子数目：大凡自由电子数目多的溶质元素，由于其表面双电层的电荷密度大，从而造成对金属表面压力大 ，而使整个系统的表面张力增加 。化合物表面张力之所以较低 ，就是由于其

10、自由电子较少的缘故 。2-2 ：从停止流动机理角度，通常将合金分为两类，即具有固定凝固温度点或窄结晶温度范围的合金，以及宽结晶温度范围的合金。请基于机理分析两类合金的流动性差别。纯金属和窄结晶温度范围合金停止流动的过程可以分为以下几个阶段 : (a) 过热量未完全散失前为纯液态流动；(b) 冷的前端在型壁上凝固结壳 ；(c) 后边的金属液在被加热的管道中流动 ，冷却强度下降 。由于液流通过 区终点时 ，尚有一定的过热度 ，将已经凝固的壳重新熔化 ，为第 区，所以该区是先凝固成壳后又完全融化 。 第区是未被完全熔化而保留下来的一部分固相区 ，在该区的终点金属液耗尽了过热热量 。在 IV 区，液相

11、和固相具有相同的温度一一结晶温.专业 .专注.度。由于在该区的起点处结晶开始较早 ，断面上结晶完毕也较早 ，往往在它附近发生堵塞 。前端液态金属凝固收缩 ，形成吸力 ，产生喇叭状缩孔 。结晶温度范围很宽的合金的停止流动机理过程 ：在过热量未散失尽以前 ，金属液也以纯液态流动 。温度下降到液相线以下时 ，从液流中析出晶体 ，顺流前进并不断长大 。 液流前端不断与冷的型壁接触，因此冷速最快 、所形成的晶粒数量最多 ，并且金属液的黏度增加、流速减慢 。当晶粒数量达到某一临界数量时 ，便结成一个连续的网络 。当液流的压力不能克服此网络的阻力时 ，即发生堵塞而停止流动 。在液态金属的前端析出 15%20

12、% 的固相量时 ，流动就停止 。合金的结晶温度范围越宽 ，枝晶就越发达 ，从液流前端析出相对较少的固相量时 ，亦即在相对较短的时间内 ，液态金属便停止流动 。 因此，对应相图上结晶温度范围最大处成分的合金，其流动性最小 。2-3 ：为什么Al-Si合金液最佳流动性的成分范围不在共晶成分处，而在过共晶成分的某一范围？Al-Si 合金铸造后得到的组织是粗大的针状硅晶体和固溶体的共晶组织 ，粗大的硅晶体极脆，严重地降低了合金的塑性和韧性。为改善合金的性能需采用变质处理，即在浇注前在合金液体中加入变质剂 (常用钠盐混合物 )，以细化合金组织 ，提高合金的强度和塑性，.专业 .专注.由于钠能促进 Si

13、的生核，并能吸附在 Si 的表面阻碍它长大 ，使合金组织细化 ，同时使共晶点右移，原合金成分变为亚共晶成分，所以变质后的组织为初生固溶体 + 细密的共晶体 ( +Si)组成。共晶体中的 Si 细小，使合金的强度与塑性显著提高2-5 ：某飞机制造厂的一牌号为Al-Mg合金（成分确定 ）机翼因铸造常出现 “浇不足 ”缺陷而报废 ，如果你是该厂工程师，请问可采取哪些工艺措施来提高成品率？答：机翼铸造常出现 “浇不足 ”缺陷可能是由金属液的充型能力不足造成的，可采取以下工艺提高成品率 ：（ 1）使用小蓄热系数的铸型来提高金属液的充型能力 ；采用预热铸型，减小金属与铸型的温差 ，提高金属液充型能力 。（

