合工大材料成形原理教案

1第一章液态金属的结构与性质），），不能够象固体那样承受剪切应力，表明液体的原子或分子之间的n成分偏析、固-液界面类型及晶体生长方式---液体的原子扩散系数、界面n铸造合金及焊接熔池的精炼（除有害杂质和气体的效果）---热力学2近程有序---而相对于完全无序的气体，液体中存在着许多不停“游荡”型的体积变化ΔVm/Vm（多为增大）为3~5%左右，表明液体的原子间距接另一方面，金属熔化潜热ΔHm比其气化潜热ΔHb小得多（表1-2为3微晶模型液态金属有很多微小晶体和面缺陷组成，在微晶体中金属原子或位错模型液态金属可以看成是一种被位错芯严重破坏的点阵结构。在特定4反之，可由衍射的方法进行实验，经数学变换得到g(r)，从而也可反推出建立了一系列数学关系，可通过液体的g(r)和内能来计算液态系统的热力着拓扑球状密排结构以及层状结构（图1-6它们的尺寸范围约为许多不同研究者发现，Sn、Ge、Ga、Si等固态具有共价键的单组元液u合金这样的多组元液体中则可能同时存在“化学短程序”(CSRO--Chemical5671δZ1δXVXVV2V3V4V5Y的速度梯度的比例系数。要产生相同的dVX/dy，液体内摩擦阻力越大，即η粘度表达式：η=Cexp(U/kBT)=η0exp(U/kBT)，或expkB---Bolzmann常数；8u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（Hm为负值粘度在金属铸造和焊接生产技术中均具有很重要的意义。为了说明问题，先引入运动学圆形管道：ReJ为流动阻力系数：J层→J层∝η显然，流动阻力愈大，在管道中输送相同体积的液体所消耗的能量就愈大，或者说所需9金属液各种精炼工艺，希望尽可能彻底地脱去金属液中的非金属夹杂物（如各种氧化物无论是铸件型腔中还是焊接熔池中的金属液，残留的（或二次形成的）夹杂物和气泡都应该在金属完全凝固前排除出去，否则就形成了夹杂或气孔，破坏金属的连续性。而夹熔渣中的合金元素扩散到熔渣-熔池金属界面上，然后由界表面张力是由于物体在表面上的质点受力不均所造成。由于液体或固体的表面原子受内部的作用力较大，而朝着气体的方向受力较小，这种受力不均引起表面原子的势能比内部原子的势能高。因此，物体倾向于减小其表面积而产生表面表面能及表面张力从不同角度描述同一表面现象。虽然表面张力与表面自由特指液体或固体与气体之间的交界面，但更严格说，应该是指液体或固体与其蒸GLθGSLSLGLθGSLS隙使势能增加，从而被排挤到金属表面，成为富集在表面的于这些元素的金属性很弱，自由电子很少，因此表面张力小对任意曲面：对球形曲面（如液滴r1=r2）则：HSLSLSTaSSLSTHSLSLSTaSSLSTcH'bTb在外力作用于液膜两侧固体的上述整个过程中，H'bTb极限值，该值与液膜厚度有关。当r达到此时应力f=fmax=Δp达临界值，如果继续将液膜拉液膜的拉断临界应力fmax大小为：fmax=Δp应力为2×103N/mm2！液膜拉断时若无外界液体补充，那裂纹。可见，液膜的表面张力越大，液膜越薄，则液膜的拉断临界应力fmax越第二种情况，液膜已经与液体区隔绝，但是由于低熔点物质的大量存在（如钢中的硫共固速度较慢，这样，厚的液膜将会长时间地保持下去，在此期间，如果有大的拉伸速度，则熔点也相应较高而凝固速度较快，液膜迅速变薄，此时如果液膜两侧的固体枝晶受到拉力，将会遇到大的fmax的抗力，这种抗力将使高温固体内部产生蠕变变形，从而避免了热裂的产及此过程中可能产生的浇不足、冷隔、砂眼、铁豆、抬箱，以及卷入性外因---铸型性质、浇注条件、铸件结构等因素的影响，是各种因素的综合反通常，在相同的条件下浇注各种合金的流动性试样金的流动性，并以所测得的合金流动性表示合金很窄的合金停止流动机理示意图属的前端析出15~20％的固相量时，流动就停止。结晶温度范围越宽，枝晶就越发达，液流前端析出相对较少的固相量，亦即在相对较短的时间内，液态金属便对于宽结晶温度范围的合金，关于充型能力：(F为试样截面积，P为试样截面周长)L可见：静压头H↑,液态金属密度ρ1及比热C1↑,合金的结晶潜热ΔH↑,u纯金属、共晶和金属间化合物成分的合金：在固定的凝固温度下，已凝固的u合金液的粘度，在充型过程前期（属紊流）对流动性的影响较小，而在充型能力越好。而且，浇注系统（直浇道、横浇道、内浇道）的复杂程度，铸件的壁1第二章凝固温度场式中a——导温系数，a；上述微分方程式是传热学理论中的最基本公式，适合于包括铸造、焊接过程在内的所有热传导问题的数学描述，但在对具体热场进行求解时，除了上述微分（2）第二类边界条件给出通过物体表面的比热流随时间t的变化关系，表2（3）第三类边界条件给出物体周围介质温度TJ以及物体表面与周围介质解析方法是直接应用现有的数学理论和定律去推导和演绎数学方程（或模优点：是物理概念及逻辑推理清楚，解的函数表达式能够清楚地表达温度场缺点：通常需要采用多种简化假设，而这些假设往往并不适合实际情况，这数值方法又叫数值分析法，是用计算机程序来求解数学模型的近似解，又称1.