东北大金属凝固理论习题及解答

第二章1.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？答：①改变铸件的浇注温度、浇铸方式与浇铸速度；②选用适当的铸型材料和起始（预热）温度；③在铸型中适当布置冷铁、冒口与浇口；④在铸型型腔内表面涂敷适当厚度与性能的涂料。2.影响铸件凝固方式的因素有哪些？答：①合金凝固温度区间；②铸件断面的温度梯度。3.何为凝固动态曲线？有何意义？答：凝固动态曲线：在凝固体的断面上，不同时间、不同位置达到同一温度点（液相温度、固相温度）连接起来的曲线。意义：判断金属在凝固过程中两相去的宽窄由两相区的宽窄判断凝固断面的凝固方式。4.凝固方式分为几种？对铸件质量有何影响？答：①逐层凝固方式，对铸件质量的影响：流动性能好，容易获得健全的铸件。液体补缩好，铸件的组织致密，形成集中缩孔的倾向大（形成缩松的倾向小，可以采用一定的工艺措施消除集中缩孔）。热裂倾向小（因为热裂是在凝固区形成的，凝固区域窄，晶间不易出现裂纹，即使出现也可以焊合）。气孔倾向小，应力大，宏观偏析严重。②体积凝固方式，对铸件质量的影响：流动性能不好，不容易获得健全的铸件。液体补缩不好，铸件的组织不致密，热裂形成集中缩孔的倾向小。热裂倾向大（因为热裂是在凝固区形成的，凝固区域宽，晶间易出现裂纹气孔倾向大，应力小，宏观偏析不严重。③中间凝固方式，对铸件质量的影响：可大幅改善铸件的组织和降低铸件的中心缺陷，介于前两者之间。5．凝固时间“平方根定律”与“折算厚度法则”有何区别？答：“平方根定律”是对于大平板，球体和长圆柱体铸件比较准确，对于短而粗的杆和矩形；“折算厚度法则”考虑了铸件形状，由于边角效应的影响，计算结果一般比实际凝固时间长10%~20%。“折算定律”考虑了铸件形状影响因素，接近实际，是对“平方根定律”的修正。它们形式一样但意义不一样。6.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？。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<A杆根据与R所以凝固时间依次为：t球>t块>t板>t杆。5.在砂型中浇铸尺寸为300x300x20mm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：热物性导热系数λ密度ρ热扩散率a结晶潜热材料kg/m3m2/sJ/kg纯铝21227006.5x10-53.9x105砂型0.7392.5x10-7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_τ曲线；（2）分别用“平方根定律”及“折算厚度法则”计算铸件的完全凝固时间，并分析差别。解：(1)代入相关已知数解得：b根据公式计算出不同时刻铸件凝固层厚度s见下表,ξ_τ曲线见图3。040608004.226.007.318.449.43图3ξ_τ关系曲线(2)利用“平方根定律”计算出铸件的完全凝固时间：取ξ=10mm，代入公式解得：τ=112.4(s)；利用“折算厚度法则”计算铸件的完全凝固时间：采用“平方根定律”计算出的铸件凝固时间比“折算厚度法则”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第三章1.试述结晶相变的热力学条件、动力学条件、能量及结构条件。分析结晶相变时系统自由能的变化可知，结晶的热力学条件为ΔG<0；只有过冷，才能使ΔG<0。动力学条件为液相的过冷度必须大于形核所需的边界过冷度。由临界晶核形成功可知，当形成一个临界晶核时，还有1／3的表面能必须由液体中的能量起伏来提供。液体中存在的结构起伏，是结晶时产生晶核的基础。因此，结构起伏是结晶过程必须具备的结构条件。2.在液态金属中，凡是涌现出的小于临界晶核半径的晶胚都不能成核。但如果有足够的能量起伏，是否可以成核？不可以成核。因为任何一个晶核都是相起伏和能量起伏的共同产物，当任何一项不能满足特定的条件时，液态金属中的晶胚都不能形成稳定的晶核，而是瞬间形成，瞬间消失。当晶胚尺寸半径小于临界形核半径时，此时的相起伏不能满足形核的热力学条件，因此即使能量起伏足够大，该晶胚也不能成为稳定的晶核。3.液态金属凝固时需要过冷，那么固态金属熔化时是否需要过热？为什么？需要。固态金属熔化为液态金属时，要求固相自由能大于液相自由能（GS>GL此时ΔGV=GL-GS<0，自由能降低，熔化过程能够自发进行。当固态金属温度达到理论熔点Tm时，ΔGV=0，固态金属不熔化，只有T>Tm时，ΔGV<0，固态金属开始熔化，因此固态金属熔化时需要一定的过热。4.假设凝固时的临界晶核为立方体形状，求临界形核功。分析在同样过冷度下均匀形核时，球形晶核和立方晶核哪一个更容易生成？5．说明过冷度ΔT是影响凝固相变驱动力ΔG的决定因素6.怎样理解溶质平衡分配系数K0的物理意义？7．