材料成型原理第四章

第四章1．何谓结晶过程中的溶质再分配它能否仅由均衡分配系数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。溶质再分配不但由均衡分配系数K0决定，还受自己扩散性质的限制，液相中的对流强弱等要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，证明以下：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，固然CS、CL随温度变化有不一样值，但K0CS(TmT)/mS=mL=常数，CL(TmT)/mLmS此时，K0与温度及浓度没关，所以，当液相线和固相线为直线时，不一样温度和浓度下K0为定值。2．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始凝固。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，液相均匀混杂。试求：①α相与液相之间的均衡分配系数K0；②凝固后共晶体的数目占试棒长度的百分之几③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）均衡分配系数K0的求解：图4-43二元合金相图因为液相线及固相线均为直线不一样温度和浓度下K0为定值，所以：如右图，当T=500℃时，C30%=0.5K0=CL=60%K0即为所求α相与液相之间的均衡分配系数.2）凝固后共晶体的数目占试棒长度的百分数的计算:由固相无扩散液相均匀混杂下溶质再分配的正常偏析方程代入已知的CL*=60％,K0=0.5,C0=CB=40%可求出此时的fL=44.4％R2＞R1时因为T=500℃为共晶转变温度,所以此时残留的液相最后都将转变成共晶组织,所以凝固后共晶体的数目占试棒长度的百分数也即为44.4％.3）凝固后的试棒中溶质B的浓度沿试棒长度的分布曲线(并注明各特色成分及其地址)以下:60%30%2056．在固相无扩散而液相仅有扩散凝固条件下，解析凝固速变大（R1→R2，且3R2＞R1）时，固相成分的变化状况，以及溶质富集层的变化状况。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，固液界眼前沿的液相R2＞R1和固相都将经历：稳固态→不稳固态→稳固态的过程。如右图所示，当R1R2在新、旧稳固状态之间，CS＞C0。重新恢复到稳准时，CS又回到C0。R2上升越多，R2/R1越大，不稳固区内CS越高。2）溶质富集层的变化状况以下：在其他条件不变的状况下，R越大，在固-液界眼前沿溶质富集越严重，曲线R2＞R1越峻峭。如右图所示。2越大，富集层高度C越大，过渡Rt）越长，过渡区间也就越区时间（宽。在新的稳固状态下，富集区的面积将减小。4．A-B二元合金原始成分为C0=CB=2.5%，K0=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=3×10-5cm2/s）。达到稳固态凝固时，求(1)固-液界面的C*S和C*L；(2)固-液界面保持平坦界面的条件。解：（1）求固-液界面的CS*和C*L：因为固相中无扩散而液相中仅有限扩散的状况下达到稳固状态时，满足：C*C0*L，CS=C0K0代入C0=CB=2.5%，K0=0.2即可得出：*C02.5%CL==12.5％K00.2C*S=C0=2.5％(2)固-液界面保持平坦界面的条件：当存在“成分过冷”时，跟着的“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-液界面才可保持平坦界面，即需满足GLmLC0(1K0)R≥DLK0代入mL=5，C0=CB=2.5%，DL=3×10-5cm2/s，K0=0.2可得出：GL≥1.67×104℃/cm2s即为所求.R5．在同一幅图中 表 关于同志近三年现实表现材料材料类招标技术评分表图表与交易pdf视力表打印pdf用图表说话 pdf 示第一节描述的四种方式的凝固过程中溶质再分配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分配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差异和联系。成分过冷的涵义:合金在不均衡凝固时，使液固界眼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一样，拥有不一样的熔点，造成液固前沿的液相处于不一样的过冷状态，这类因为液固界眼前沿合金成分不一样造成的过冷。热过冷的涵义:界面液相侧形成的负温度剃度，使得界眼前面获取大于Tk的过冷度。成分过冷与热过冷的差异:热过冷是因为液体拥有较大的过冷度时，在界面向前推移的状况下，结晶潜热的开释而产生的负温度梯度所形成的。