14、 2）提高浇注温度 ，加大充型压头 ，可以提高金属液的充型能力 。（ 3）改善浇注系统 ，提高金属液的充型能力 。3-3 ：凝固速度对铸件凝固组织、性能与凝固缺陷的产生有重要影响 。试分析可以通过哪些工艺措施来改变或控制凝固速度？改变铸件的浇注温度 、浇铸方式与浇铸速度 ；.专业 .专注.选用适当的铸型材料和起始（预热）温度；在铸型中适当布置冷铁 、冒口与浇口 ； 在铸型型腔内表面涂敷适当厚度与性能的涂料。3-4 ：比较同样体积大小的球状、块状、板状及杆状铸件凝固时间的长短 。答：一般在体积相同的情况下上述物体的表面积大小依次为：A 球A 块A 板t 块 t 板 t 杆3-5: 在砂型中浇铸尺

15、寸为 300mm 300mm 20 mm 的纯铝板 。设铸型的初始温度为 20 ， 浇注后瞬间铸件 - 铸型界面温度立即升至纯铝熔点 660 ， 且在铸件凝固期间保持不变 。 浇铸温度为 670 ， 金属与铸型材料的热物性参数见下表：热物性热导率 比热容 c密度 热扩散率结晶潜热W/mkJ/kg KKg/m 3：m 2 /sJ/kg材料纯铝212120027006.5 10 -53.9 10 5砂型0.739184016002.5 10 -7试求：（ 1）根据平方根定律计算不同时刻铸件凝固层厚度s,并作出 s 曲线；（2）分别用 “平方根定律 ”及 “折算厚度法则 ”计算铸件的完全凝.专业 .

16、专注.固时间 ，并分析差别 。解：(1) 公式代入相关已知数 ：b2 =（）（解得 ： b2 =1475K=1.9433mm/根据公式= /K计算出不同时刻铸件凝固层厚度s 如表 ：（s）02040608010012004.226.007.318.449.4310.3（ mm ）-关系曲线图 ：.专业 .专注.（ 2） 利用 “平方根定律 ”计算出铸件的完全凝固时间 ：取 =10mm ，带入公式解得 =112.4s利用 “折算厚度法则 ”计算铸件的完全凝固时间：R=V 1/A 1 =8.824mm= （ R/K ）2 =87.5s采用 “平方根定律 ”计算出的铸件凝固时间比 “折算厚度法则 ”

17、的计算结果要长 ，这是因为 “平方根定律 ”的推导过程没有考虑铸件沿四周板厚方向的散热 。3-6. 下图为一灰铸铁底座铸件的断面形状，其厚度为 30mm ，利用.专业 .专注.“模数法 ”分析砂型铸造时底座的最后凝固部位 ，并估计凝固终了时间。答：将底座分割成 A、B、C、D 四类规则几何体如下查表可得 ：K=0.72(cm)对 A： RA =V A /A A =1.23cmA =R A 2/K A2 =2.9min对 B： RB=V B/A B=1.33cmB =R B2/K B2=3.4min对 C： RC=V C/A C=1.2cmC=R C2 /KB2 =2.57min对 D： RD

18、=V D/A D=1.26cm.专业 .专注.D =R D2 /K D2 =3.06min因此最后凝固部位为底座中肋B 处，凝固终了时间为3.4 分钟 。4-2 ：结合公式 d G=pdT+ （）dp 和下图说明过冷度T 是影响凝固相变驱动力G 的决定因素 。答：GV:液-固体积自由能之差Tm ：液- 固平衡凝固点T Tm 时， G=G S-G L0,此时 ， 固相 液相T=T m 时， G=G S-G L=0,此时， 液固平衡TT m 时， G=G S-G L0,此时，液相 固相所以 G 即为相变驱动力GV= -：熔化潜热 ，=(T m -T) ：过冷度.专业 .专注.由于对某一特定金属或合

19、金而言，及均为定值 ， 所以过冷度是影响凝固相变驱动力的决定因素 。4-3 ：若金属固溶体以初生相按树枝晶单向生长 ，且生长释放的潜热与热量导出相平衡 ，试分析其枝晶端部可能具有哪些类型的过冷 。若金属固溶体以初生相按等轴树枝晶在熔体中生长会怎样 ？.专业 .专注.4-4 ：结合下图解释临界晶核半径r * 和形核功G* 的意义，以及为什么形核要有一定过冷度 。液相中形成球形晶胚时自由能变化液态金属 r、r* 与 T 的关系及临界过冷度 T*临界晶核半径 r*的意义如下 ：rr*时，产生的晶核极不稳定 ，随即消散 ；r = r *时，产生的晶核处于介稳状态 ，既可消散也可生长 ；rr*时，不稳定