差分法差分法是把原来求解物体内随空间、时间连续分布的温度问题，转化为求在时间领域和空间领域内有限个离散点的温度值问题，再用这些离散点上的温度值去逼近连续的温度分布。差分法的解题基础是用差商来代替微商，这样就将热传导微分方程转换为以节点温度为未知量的线性代数方程组，得到各节根据不同的差分格式分为：向前差分、向后差分、平均差分、中心差分、加2.有限元法有限元法是根据变分原理来求解热传导问题微分方程的一种数值计算方法。有限元法的解题步骤是先将连续求解域分割为有限个单元组成的离散化模型，再用变分原理将各单元内的热传导方程转化为等价的线性方程组，最32021c1010TiT10Τx（1）凝固过程的初始状态为：铸温度为浇铸温度T10，铸型的起始温度为环境温度或铸型预热温度T20；x（3）不考虑凝固过程中结晶潜热其通解为：T=C+Derf式中，C、D为不定积分常数，erf(x)为高斯误差函数，其计算式为：T2=Ti+erf4铸件的凝固时间：是指从液态金属充满型腔后至凝固完毕所需要的时间。铸对于铸型：Terfdt时间由铸型导出的热量为：dQAdtA.dtAdt凝固时间t导出的总热量：QdQ-TS)]（假设C1(L)=C1(S)）5对于大平板铸件，凝固层厚度ξ与凝固层体积V1、铸件与铸型间接触面积A1三者间满足关系式：ξ=V11A1令K（K---凝固系数，可由试验测定，见表2-3）容量与散热表面积之间的比值关系，凝固时间随模数增大而延长。对于形状复杂的铸件，其体积与表面积的计算都是比较麻烦的，这时可将复杂铸件的各部分看作是形状简单的平板、圆柱体、球、长方体等单元体的组合，分别计算出各单元体的模数，但各单元体的结合面不计入散热面积中。一般情况下，模数最大的单整个断面处于固液两相区，或固铸件凝固方式对凝固液相的补6a）铸件断面的温度-时间曲线b）热电偶位置c）动态凝固曲线d）某l铸件断面的温度梯度断面温度梯度相近的情况下，固液两相区的宽度GG7合金成分确定后，铸件断面固液两相区的宽度则但经过一段时间后，达到准稳定状态：移动热源周围的温ll(ll82、焊接规范：有效输入功率q、焊接速度v，焊接线能量E=q/vu输入功率q一定时：v↑,相同温度等温线椭圆所包围的范围显著减小（长度u焊接速度v一定时：q↑,相同等温线椭圆所包围的面积显著增大，而椭圆的u线能量E=q/v一定时：v，q按比例增大，等温线椭圆长度方向大大拉长，），1第三章金属凝固热力学与动力学固体转变（结晶）及向非晶态固体转变（玻璃化转变）两部分内容。常用工业合金或金属的由麦克斯韦尔热力学关系式：dG=_SdT+VdP（3-1）并根据数学上的全微分关系：dFdxdy得：dGdTdP（3-3）等压时，dP=0，dG=_SdTdT，熵恒为正值→物质自由能G随温度上升而下降GGTmSLTL2由于表面张力σ的存在，固相曲率k引起固相内部压力增高，这产生附加自由能：绝大多数物质，由于固态时的密度高于液态的密度，换言之，液态的体积大3K常数最终凝固组织的成分偏析越严重。因K常数最终凝固组织的成分偏析越严重。因00*SCC0T*TK0C*LC0/K0μi(T)及μi(T)分别为液、固两相的标准化学位，fiL及fiS为活度系数。(T)及μi(T)只有纯物质在熔点温度时两者才相等，在二元二相系统中，μ(T)及μi(T)不可能相等，所以K0≠1。K0的值不仅与温度取决于溶剂，也取决于溶质的种类。因为第三组元会影响溶质的活度系数f，所“均质形核”：形核前液相金属或合金中无外来固相质点而从液相自身发4这表明过冷度很小时难以形核，也从数学上证明了为什么物质凝固必须要有一定起伏”的原子集团，其统计平均尺寸r°随温度降低(ΔT增大）而增大，r°与均质形核的形核率I可表示为：I=Cexpexp5所以，ΔT所以，ΔT→0时，形核功ΔG*→∞,此时形核率I→0。ΔT增大，ΔG*下降，I上升。对于一般金属，温T*形核率迅速上升。计算及实验均均质形核的形核率随过冷度的增加几乎始终为零，即不可能发生形核。ImΔT所示，晶核依附于夹杂物的界面上形成。这不需要形成类似于球体的晶核，只需A1=A1=2=2(1-cos2θ)σLSσLSσLC62整理得：ΔG*heθ=0°,即晶体与杂质基底相互完全润湿，非均质形核功ΔGe=0，此时在均质形核与均质形核时临界曲率半径的相的体积比均质形核时体积小得多。所以，从本质上说，液体中晶坯附在适当的基底界面上形核，体积比均质临界核体积小得θ'＞θθ'＞θ"*ΔT"Ihe"Ihe'Ih*ΔTIo7根据界面能产生的原因，晶面结构越近似，它们之间的界面能越小。以错配Nδ=ac_aN（aN——结晶相点阵间隔，aC——杂质点阵间隔）aN5%<δ<25%，为部分共格，杂质基底有一定的非均质形核能力；δ>25%，为不共格，杂质无非均质形核能力。在曲率半径、接触角相同时，凹面杂质形核效率最高坑洼洼、凹凸不平的界面结构。如图3-8-a)所示。粗糙界面也称“非小晶面”（某一晶面）的配位数为η,晶体表面上有N个原子位置只有NA个原子（x，则在..8对于非密排晶面，ην值低，如面心立方的（001）面，η/ν=0.33。