可出此刻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，只好出此刻合金的凝固过程中，其产生的晶体面貌随成分过冷程度的不一样而不一样，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”挨次发展为：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，并且后者常常更加重要。即使液相一侧不出现负的温度梯度，因为溶质再分配引起界眼前沿的溶质富集，从而以致均衡结晶温度的变化。在负温梯下，合金的状况与纯金属相似，合金固溶体结晶易于出现树枝晶面貌。7．何为成分过冷判据成分过冷的大小受哪些要素的影响答:“成分过冷”判据为:GL＜mLCL1RDLRK0NeDL1K0当“液相只有有限扩散”时，δN=∞，CLC0，代入上式后得GL＜mLC0(1K0)RDLK0(此中:GL—液相中温度梯度—晶体生长速度mLC0DLK0—液相线斜率—原始成分浓度—液相中溶质扩散系数—均衡分配系数K)成分过冷的大小主要受以下要素的影响:1）液相中温度梯度GL,GL越小,越有益于成分过冷2）晶体生长速度R,R越大,越有益于成分过冷3）液相线斜率mL,mL越大,越有益于成分过冷4）原始成分浓度C0,C0越高,越有益于成分过冷5）液相中溶质扩散系数DL,DL越底,越有益于成分过冷6）均衡分配系数K0,K0＜1时，K0越小,越有益于成分过冷；K0＞1时，K0越大,越有益于成分过冷。(注:此中的GL和R为工艺要素,相对较易加以控制;mL,C0,DL,K0,为资料要素,较难控制)8.分别谈论“成分过冷”对单相固溶体及共晶凝固组织面貌的影响？答:“成分过冷”对单相固溶体组织面貌的影响:跟着“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”挨次发展为：胞状晶→柱状树枝晶→内部等轴晶（自由树枝晶）。“成分过冷”对共晶凝固组织面貌的影响:1)共晶成分的合金，在冷速较快时，不必定能获取100％的共晶组织，而是获取亚共晶或过共晶组织，甚至完整得不到共晶组织；2）有些非共晶成分的合金在冷速较快时反而获取100％的共晶组织；3）有些非共晶成分的合金，在必定的冷速下，既不出现100％的共晶组织，也不出现初晶+共晶的状况，而是出现“离异共晶”。如何认识“外生生长”与“内生生长”？由前者向后者转变的前提是什么？不过由成分过冷要素决定吗？答:“外生生长”:晶体自型壁生核，而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”。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-液界眼前面的熔体中出现。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。决定要素: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要素所决定的。大的成分过冷和强生核能力的外来质点都有益于内生生长并促使内部等轴晶的形成。影响枝晶间距的主要要素是什么？枝晶间距与资料的机械性能有什么关系？答:影响枝晶间距的主要要素:纯金属的枝晶间距主要决定于晶面处结晶潜热消失条件，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。平时采纳的有一次枝晶（柱状晶骨干）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、界眼前液相温度梯度GL直接相关，在必定的合金成分及生长条件下，枝晶间距是必定的，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）的影响相关。枝晶间距与资料的机械性能:枝晶间距越小，组织就越精密，分布于此间的元素偏析范围就越小，故越容易经过热办理而均匀化。并且，这时的显微缩松和非金属夹杂物也更加渺小分别，与成分偏析相关的各种缺点（如铸件及焊缝的热裂）也会减少，因此也就越有益于性能的提升。依据共晶体两构成相的Jackson因子，共晶组织可分为哪三类？它们各有何生长特征及组织特色？答:依据共晶体两构成相的Jackson因子，共晶组织可分为以下三类:（1）粗糙-粗糙界面（非小晶面-非小晶面）共晶。（2）粗糙-圆滑界面（非小晶面-小晶）共晶。（3）圆滑-圆滑界面（小晶面-小晶面）共晶。各自何生长特征及组织特色:第（1）类共晶，生长特征为：“共生”生长,即在共晶偶合长大时，两相相互密切相连，而在两相前面的液体地域存在溶质的运动，两相有某种相互依靠关系。组织特色为：对于有共晶成分的合金,其典型的显微形态是有规则的层片状或此中有一相为棒状或纤维状（即规则共晶）；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，所获取的组织由初晶及共晶体所构成。第(2)类共晶体，生长特征为：长大过程是相互偶合的共生长大。