20、的晶胚转化为稳定晶核，开始大量形核 。故 r*表示原先不稳定的晶胚转变为稳定晶核的临界尺寸。临界形核功* 的意义如下 ：表示形核过程系统需克服的能量障碍，即形核 “能垒 ”。只有当 时 ，*液相才开始形核 。.专业 .专注.形核必须要有一定过冷度的原因如下：由形核功的公式 ： G=32（均质形核 ）SLGhe *=（非均质形核 ）对某种晶体而言SL、H m 、Tm 、 VS 均为定值 ， G* T-2 ，过冷度T越小，形核功GT时，G ，这表明*越大，当0*过冷度很小时难以形成形核，所以物质凝固形核必须要有一定过冷度。4-5 ：比较式 （4-14 ）与式（4-18 ）、式（4-15 ）与式（4

21、-19 ），说明为什么异质形核比均质形核容易 ，以及影响异质形核的基本因素和其它条件 。*均质形核的形核功式 4-14 ：G=式 4-18 ：G*=f （）= （ 2-3cos +cos 3）数值为 01非均质形核的形核功式 4-15 ：G* = A * SL= *4 (r *)2=.专业 .专注.式 4-19 ：I=Cexp （）exp （）=I 0exp （）exp形核率公式kB:玻尔兹曼常数Gd:扩散激活能G*：形核功答：异质形核比均质形核容易的原因如下：首先，从（4-14 ）式和 (4-18) 式可以看出 ：非均质形核时的球缺的临界曲率半径与均质形核时的相同，但新生固相的球缺实际体积却

22、比均质形核时的晶核体积小得多，所以，从本质上说 ，液体中晶胚附在适当的基底界面上形核，体积比均质临界晶核体积小得多时便可达到临界晶核半径。再从（5-15 ）式和 (5-19) 式可以看出 ：=f （）*显然接触角大小(晶体与杂质基底相互润湿程度)影响非均质形核的难易程度 。由于通常情况下 ，接触角 远小于 8 ，所以 ，非均质形核功远小于均质形核功。非均质形核过冷度*比均质形核的要小得多。综合上述几方面原因 ，所以异质形核比均质形核容易得多。(2)影响异质形核的基本因素如下：首先，非均质形核必须满足在液相中分布有一些杂质颗粒或铸型表面来提供形核基底 。其次，接触角 180，因为当 8 时，.专

23、业 .专注.= 。 此时非均质形核不起作用 。影响异质形核的其它条件 ：a. 基底晶体与结晶相的晶格错配度的影响 。=100%: 结晶相点阵间隔：杂质点阵间隔错配度 越小，共格情况越好 ，界面张力SC 越小，越容易进行非均质形核 。b.过冷度的影响 。过冷度越大 ，能促使非均匀形核的外来质点的种类和数量越多 ，非均匀形核能力越强 。4-8 ：讨论两类固 -液界面结构 （粗糙面和光滑面 ）形成的本质及其判据。答：（ 1）a.固-液界面结构主要取决于晶体生长时的热力学条件及晶面取向 。 设晶体内部原子配位数为，界面上（某一晶面 ）的配位数为 ，晶体表面上有 N 个原子位置只有NA 个固相原子 （