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。小晶面界面，过冷度ΔT增大到一定程度时，可能转变为非小晶面。过冷度对不同原子很容易被接纳与晶体连接起来。由于前面讨论的热力学因素，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，可以不断地进行“连续9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）：（1）二维晶核机制：其台阶在界面铺满后即消续方式进行。这是因为ΔT很大时，二维形核速度很大，界面上形成许多二维晶核，此时界面结构实际已成为粗糙界面，在这种情况下，长大速度与连续方式一致，其长大方式也与粗2ΔTk21第四章单相及多相合金的结晶合金凝固组织的影响规律、单相固溶体合金及多相所谓绝对平衡凝固是指液、固相溶质成分完全达到平衡状态图对应温度的固相及液相的质量分数分别为fS及fL，2于是有CSJs+CLJL=C0(JS+JL=1)即CJS整理得：C凝固终了时Js=1，固相成分均匀地为CS=C0。平衡凝固只是一种理想状态，在实际中一般不可能而液相因完全混合，平均成分CL=C，即3积分得C=A(1_fS)(K0_1)根据初始条件fS=0,C=K0C0，得A=K0C0C=K0C0(1_fS)(K0_1)C=C0fL(K0_1)Scheil公式（亦称“正常偏析方程”）由此可以看出，凝固过程随着固相分数（fS）增加，C、C均增加。这种情况下，固相的平均成分比绝对平衡的要低，因此，当温度达到相（杠杆原理甚至达到图示共晶温度时仍有液相存在，这些保留下来的液衡成分上述分析的情况意味着，合金实际凝固组织的相组成总是偏离平衡状态图。这在假设溶质在固相中没有扩散。由于液相只有扩散，固相中排出的溶质难以在CS逐渐上升，C*L也逐渐上升，直至C*L③最后过渡区：直到剩下液体不多时，凝固接近完毕，界面上溶质原子向液4a）稳定阶段，b）凝固的三个阶段，c）凝固过程固、稳定态时：=DL，方程的解为：CL=A+Bex'根据边界条件：CL|x及CL|x,=∞=C0,得：C0=A,BC0一般将x称为特征距离：此时CL-C0）值降到C5R2＞R1R2R1R2溶质在液相完全均匀混合的情况也很难达到，除非人为地以某种方式（通常为机成部分混合情况：充型过程，熔池金属受种种力的搅拌，温度和溶质分布的不均如果液相容积很大，边界层以外液相将不受已如果液相容积很大，边界层以外液相将不受已C0/K06下面考虑液相部分混合的稳态时C及C值：如果把有效分配系数KE代入上式，则LLLDL7设在界面前沿形成一个溶质富集层（图 TMmLa)TMCL*=C0/k0CS=CCS=C0C%CC%CL*b)X'TL(X')c)X'TTi液相实际温度分布为：T=Ti+GL.x'。GL,则出现“成分过冷”8“成分过冷”冷出现的区域宽度：△X固溶体合金，也适合于具有共晶及包晶反应合金的先态主要与传热及传质有关，而纯金属则仅热流有9界面~Tm-ΔTk插白：对于合金凝固，除了可能出现的“热过冷”影响外，还可能受“成分过冷”的影响，而且后者往往更为重要。即使液相一侧不溶体生长方式受两方面因素控制：即工艺因素降低（图4-12a成分过冷程度增加，而且最大成分过冷ΔTmax在远离固液界面处，而界面处过冷最小。从而一方面阻碍原有晶体界面整体推进，另一方面一旦形成晶体突出，极易快：（dHuntJ.D根据Jackson系数α,将共晶组织分为三类：（2）粗糙-光滑界面（非小晶面-小晶面）共晶金属-非金属共晶属于第(2)类共晶体，长大过程往往仍是相互偶合的“共生”非金属-非金属属于第(3)类共晶体，长大过程不再是偶合的。所得到的组织为两层片状共晶组织是最常见的一类非小晶面一非共生共晶的生核过程：共晶转变开始时，熔体首先通过独立生核而析出领先且为新相(β相）的析出提供了有效的衬底，从而导致β相固溶体在α相球面上“搭桥”方式：领先相表面一旦出现第二相，则可通过这种彼此依附、交替一方面，α相片层前沿的中心处B原子扩散走的距离比在α-β交界处相片层中心处B原子扩散走比α-β交界要困难得多→引起此处B原子聚集而浓度λ=k.R_12在纯二元共晶合金结晶时，一般得到宏观平坦的共生界面当于层片厚度数量级）→不会引起共生界面前沿的成分过冷。第三组元(k0＜l＝存在时，形成胞状共晶或树枝状共晶组织原因：每相排出第三组元的原子→无法横向扩散→只能向液体内部扩散→形成富集层（达到几百个层片厚度数量级）→在适当的工艺条件下(如GL较小、R较大时)→界面前方液体产生成分过冷→导致界面形态的改变→胞状界面(图4-33)。胞状结构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曲而形成扇形结构----“集群结构”。