解释临界晶核半径r*和形核功ΔG*的意义，以及为什么形核要有一定过冷度?临界晶核半径r*是晶胚能够成为稳定晶核的最小尺寸，当晶胚尺寸r<r*时，此时该晶胚不能形成稳定的晶核，当r=r*时，晶胚即可能消失，也可能长大成为稳定的晶核，当r>r*时，此时晶胚可以自发地长成稳定的晶核。临界形核功ΔG*表示当晶胚尺寸r=r*时，形核过程中的自由能的变化，此时ΔG*=4/3πr*σ为正值，为了使总的自由能变化为零，则必须依靠晶核周围液体对其做功。金属结晶形核过程中，ΔGV=GL-GS=-ΔHf（Tm-T）/Tm<0，此时ΔHf>0，故T<Tm，即在形核过程中，要获得所必须的驱动力，一定要有适当的过冷度，这样才能满足结晶的热力学条件。8．说明为什么异质形核比均质形核容易?影响异质形核的因素?因为均质形核过程中，需要有较大强度的能量起伏和相起伏，因此需要较大的过冷度，一般T≈0.2Tm。对异质形核而言，液态金属中存在一些微小的固相杂质质点，并且液态金属在凝固时还和型壁相接触，于是晶核就可以优先依附于这些现成的固体表面形核，因此形核所需的过冷度大大降低，一般T≈0.02Tm。所以异质形核比均质形核更容易。影响抑制形核的因素：（1）金属液过冷度的大小：一定范围内，过冷度越大，越促进形核；（2）结晶相的晶格与杂质基底晶格的错配度的大小：错配度越小，越促进形核；（3）杂质表面的形貌和杂质特性的影响；（4）过热度的影响：过热度很大时，固态杂质质点表面状态发生改变或发生熔化，从而阻碍了异质形核；（5）其他物理因素的影响：如震动和搅动都促进了异质形核。9．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。10．固-液界面结构如何影响晶体生长方式和生长速度？固-液界面的结构不同，则其接纳液相中迁移过来的原子的能力也不同，从而使晶体生长方式和生长速度产生差异。根据固-液界面结构的不同，晶体有三种不同的生长机制，每种生长机制对应的生长速度也不同。（1）二维晶核长大机制。当固液界面为光滑界面时，若液相单个原子的扩散迁移到界面上是很难形成稳定状态的，这是由于它所带来的表面能的增加，远大于其体积自由能的降低。在这种情况下，晶体的长大只能依靠所谓的二维晶核方式，即依靠液相中的结构起伏和能量起伏，使一定大小的原子集团差不多同时降落到光滑界面上，形成具有一个原子厚度并且具有一定宽度的平面原子集团。这个原子集团带来的体积自由能的降低必须大于其表面能的增加，它才能在光滑界面上形成稳定的状态。这种晶核即为二维晶核，它的形成需要较大的过冷度。二维晶核形成后，它的四周就出现了台阶，后迁移来的液相原子一个个填充到这些台阶处，这样所增加的表面能较小。直到整个界面铺满一层原子后，便又变成了光滑界面，而后又需要新的二维晶核的形成，否则成长即告中断。由于二维晶核长大机制需要较大的过冷度，而且需要新的二维晶核不断的形成才能使晶核继续长大，因此这种生产方式的长大速度十分缓慢。2）螺型位错生长机制。对于固液界面是光滑界面的晶体来说，在晶体长大时可能形成种种缺陷，从而在缺陷处产生了台阶，液相中的原子源源不断的向台阶处迁移，晶体逐渐长大。这就是所谓的螺型位错生长机制，实质是二维生长的另一种方式，它不是由形核来形成二维台阶，而是依靠晶体缺陷产生出台阶。由于这种因缺陷而产生的台阶使液相原子容易向上堆砌，而且这些缺陷提供了永远没有穷尽的台阶，因此长大速度比二维晶核长大速度快的多。（3）连续长大机制。在粗糙界面上，几乎有一半应按晶体规律而排列的原子位置正虚位以待，从液相中扩散来的原子很容易填入这些位置，与晶体连接起来。由于这些位置接纳原子的能力是等效的，在粗糙界面上的所有位置都是生长位置，所以液相原子可以连续地向界面添加，界面的性质永远不会改变，从而使固液界面迅速地向液相推移。这种长大机制称为连续长大机制。这种长大机制的晶体长大速度很快，大部分金属晶体均以这种方式长大。第四章1.何谓结晶过程中溶质再分配？它是否仅由平衡分配系数K0所决定的？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。2.A-B二元合金原始成分为CO=ce=2.5%，=0.2，=5，自左向右单向凝固，固相无扩散而液相仅有扩散（=3*10-5cm2/s）。达到稳定态凝固时，求：（1）S-L界面的c;和ci；（2）S-L界面保持平整界面的条件。解（1）由于固相中无扩散而液相中仅有限扩散的情况下达到稳定状态时，满足：代入co=cg=2.5%，Ko=0.2即可得出：c;==2.5%(2)固-液界面保持平整界面的条件：当存在“成分过冷”时，随着的“成分过冷”的增大，固溶体生长方式将经历：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，即需满足代入=5，C0=CB=2.5%，DL=3×10-5cm2/s，K0=0.2可得出：≥1.67×104℃/cm2s即为所求.3.论述成分过冷与热过冷的含义以及它们之间的区别和联系？