24、x= ）则在熔点 Tm 时，单个原子由液相向固 -液界面的固相上沉积的相对自由能变化为 ：（）（）+x+ （ 1-x ）（）（）（）（ ）k 为玻尔滋曼常数 ，为单个原子的熔融熵 ，被称为 jackson因子。.专业 .专注.通过分析比较不同值时相对自由能与界面原子占据率可以看出：2 时，FS 在 x=0.5 （晶体表面有一半空缺位置 ）时有一个极小值 ，即自由能最低 ；25 时，FS 在偏离 x 中心位置的两旁 （但仍离 x=0 或 x=1 处有一定距离 ）有两个极小值 。此时 ，晶体表面尚有一小部分位置空缺或大部分位置空缺 ；5 时，FS 在接近 x=0 或 x=1 处有两个极小值 。此时

25、，晶体表面位置几乎全被占满或仅有极少数位置被占据 。 非常大时， FS 的两个最小值出现在 x0，x1 的地方（晶体表面位置已被占满 ）。若将 ， =0.5同时代入 （ ）， 单个原子的熔融熵为 ：= = k/ =2k =4k，对于 1 摩尔，熔融熵（其中：NA 为阿伏加德罗常数 ，R 为气体常数 ）。由式 （上升，则 增大，） 可知，熔融熵 S所以 S4R 时，界面以粗糙面为最稳定 ，此时晶体表面容易接纳液相中的原子而生长 。熔融熵越小 ，越容易成为粗糙界面 。 因此，液-固微观界面结构究竟是粗糙面还是光滑面主要取决于物质的热力学性质。另一方面 ，对于热力学性质一定的同种物质 ，/值取决于界

26、面是哪个晶面族 。对于密排晶面 ， / 值是高的 ，对于非密排晶面 ， / 值是低的 ，根据式（ 2）， 值/越低 ， 值越小 。这说明非密排.专业 .专注.晶面作为晶体表面 （固-液界面）时，微观界面结构容易成为粗糙界面。b.晶体生长界面结构还会受到动力学因素的影响 ，如凝固过冷度及结晶物质在液体中的浓度等 。过冷度大时 ，生长速度快 ，界面的原子层数较多 ，容易形成粗糙面结构 ，而过冷度小时界面的原子层数较少 ，粗糙度减小 ，容易形成光滑界面 。浓度小的物质结晶时，界面生长易按台阶的侧面扩展方式进行 （固-液界面原子层厚度小），从而即使 2 时，其固 -液界面也可能有光滑界面结构特征 。（

27、2）可用 Jackson 因子作为两类固 -液界面结构的判据 ：2 时，晶体表面有一半空缺位置时自由能最低 ，此时的固 - 液界面（晶体表面 ）为粗糙界面 ;5 时，此时的固 -液界面（晶体表面 ）为光滑界面 ;=2 5 时，此时的固 - 液界面（晶体表面 ）常为多种方式的混合 ，Bi、Si、Sb 等属于此类 。4-10 ：固-液界面结构如何影响晶体生长方式和生长速度？同为光滑固-液界面，螺 旋位错生长机制与二维晶核生长机制的生长速度对过冷度的关系有何不同 ？答：（ 1）固-液界面结构通过以下机理影响晶体生长方式 ：粗糙面的界面结构 ,有许多位置可供原子着落 ，液相扩散来的原子很容易被接纳并与

28、晶体连接起来 。由热力学因素可知生长过程中仍可维持粗糙面的界面结构 。只要原子沉积供应不成问题 ，可以不断地.专业 .专注.进行 “连续生长 ”，其生长方向为界面的法线方向。对于光滑面 ，由于光滑界面在原子尺度界面是光滑的，单个原子与晶面的结合较弱 ，容易跑走 ，因此，只有依靠在界面上出现台阶，然后从液相扩散来的原子沉积在台阶边缘，依靠台阶向侧面生长（“侧面生长 ”）。台阶形成的方式有三种机制：二维晶核机制 ，螺旋位错机制 ，孪晶面机制 。固-液界面结构通过以下机理晶体影响生长速度：对粗糙界面而言 ，其生长方式为连续生长 ，生长速度 R1 与实际过冷度 T 成线性关系（ D 为原子的扩散系数