当第三组元浓度较大，或在更大的凝固速度下，成分过冷进一步扩大，胞状共晶将发展为树枝状共晶组织(图4-34)，甚至还会导致共晶合金自外生生长到内图4-33杂质存在时发生胞状长大的“集群结构”出在时间上和空间上都是彼此分离的，因而在形成的组织中没有共生共晶的特(晶间偏析l晕圈(晶间偏析l晕圈两相性质差别较大的非小晶面—小晶面共晶合金中能更经常地见到这种晕由于小晶面本身存在着多种不同的生长机制，故这类共晶合金比非晶小面-非小晶面共晶合金具有更为复杂的组织形态变化，且高度的敏感。即使是同一种合金，在不同的条件下则能悬殊的共生共晶甚至离异共晶组织。这类共晶合金最具有代表性的是Fe-C和非小晶面-小晶面合金的上述不规则共生共晶生长机制，会随着生长动力学奥氏体晕圈的离异共晶组织。在一般工业片状石墨结构的共生共晶组织。如果在工业铁液中加入微量的镁或铈等球化元到改变组织形态、提高机械性能的目的，这种处理工艺称为变质(modification)。目前变质处理已经成为控制铸件结晶组织特征及其机械性能的一种非常重要的1内部等轴晶内部等轴晶柱状晶区2较低的铸型中时，型壁附近熔体由于受到强烈的生核。这些晶核在过冷熔体中也采取枝晶方式生长，由于其结晶潜热既可从型壁导出，也可向过冷熔体中散失，从而形成了无方向性的表面细等轴晶组织。一旦型壁附近的晶粒互相连结而构成稳定的凝固壳层，凝固将转为柱状晶区由外向内的生长。这时，表面激冷细晶粒区将不再发展。因此稳定的凝固壳层形成得越早，表面细晶粒区向柱状晶区面处单向的散热条件（垂直于界面方向处在凝固对于纯金属，其凝固前沿基本上呈平面生长，沿富集而逐渐增多时，柱状晶区的亚组织能呈柱状晶区开始于稳定凝固壳层的产生，而结终不利于等轴晶的形成与生长，则柱状晶区移，固相散热能力逐渐削弱，内部温度梯度趋于平35-4)。如果经历的区域温度不高，这些小等等轴晶的核心，这就说明了为什么浇注温度低可以使柱状晶区变窄而扩大等轴a)在同样的铸造条件下，纯金属几乎得不到等轴晶(主要得到柱状晶)。因为对于纯金属来说，在型壁处产生晶体的游离是很困难的。但方面，具有“脖颈”的晶体不易于沿型壁方向与4对那些溶质偏析严重而易于产生较细脖颈的晶.....为，液面冷却产生的晶粒下雨似地沉积到柱状晶看法均有自己的实验根据，然而也受到各自实验和转变乃是过冷熔体独立生核的能力和各种形式晶件综合作用的结果，铸件中各晶区的相对大小和晶5状晶区的形成和发展，从而扩大等轴晶区的范围面，影响宏观组织形成的因素有铸件的热物理性质(如导热率、蓄热系数等)、铸型温度及铸a’)6控制冷却条件的目的是形成宽的凝固区域和获得大的过快热传导能力的铸型来细化晶粒；而对厚壁铸件，一般采用冷却能力小的铸型以确保等轴晶的形成，再辅以其他晶粒细化措施以得到满意的效果。如果是采用冷却能力大的金属型观组织目的的一种工艺方法。从本质上说，孕育(Inoculation)主要是影响生核过程和促进晶变质在改变共晶合金的非金属相的结晶形貌上有VBP7的某些组分完成熔化过程，或与合金液反应生成布并与合金液充分润湿，逐渐达到最佳的细化效的，通常存在一个可接受的保温时间范围。随合金细化效果所需要的时间也不同。几乎所有的孕育（孕育效果逐渐减弱）现象。因此孕育效果不仅碎或与铸型分离，在液相中形成大量结晶核心，达熔焊条件下的液态金属凝固过程与第三章和第四章所阐述的一般液态金属凝固过程在本然而，由于焊接熔池凝固条件的特殊性，其凝固熔焊时，在高温热源的作用下，母材发生局部熔化，并与熔化了的焊接材料相互混合形成熔池，同时进行短暂而复杂的冶金反应。当热源离2.熔池金属中不同区域温差很大、中心部81.联生结晶从熔池边界未熔母材晶粒表面非自发形核，以柱状晶的形态向焊缝中心长最快。一般情况下，由于等温线是弯曲的，其则很大，成分过冷接近于零，满足平面晶GR生长的条件。随着凝固界面远离熔合区边界9分过冷，平面生长将转为胞状生长；随着成1快速凝固是指采用急冷技术或深过冷技术获得很高的凝固前沿推进速率的凝固过程，通1）把金属或合金熔体分散成小液滴（雾化技术2）使液流保持一个很小的截面，并与高效冷却（散热）器接触（熔体旋转法或薄截面3）使材料的一个薄层快速熔化并与无限大散热器紧密接触，散热器通常是同一种材料2从旋转盘或杯的切线上分散出熔体通过旋转圆盘不断从熔池中提取熔体非圆形截面的连续或短纤维，或连续3加热线圈急冷条带旋转辊坩埚及金属加热线圈急冷条带旋转辊坩埚及金属液态金属气体这类技术从最简单的由流嘴产生单一熔体流并在其分散成小液滴前形成表面膜或凝固4细化区细化区工件工件运动方向激光束5G温度LG温度LαTST1AC0%B2组织细化胞状树枝状R平面67 x=10-8x=10-6t,t,s8近年来随着材料研究工作的深入，块体金属玻璃的研究得到了越来越多的Tg温度以下即发生玻璃化转变。对于块体金属玻璃，上述温度9塑性只有~2%。在叶片中，在加热和冷却循环ΔT中由Δσ=αEΔT向发生显著变化。