成分过冷：液固界面前沿的液相具有正的温度梯度，液相中各微区的熔点和实际温度之间产生的并且与溶质浓度相关的过冷称为成分过冷。热过冷：纯金属实际开始结晶的温度总是低于理论结晶温度，这种现象称为过冷。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）。成分过冷与热过冷的联系:对于合金凝固，当出现“热过冷”的影响时，必然受“成分过冷”的影响，而且后者往往更为重要。即使液相一侧不出现负的温度梯度，由于溶质再分配引起 界面前沿的溶质富集，从而导致平衡结晶温度的变化。在负温梯下，合金的情况与纯金属相 似，合金固溶体结晶易于出现树枝晶形貌。4.何谓成分过冷的判据？成份过冷的大小受哪些因素的影响？判据：当界面前沿液相的实际温度梯度G.（TZ）小于液相斜率时，即影响因素：1）液相中温度梯度GU,G.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,越大,越有利于成分过冷4）原始成分浓度cgcg越高,越有利于成分过冷5）液相中溶质扩散系数,越底,越有利于成分过冷6）平衡分配系数ko,ko＜1时，ko越小,越有利于成分过冷；ko＞1时，ko越大,越有利于成分过冷。5.何为成分过冷？它对固溶体合金凝固时生长组织形貌有何影响？成分过冷：在合金的凝固过程中，虽然实际温度分布一定，但由于液相中溶质分布发生了变化，改变了液相的凝固点，此时过冷由成分变化与实际温度分布这两个因素共同决定，这种过冷称为成分过冷。成分过冷区的形成在液固界面前沿产生了类似负温度梯度的区域，使液固界面变得不稳定。当成分过冷区较窄时，液固界面的不稳定程度较小，界面上偶然突出部分只能稍微超前生长，使固溶体的生长形态为不规则胞状、伸长胞状或规则胞状；当成分过冷区较宽时，液固界面的不稳定程度较大，界面上偶然突出部分较快超前生长，使固溶体的生长形态为胞状树枝或树枝状。所以成分过冷是造成固溶体合金在非平衡凝固时按胞状或树枝状生长的主要原因。6.简述纯金属和单相固溶体合金凝固的条件、过程和晶粒长大的形貌？7.用图解说明出现成分过冷的临界条件，并解释如果是正常凝固会不会出现成分过冷？8.如何认识外生生长和内生生长？由前者向后者转变的前提是什么？仅仅由成分过冷因素决定吗?“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(ΔT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。9.影响枝晶间距的主要因素是什么？枝晶间距和材料的机械性能有什么关系？影响枝晶间距的主要因素:纯金属的枝晶间距主要决定于晶面处结晶潜热散失条件，而一般单相合金的枝晶间距则还受控于溶质元素在枝晶间的扩散行为。通常采用的有一次枝晶（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，在一定的合金成分及生长条件下，枝晶间距是一定的，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围就越小，故越容易通过热处理而均匀化。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。第五章1.铸件典型宏观凝固组织由哪几部分构成，它们的形成机理如何？铸件的宏观组织通常由表面细晶粒区、柱状晶区和内部等轴晶区所组成。表面细晶粒区的形成：当液态金属浇入温度较低的铸型中时，型壁附近熔体由于受到强烈的激冷作用，产生很大的过冷度而大量非均质生核。这些晶核在过冷熔体中也以枝晶方式生长，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。柱状晶区的形成：在结晶过程中由于模壁温度的升高，在结晶前沿形成适当的过冷度，使表面细晶粒区继续长大（也可能直接从型壁处长出又由于固-液界面处单向的散热条件（垂直于界面方向处在凝固界面前沿的晶粒在垂直于型壁的单向热流的作用下，以表面细等轴晶凝固层某些晶粒为基底，呈枝晶状单向延伸生长，那些主干取向与热流方向相平行的枝晶优先向内伸展并抑制相邻枝晶的生长，在淘汰取向不利的晶体过程中，发展成柱状晶组织。内部等轴晶的形成：内部等轴晶区的形成是由于熔体内部晶核自由生长的结果。随着柱状晶的发展，熔体温度降到足够低，再加之金属中杂质等因素的作用，满足了形核时的过冷度要求，于是在整个液体中开始形核。同时由于散热失去了方向性，晶体在各个方向上的长大速度是相等的，因此长成了等轴晶。2.试分析溶质再分配对游离晶粒的形成及晶粒细化的影响？对于纯金属在冷却结晶时候没有溶质再分配，所以在其沿型壁方向晶体迅速长大，晶体与晶体之间很快能够连接起来形成凝固壳。当形成一个整体的凝固壳时，结晶体再从型壁处游离出来就很困难了。但是如果向金属中添加溶质，则在晶体与型壁的交汇处将会形成溶质偏析，溶质的偏析容易使晶体在与型壁的交会