组织特色为：组织较为无规则的,且简单发生曲折和分枝。第(3)类共晶体,生长特征为：长大过程不再是偶合的。组织特征为：所获取的组织为两相的不规则混杂物。12.试描述离异共晶组织的两种状况及其形成原由。答:离异共晶组织有两种状况:“晶间偏析”和“晕圈”。晶间偏析的形成原由以下:(1)由系统自己的原由：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极少，近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。假如另一相不可以以初生相为衬底而生核，或因液体过冷偏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。晕圈的形成原由:由两相在生核能力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有到晕圈组织。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，组织特色和转变条件。答：非小晶面-非小晶面共生共晶组织的生核机理以下：以以下图（表示图可不画出）所示，晶转变开始时，熔体第一析出富A组元的α固溶体小球。α相的析出促使界眼前沿B组元原子的不停富集，且为β相的析出供给了有效的衬底，从而以致β相固溶体在α相球面上的析出。在β相析出过程中，向前面的熔体中排出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。因为两相性质周边，从而促使α相依靠于β相的侧面长出分枝。α相分枝生长又反过来促使β相沿着α相的球面与分枝的侧面迅速铺展，并进一步以致α相产生更多的分枝。交替进行，形成了拥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经过搭桥方式（即当先相表面一旦出现第二相，则可经过这类相互依靠、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以下：在共生生长过程中，两相各自向其界眼前沿排出另一组元的原子，如b）图所示，若不考虑扩散，α相前沿液相成分为CL高于CE，β相前沿液相成分为CL低于CE。只有将这些原子及时扩散开，界面才能不停生长。扩散速度正比于溶质的浓度梯度，因为α相前沿富B，而β相前沿富A，所以，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别布表示图，实质上，α-β订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组元的扩散特征）。于是，共晶两相经过横向扩散不停排走界眼前沿累积的溶质，且又相互供给生长所需的组元，相互合作，并排地迅速向前生长。非小晶面-非小晶面共生共晶组织的组织特色以下：宏观平坦的共生界面将转变成近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曲折而形成扇形结构。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，胞状共晶将发展为树枝状共晶组织，甚至还会以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变条件以下：在α相、β相两固相间界面张力各方向同样的状况下，当某一相的体积分数远小于另一相时，则该相以棒状方式生长。当体积含量两相周边时，则偏向于层片状生长。更确实地说，假如一相的体积分数小于1／π时，该相将以棒状结构出现；假如体积分数在1／π~1／2之间时，两相均则以片状结构出现。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要素对其影响。答：非小晶面-小晶面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真同样，其根本差异在于由共晶两相在结晶特征上的巨大差异所引起的结构形态上的变化。在灰铸铁Fe-C（石墨）共晶共生生长中，当先相石墨垂直于棱柱面以[1010]方向呈片状生长，而奥氏体则以非封闭晕圈形式包围着石墨片（0001）基面随从着石墨片一起长大。石墨片并不是单晶体，而是由好多亚组织单元聚合而成，每一个亚组织单元是一个单晶体，它们之间是经过孪晶界或亚晶界相互连接起来的。X-射线研究表示，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停改变生长方向而创立了条件，也使石墨片不停分出新枝。奥氏体则依靠石墨片[1010]方向生长过程中在其四周形成的富Fe液层而迅速生长，其实不停将石墨片的侧面（石墨晶体的基面）包围起来。最后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体周边、但分布倒是高度杂乱的石墨片的两相混杂体。