在定向凝固超合金中的柱状晶粒结构长还是柱状晶生长的结构，<100>都是选择生长1白点：含氢量较高的碳钢和低合金钢拉伸或弯曲断面上出现的银白色圆形脆断((焊条药皮、焊剂、焊芯的造气剂⎫2如，纤维素的热氧化分解反应C6H10O5）m＋7/2mO2（气）6mCO2（气）5mH2（气）CaCO3=CaO+CO2↑MgCO3=MgO+CO2↑6Fe2O3=4Fe3O4+O22Fe3O4=6FeO+O24MnO2=2Mn2O3+O23熔炼过程气体主要来自各种炉料、炉气、炉衬、工具、熔剂及周围气氛中浇注过程浇包未烘干，铸型浇注系统设计不当，铸型透气性差，浇注速度铸型来自铸型中的气体主要是型砂中的水分。即使烘干的铸型在浇注前也mMe+nH2O__→MemOn+nH2（7-1）石灰石砂的分解：CaCO3__→CaO+CO2↑（7-4）2NH3__→N2+3H2（7-5）4__→C+2H2（7-6）CnH2n+2__→nC+(n+1)H2（7-7）4面上分解为原子→原子穿过金属表面层向金属内部扩散（图7-4a）u气体分子分解为原子或离子→原子或离子向界面运动→表面吸附→向内部扩焊接温度下：氢、氧等气体的溶解以图7-4b方式为主，氮以图7-4a方式为主(压力金属吸收气体为放热反应：△H为负值，溶解度随温度的上升而降低，如图5(氢在Fe,氢在Fe,Ni,Al,Cu,Mg等常用合金中溶解度上升氮在Fe合金中溶解度上升氮在Al合金中溶解度下降|l氧在Fe合金中溶解度上升但达到最大值以后，继续升温由于金属蒸气压快Ti,Al,Zr,Re与氮形成稳定化合物，不溶于液态钢铁而进入熔渣(2)焊接区气氛性质的影响：6(3)焊接工艺参数的影响：研究表明，在电弧焊条件下，氢和氮在液态金属中的溶解度已不遵循平方根气体分子或原子受激后溶解速度加快；电弧气氛中的阳离子N+或H+可直接在阴极溶解；在氧化性电弧气氛中形成的NO，遇到温度较低的液态金属N和O，而N能迅速溶入金属。若氧在金属－氧－氧化物系统中：{pO2}---实际分压为，pO2----金属氧化物的ppO（7-18）7CO2＋[Fe]＝CO＋[FeO]lgK（7-20）温度升高时，平衡常数K增大，反应向右进行，促使铁氧化。因此，CO2保2O对金属的氧化H2O气＋[Fe]＝[FeO]＋H2lgK（7-22）可见，温度越高，H2O的氧化性越强。比较式（7-20）和式（7-22）可见，在液），8浮游法精炼：氮气精炼，氯气精炼，氮-氯2CaF2+3SiO2=2CaSiO3+SiF4SiF4+2H2O=SiO2+4HF（4）焊后热处理：将焊件加热到350℃,保温1h1第一节渣相的作用与形成盐型熔渣主要由金属氟酸盐、氯酸盐和不含氧的化合物组成。如：CaF2-NaF、盐—氧化物型熔渣主要由氟化物和金属氧化物组成。如：CaF2-CaO-Al2O3、、氧化物型熔渣含有较多的弱碱金属氧化物，如：MnO-SiO2、FeO-MnO-SiO2、、TiO232Al2O3Na2OK2OBB——————-——-—-—-—-—-L3——————533第二节渣体结构及碱度B=Σ碱性氧化物的摩尔分数（8-4）Σ酸性氧化物的摩尔分数式中，各化合物的浓度以质量百分数计。当B1＞1为碱性渣，B1＜1为酸性渣，BaiMi（8-6）4第三节渣相的物理性质ΔTTΔT2η短渣ΔTTΔT2η短渣5第四节活性熔渣对金属的氧化6FeO（8-10）L（8-12）7↑↑↓性高于（SiO2但2200℃以上温度时，KSi>KSi，显然对于过热度很高的熔滴SiO2）对含有脱氧元素的造渣剂和造气剂被加热时其中的高价氧化物或碳酸盐分解出的氧和二由以上可以看出要实现沉淀脱氧，应具备三个条件： 到 到还原生成的铁返回到钢液中,而氧化亚铁逐渐9-9）9-10）9-11）炼出低碳(≤0.08%C）、超低碳(≤0.03%C）、以及极低碳(≤0.01%C）的钢液。这样的技℃)的形式呈片状或链状分布于晶界。因此增加了金属产生结晶裂纹的倾向，同时还会降低（CaOFeS）→（CaSFeO9-17）4）硫的活度硫的活度大，容易从金属液中析出，有利于脱硫。凡增加硫的活度的N(FeO)N(FeO)接应力分布及改善热影响区组织与性t/s温度范围内的冷却时间来表征冷却的快示薄板焊件（线热源T-Texp（10-2）式中：E—焊接线能量（J/m)；R－厚焊件上某点距热源运行轴线的垂直距离， y—薄板上某点距热源运行轴线的垂直距离(m),其余符号意义参见第二章。以上二Tm越低；而对焊件上某一定点，随着线能量E的提高，其Tm增高，显然焊接热影响区的T∂t,推导整理焊接条件下热影响区的组织转变与热处理条件下的组织转变相比，其基本原理是相同在一般的熔焊条件下，不易淬火钢按照热影响区中不同部位加热的最高温度及组织特4-不完全重结晶区；5-母材；6-4-不完全重结晶区；5-母材；6-淬火区Mn以外，还有部分钛的碳化物、氮化物溶入奥氏体焊接规范等的影响，因此需根据具体情况分析。例如上述的16Mn如母材焊前是调质状态，焊接热影响区的组织分布除存在完全淬火区和不完全淬火区的性能，它可以间接预测热影响区的韧性、脆性和抗裂性等。近年来已把热影响区的Hmax元素的低合金高强钢。日本的伊藤等人采用Y形坡口对接裂纹试验对200多个低式（10-13）主要适用于C≤0.17%,σb=400～900MPa的低合金高强钢。