29、，R 为气体常数 ， 为常数）对光滑界面而言 ：二维晶核台阶生长的速度为：（ 、 为常数）螺旋位错台阶生长速度为：( 为常数 )(2) 螺旋位错生长机制与二维晶核生长机制的生长速度对过冷度的关系不同点如下 ：对二维晶核生长机制而言，在 T 不大时生长速度 R2 几乎为零 ，当达到一定 T 时 R 突然增加很快 ，其生长曲线 R T 与连续生长曲线相遇，继续增大 T，完全按连续方式进行 。对螺旋位错生长机制而言 ，在过冷度不太大时 ，速度与 T 的平方成正比 。在过冷度相当大时 ，其生长速度与连续生长方式相重.专业 .专注.合。由于其台阶在生长过程中不会消失，生长速度比二维台阶生长要快。此外，与

30、二维晶核台阶生长相比较，二维晶核在 T 小时生长速度几乎为零 ，而螺旋位错生长方式在小T 时却已具有一定的生长速度。5-2 何谓结晶过程中的溶质再分配 ?它是否仅由平衡分配系数 K0 所决定?当相图上的液相线和固相线皆为直线时，试证明 K0 为一常数 。答：结晶过程中的溶质再分配 ：是指在结晶过程中溶质在液 、固两相重新分布的现象 。溶质再分配不仅由平衡分配系数K0 决定 ，还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分配。当相图上的液相线和固相线皆为直线时K0 为一常数 ，证明如下 ：如下图所示 ：液相线及固相线为直线 ，设其斜率分别为 m L 及 m S，虽然 、 随温.专

31、业 .专注.度变化有不同的值 ，但常数，此时，K0 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K0 为定值 。5-7: 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（ R1 R2，且 R2 R1）时，固相成分的变化情况 ，以及溶质富集层的变化情况 。（ 1）固相成分将发生下列变化 ：当凝固速度增大时 ，固液界面前沿的液相 和固相都将经历 ：稳定态 不稳定态 稳定态的过程 。如上图所示 ，当 R2 R1 时 在新、旧稳定状态之间 ，CS C0 。重新 恢复到稳定时 ，CS 又回到 C0。R2 上升 越多，R2/R 1 越大，不稳定区内 CS 越高 。.专业 .专

32、注.（2）溶质富集层的变化情况如下：在其它条件不变的情况下 ，R 越大，在固 - 液界面前沿溶质富集越严重，曲线越陡峭 。如上图所示 。 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 。在新的稳定状态下 ，富集区的面积将减小 。5-8 ：根据公式,试分析比较在凝固稳定阶段，“液相部分混合 ”与“液相仅有有限扩散 ”两种情况下的高低。.专业 .专注.5-9 ：设某二元铝合金的液相线及固相线均为线性，液相线斜率为=-1.5K/% （浓度每增加1% ，液相线温度下降1.5K ），其 =0.25 ，原始合金成分 =1% ，纯铝熔点约取为 =660 。 在“液相只有有限扩散”溶质

33、再分配条件下 ，稳定状态的凝固速度R=100 时，溶质扩散系数。（1）画出具有液相线及固相线的部分相图（温度坐标从653 到661 ，成分坐标从 0 到 5%），分别计算固 -液界面前沿各处的 (保留四位小数 )及对应的 (保留一位小数 )，将计算值填入下表 。020406080100200600（）.专业 .专注.（2）根据计算结果作图描点，以光滑曲线表达及的关系，并对相对的关系做简要讨论。若考虑凝固需要的动力学过冷度(这里有意夸大 )，在图中以虚线作另一条实际的曲线（3）以界面前沿液体的实际温度梯度及在图上分别作直线，并指出是否产生成分过冷。（1）：根据公式（），将数据带入分别计算出各 处