d_12/mmd_12/mm_12HAZ的粗晶脆化与一般单纯晶粒长含碳量较高的钢（一般C≥0.2则组织脆化主要是高碳马氏体。象，即所谓“过时效软化”。焊接LD2dck0C0l0—一V偏析 -xWIx气孔：存在于液态金属中的气体，若凝固前气泡来不及排除，（3）以气泡形式从液态金属中逸出。气体以扩散ph>p0ph=pH2+pN2+pCO+pCO2+pH2O+...阻碍气泡长大的外界压力p0由大气压pa、金属静压力pb和表面张力所构成的附加压力pc组成，即2σapb+r气气气气l当气泡与现成表面的润湿角θ<90中所富集的气体溶质浓度也会大于饱和浓度而析出气p气>p静+p阻+p腔（11-6）式中，p静是液态金属的静压力，p静＝hρg，由液态金属的高度h、密度ρ和重力加速度g决定；p阻是气体进入液态金属的阻力，由液态金属的粘度、（2）氮气说一些研究者认为，浇注后孔。铸型或型芯采用各种含氮树脂做粘结剂，均会造成界面处气相氮气浓度增加。提高树脂及乌洛托品CaCO3→CaO+CO2↑CO2+Fe→FeO+CO↑（2）过滤法使液态金属通过过滤器以去除夹（1）化学成分液态金属含有易氧化的金（2）液面条件液态金属充填铸型时，铸（3）液流特性液态金属与大气接触的机℃)共晶。T浇nm AnmB成分/％体收缩率/％体收缩率/%εV液=αV液（T浇－TL)×10011-15）式中，εV液是液态体收缩率(%);αV液是金属的液态体收缩系数(℃-1T浇是液态金属的浇注温度(℃);TL是液相线温度(℃)。增大（碳的质量分数wC每增加1%,αV液增大20%);％，碳的质量分数wC/%凝固收缩率εV凝/%碳的质量分数wC/%V凝/%εV固=αV固S_T0)×100%式中，εV固是金属的固态体收缩率(%);αV固是金属的固态体收缩系数(℃-1TS是固相线温度(℃)；T0是室温(℃)。V总=V液+εV凝+εV固2σpg+ps>pa++pHrCCCC（1）铸铁成分对于灰铸铁，随碳当量增加，（2）凝固方式共晶成分灰铸铁以逐层方式凝（4）铸型刚度铸铁在共晶转变发生石墨化膨\冒口\冒口TLTSTLTS--b1IIc3a3tTITa1c1a2c2TTHTKc0T0 —+——（4）锤击法焊后采用手锤或风枪等锤击焊缝及近b)b)在温差时，就可能产生弯曲变形。∫（2）刚性固定法该法是将焊件固定（4（4）焊接变形的矫正焊接结构发生了超出技术要1）机械矫正利用机械力使构件产生与焊接变形相反2）火焰矫正采用火焰局部加热使金属产生压缩塑性金属在凝固过程中要经历液-固状态和固-TBTTBTLε=∫(T)TBTLε=∫(T)3232T母材含有较多的低熔点杂质时，近缝区晶粒严在相间张力和冷却收缩应力的作用下，产生液），AACBτσAAA 1．凝固温度区的影响凝固裂纹的倾向随凝固温度区的 b）b）>0.16包晶点）时，磷的有害作用将超过硫，中，提高抗裂性能。对接焊缝一般要求Φ>1，但Φ>7d）e）f）），（1）延迟裂纹这类裂纹是在氢、钢材淬硬组织和拘束323323132100℃)时，金属晶格中能自由扩散的氢才会起致裂作用。lδLFlδLFFσσ定义——塑性是指金属材料在外力作用下发生变形而不破坏其完整性的能力。人们利用金属的这种特性，使其在外力作用下改变形状，并获得一定力学性能。这种用途——金属塑性加工在汽车、拖拉机、船舶、模锻是在锻压机器的压力作用下，使金属在3．拉拔拉拔是将金属坯料的前端施以一定的拉力，使它通过锥型的凹模型腔、改变其截面的形状和从而获得一定形状和较小截面尺寸的工件。由于金属在挤压模积成形主要以热加工为主，如自由锻、模锻等。冷加工是在回冲压、冷轧、冷拔、冷挤压。介于两者之间点时，他们会沿变形方向拉成细带状(塑性杂质)或碾成和板织构。拉拔和挤压加工方式会形成丝织构。这种加工是轴变形后有一个共同的晶向与最大主应变方向趋于一致。轧制的加工硬化既是金属塑性变形的特征，也是强化金属的重要原子活动能量小，空位移动使晶格扭曲恢复。位错短程移晶粒吞并小晶金相显微镜下观察组织无变化。宏观内应力和微观内应力降强度、硬度略有下降，塑性去应力退火工艺，一般只有再结晶退火可消除加工硬化动态回复主要是通过位错的攀移、交滑移来实现的。对镁等金属，它们的层错能高，变形位错的交滑移和攀移比较容错互相抵消，其结果是位错密度下降，畸变能降低，达不到动错能高的金属热变形过程中唯一的软化机制。对这一类金属，织仍为沿变形方向拉长的晶粒，其亚晶粒保持等轴状。动态回回复的密度，而亚晶粒的尺寸要比冷变形后经静态回复的亚晶对于层错能较低的金属的热塑性变形，如果变们利用这一点对金属进行高温形变热处理，即把热变形和热处双重效果，获得比单独进行热处理和单独进行变形强化更好的其变形温度、应变速率和变形程度，使其只发生动态回复，继承了动态回复中奥氏体的亚晶状组织，晶粒得到细化。淬火生动态再结晶。因为层错能低时，不易进行位错的交滑移和区域会积聚足够高的畸变能差，而且由于动态回复的不充分动态再结晶需要一定的驱动力，只有畸变能差积累到一定水再结晶的能力越强。