34、的（）数值见下表 。将各各 处的 （ ）数值带入公式（）得到的也见表格020406080100200600（ ）43.01102.34801.90361.60571.40601.05491.00006546550565605657.1657.6657.9658.4658.5（2）根据计算结果 ，作图如下 。可见，离开界面处 ，由于液相浓度随距离 逐渐降低 ，液相线温度也逐渐上升 。.专业 .专注.，（3）作图可见 ，8时无成分过冷 ，而时出现了成分过冷 。5-10 ：设某合金的 =0.6 ，液相线斜率绝对值为, 溶质扩散系数。（1）当在 “液相只有有限扩散 ”溶质再分配条件下 ，稳定状态的凝固

35、速度，界面前沿液体温度梯度时，判断在合金原始成分分别为及两两种情况下成分过冷的可能；（2）在上述合金原始成分为条件下，若分别使 R 变大或 变小，会发生何情况 ？(1)根据 “成分过冷 ”判别式 ：将数据带入有 ，,当时：左端：（）（），（）.专业 .专注.（）右端：（）即：，表明在 =0 处温度梯度 正好与曲线相切 ，不会出现成分过冷 ；时：（）8（）即：，所以在时出现成分过冷（2）：在上述合金原始成分为条件下，若分别使 R 变大或变小，都将出现成分过冷 。5-11:成分过冷的大小受哪些因素的影响?如何影响 ？成分过冷的判据为当“液相只有有限扩散 ”时，,代入上式后得其中： ：液相中温度梯度

36、：晶体生长速度：液相斜线率：原始成分浓度：液相中溶质扩散系数：平衡分布系数成分过冷的大小主要受下列因素的影响:.专业 .专注.1）液相中温度梯度 , 越小 ,越有利于成分过冷2）晶体生长速度 ,越大,越有利于成分过冷3）液相线斜率 ， 越大 ,越有利于成分过冷4）原始成分浓度, 越高 ,越有利于成分过冷5）液相中溶质扩散系数 ,越低 ,越有利于成分过冷6）平衡分配系数, 时， 越小 ,越有利于成分过冷 ；1 时， 越大 ,越有利于成分过冷 。(注:其中的 和为工艺因素 ,相对较易加以控制 ;, , , ，为材料因素 ,较难控制 )5-15 ：讨论成分过冷对单相固溶体凝固组织形貌的影响，其中需注

37、重说明界面由平面胞状的条件 、胞状晶树枝状晶的趋势与因素、外生生长内生生长的前提 。答 : 平面晶 胞状晶 柱状树枝晶“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 ”依次发展为 ：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 ，不一定能得到 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.专业 .专注.织；3）有些非共晶成分的合金 ，在一定的冷速下 ，

38、既不出现 100的共晶组织，也不出现初晶 + 共晶的情况 ，而是出现 “离异共晶 ”。外生生长内生生长“外生生长 ”:晶体自型壁生核 ，然后由外向内单向延伸的生长方式 ，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则称为“内生生长 ”。如果 “成分过冷 ”在远离界面处大于异质形核所需过冷度就会在异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出现 。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 。决定因素 :外生生长向内生生长的转变是由成分过冷的大小和外来质点

39、非均质生核的能力这两个因素所决定的 。大的成分过冷和强生核能力的外来质点都有利于内生生长并促进内部等轴晶的形成 。5-：试描述离异共晶组织的两种情况及其形成原因。答:离异共晶组织有两种情况 : “晶间偏析 ”和“晕圈 ”。晶间偏析的形成原因如下 :(1)由系统本身的原因 :如果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.专业 .专注.就在初晶相的枝晶上继续长出，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 。 如果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

40、该相析出受阻时 ，初生相就继续长大而把另一相留在枝晶间 。晕圈的形成原因 : 由两相在生核能力和生长速度上的差别所引起的 , 所以在两相性质差别较大 的非小晶面 - 小晶面共晶合金中常见到晕圈组织。5- ：论述成分过冷与热过冷的涵义以及它们之间的区别和联系 。成分过冷的涵义 :合金在不平衡凝固时 ，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 的过冷度 。成分过冷与热过冷的区别:热过冷是由于液体具有较大的过冷度时 ，在界面向前推移的情况下，结晶潜热的释放而产生的负温度梯度所形成的 。 可出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，只能出现在合金的凝固过