溶质原子固溶于金属基体，弥散的第二动态再结晶的晶粒度大小与变形程度、应变速率和变形温和变形程度，会使动态再结晶后的晶粒变细，而细小的晶粒组在动态再结晶的过程中，由变形引起的硬化过程和由再结晶引起的软化过程相互平衡时，真实应力趋于稳定。热加工变形的回复与再结晶是一边变形一边发生的，形的间歇或变形之后，利用金属的高温余热进行的。图13-17小时（50%只发生动态回复，脱离变形区后发生静态回复；形时，除发生动态再结晶外，会形成亚晶组织，它处于大，在变形停止后，会发生静态回复；若变形程度较大晶。这一过程比较缓慢，需要有一定的孕育期，在孕育金属的另一种软化过程叫作亚动态再结晶，它是发生在经形成的、但尚未长大的动态再结晶晶核，以及虽已长大但而温度又足够高时，这些晶粒会继续长大。这一过程称为亚动金属热塑性变形机理主要有以下几种：晶内滑移，晶内为了衡量金属塑性的高低，需要有一种可以量化的指标，称为塑性指x10013-2）x10013-3）式中，L0、Lk为试样的原始标准间距和试样断裂后标距间长度；A0、加工工艺规范，如选择变形温度、变形速度、变形程度等的重塑性反映的是金属对塑性变形的适应能力，塑性的好坏表塑性的大小为什么压应力的压应力能阻止于愈合金属内部的缺陷与损伤，而拉应力则相反。当人们发现，在一些特定条件下，如一定的化学成分、金属会表现出异乎寻常的高塑性状态，即所谓超常的塑性超塑性变形的优点是能极大地发挥变形材料的塑性潜力，大大形，对于难成形的合金材料，如钛合金、镁合金、铝合金和合从变形机制上，超塑性变形的晶界行为起了主要作用中的分量，可以使冗长繁杂的公式在形式上变得简洁明了。如直角坐标系的三根轴x、y、z，可写成x1、x2、x3，用角标符号简记为xi（i＝1，2，3空间直线的方向余弦l、m、n可写成lx、ly、lz，简记为li（i＝x、y、z）。如果一个坐标系带有m个角标，每个角标取n个值，则该角标符号代表着nm个元素，例如σij(i，j=x，y，z)就包含有9个元素,即9个应力分量。为了省略求和记号Σ,可以引入如下的求和约定：在算式的某一项中，如果有某个角标重复出现，就表上述重复出现的角标叫哑标，而在用角标表示的算式中位移、速度和力等，需要用空间坐标系中的三个分量来表示。张量是矢量的推广，可定义为由若干个当坐标系阶张量，有32=9个分量。xkxix1x2x3x1,x2,l2,1l2,2l2,3x3,l3,2l3,3坐标轴关于原坐标系xi的方向余弦可记为lki或llj(k,l=1,,2,,3'；i,j=1,2,3）。由于cos(xk,xi)=cos(xi,xk)，所以lki=lik，llj=ljl。坐标系xk中的九个分量Pkl之间存在下列线性变换关系：P张量是满足一定的坐标转换关系的分量所组1）张量不变量张量的分量一定可以组成某些函数J(Pij)，这些函数值与坐标轴无关，它不随坐标而2）张量可以叠加和分解几个同阶张量各对应的3）张量可分为对称张量、非对称张量、反对称张量若张量具有性质Pij=Pji，就叫对称张量；若张量具有性质Pij=_Pji，且当i=j时对应的分量为0，则叫反对称张量；如果张面力或接触力，可以是集中力，也可以是分布力。另一类是S2=σ2+τ2若将截取的下半部分放入空间坐标系Oxyz中，并使截面F的法线方向N平行于y轴（图14-2b则全应力S在三个坐标轴上的投影称为应力分量，它们是σy、τyx、τyz。其棱边分别平行于三坐标轴。在互相垂直的微分面上的全应力它们是σxx,σyy,σzz,τxy,τyx,τyz,τzy，τzx,τxz。它们可以完整地描述一点的应力状态，如图14-3所示。可简写为σx；两个下角标不同的是切应力分量，例如τxy表示x面上平行于y轴的切应力分量。将9个应力作用在作用在x面上作用在y面上τxyσyτzyτyxLτzx|xzyzττσzxdFx=ldF；dFy=mdF；dFz=ndFSxdF_σxdFx_τyxdFy_τzxdFz=0用角标符号简记为Sj=σijli(i，j=x，y，z)显然，全应力S2=S+S+S斜微分面上的正应力σ为全应力S在法线N方向的投影，它等于Sx,Sy,Sz在N方向上的投影之和，即σ=Sl+Sm+Snxyz斜切微分面上的切应力为τ2=S2_σ2三坐标轴的分量为Tx、Ty、Tz，其值据式（14-6）为为已知，则过该点的斜微分面上的正应力σ和切应力τ都将随法的主平面，面上的切应力为0，正应力即令上式可写成σ3_J1σ2_J2σ_J3=0（14-13）J2、J3也应是单值的，而不随坐标系而变。由此得出重要结（14-12）组成的函数值是不变的，所以将J1、J2、J3称为应力张量第一、第二、第三不变量。σ2m2+σ3n2τ2=S2_σ2=σl2+σm2+σn2_(σ1l2+σ2m2+σ3n2)2（14-16）面而与另两个主平面交角为45°的平面就是主切应力平面，如图主切应力角标表示与主切应力平面呈450相交的两主平面的编号。三个主切应力平面也是互相正交。主应力值和主切应力值，即l0m0n0222σm=(σ1+σ2+σ3)=(σx+σy+σz)=J1σm是不变量，与所取的坐标无关。对于一个确定的应,xxm,yym,zzm14-21）力球张量，其任何方向都是主方向，且主应力相同，均为平均应力σm。球应力状态的特点是在任何切平面张量相同。因此，应力偏张量只使物体产生形状变在力学分析中，材料的各种极限值，如σs、σb，通常是在单向拉伸、压缩试验中测出的。为了使塑性变形中的复杂应力状态能与这些极限值相比较，人们引入“等等效应力不能在特定微分平面上表示出来，但它可以在一般认为，应力是坐标的连续函数，即σij=f(x,y,z)。ij同理，由ΣPy=0和ΣPz=0，可得质点的应力平衡微分方程的另外两个等式，合并写为2）将各应力分量代入应力张量不变量的式J1=5,J2=50,J3=0σ3-5σ2-50σ=0-5为求主方向，可将解得的三个主应力值，分别代入上对于σ2：lm2=0，n或ui=ui(x、y、z)（15-2）物体中某点产生了位移，还不表明物体产生了变形，只有质如，与M相邻质点M,(x+dx,y+dy,z+dz)在变形中产生位移矢量u,，即u+δu，和M相比，产生了位移增量δu，或M,与M之间相对位置变化量。如果δu=0，两质点间没有相对位移，MM,没有产生变形，仅仅产把γxy和γyx定义为切应变。γxy表示x方向的线元向y方向偏转（2）单元体分别在x面、y面和z面内发生角度偏3_I1ε2_I2ε_I3=0（15-9）对于塑性变形，由体积不变条件，I1=0（3）在与主应变方向成45ο方向上存在主切应变，其大小为ijεm物体变形后，体内各质点产生了位移，并因此而形后移到a1点后，所产生的位移分量为u、v，则b按照同样的方法，由单元体在yoz和zox坐标平面上投影的几何关系，得应变几何方程，又称柯西几何方程。如果物体中的位移场已知只有这六个应变分量之间满足一定的关系，才能保证变形体的将几何方程（15-16）中的εx、εy分别对y、x求两次偏导数，再对上式两边对y求偏导数，得式（15-21）表明，在物体的三维空间内的式（15-19）和式（15-21）统称变形连续方程或应变协调方程。变形连续方程的物理意义表示：只有当同时还应指出，如果已知一点的位移分量ui，则由几何方程求得的应变分量εij自然满足连续方程。但如果先用其它方法求得应变分量，则只有满足上述应_3_3εx=0.1×10_3,γxy=0.05×10_3_0.025×10_3=0.02εz=_0.1×10_3,γzx=_0.025×10_3将点B的坐标值（0.5,－1,0）代入上式，得点B处的应变值εy=0,γyz=_0.05×10_3εz=_0.05×10_3,γzx=0.025×10_3小变形时，可以认为只有线应变引起边长和体x+εy+（15-22）在塑性成形时，由于物体内部质点连续且致θ=εx+εy+εz=ε1+ε2+ε3=0（15-2式（15-23）称为体积不变条件。它表明，塑性变形时三个正应变之和等于零,说明三个正应变分量不可在塑性变形过程中，物体内各质点以一定的速度运动，形成一i(x,y,z,t)（15-24）量称为位移增量。在图15-6中，设质点P在dt内沿路径PP'P1从P'移动无限小距离到达P"，位移矢量PP"与PP'之间的差即为位移增产生位移增量以后，变形体内各质点就有了相应的无限小应变增量，用dεij表示。dui代替ui，dεij代替εij即可，即点在某一瞬时的应力状态一般对应于该瞬时的应变增量。可以采变增量为dεij，则应变速率为（15-30）设在单向拉伸时某试样的瞬时长度为l，在下一个瞬时试样长度又伸长了dl，则其应变增量为变z=τzx=τzy=0，只有σx、σy、τxy三个独立的应力分量，且σx、σy、τxy沿z方向均如果物体内所有质点都只在同一坐标平面内发生变所以εz=γxz=γyz=0，则平面应变状态根据体积不变条件有εx=_εy态下，σz等于平均应力，即3）如果处于变形状态，发生变形的z平面即为塑或中的轴对称应力状态主要指每个子午面（通过旋转体轴线的持不变。轴对称问题通常采用圆柱坐标系(ρ,θ,z)比较方便。当用圆柱坐标表示应力单元体时，如图∂w∂wz∂z2）各应力分量与θ坐标无关，对θ的偏导数为零。在某些情况下，例如圆柱体在平砧间均匀镦粗、圆柱体坯料的力相等σρ=σθ,这样，在式（15-41）的应力平衡微分方程式中，便只有三个独立的应力分量。轴对称变形时，子午面始终保持平面，θ向没有位移速度，位移分量ν=0，εθ材料真实应力-应变曲线是建立塑性理论的重要依据，通常采用单向拉伸或单向压缩实验来确定这种曲1.真实应力试样瞬时横截面A上所作用的应力Y称为Y（16-2）所以Y（16-3）3.真实应力-应变曲线在均匀变形阶段，根据式（16-3）和这样便可作出曲线的b'k'段。所以A=A0e_ΕdP=AdY+YdAA0e_dY_Y(A0e_d)=0Y实验所得的真实应力-应变曲线一般都不是简单的函数关Y=B式中，B是强度系数；n是硬化指数。B（16-9）B与n不仅与材料的化学成分有关，而且与其热处理状态有关，常用材料的B和n可查相关手册。Y=σs+B1Εm