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1、第 4 章单相及多相合金的结晶一、判断题1、 、 “平衡凝固”条件下，凝固后零件断面的成分均匀地为CS =C0。所以“平衡凝固”开始时晶体析出的成分即为C0。 （）2、对于“平衡凝固”及“液相充分混合”所假设的溶质再分配条件下，固-液界面前沿不存在溶质 富集层，即界面处及其前方的液相成分处处相同。（）3、在“平衡凝固”及“液相充分混合”所假设的溶质再分配条件下，固-液界面处的固相及液相成分 CS?、CL?随凝固过程的进行均始终在不断升高。（）4、在“液相只有有限扩散”以及“液相中部分混合（有对流作用）”溶质再分配条件下，固-液界面处的固相及液相成分CS?、CL?随凝固过程的进行始终不断升高。（
2、）5、其他条件相同情况下，无论K01 还是 K0 1，溶质平衡分配系数K0小的合金更易于发生出现成分过冷。（）6、其他条件相同情况下，原始浓度C0高的合金更易于出现成分过冷。（）7、是否出现成分过冷及成分过冷的程度，既取决于合金性质因素（K0、C0、DL、mL）,也取决于工艺因素（ R，GL） （）8、无论是纯金属还是合金，只有当凝固界面液相一侧形成负温度梯度时，才可能出现过冷现象。（）9、在满足胞状晶生长的成分过冷条件下，若增大凝固界面前方的温度梯度GL，则可能出现柱状树枝晶的生长方式。 （） 10、在“液相只有有限扩散”溶质再分配条件下，当达到稳定状态 时，界面处及其前方液相成分随时间变化
3、均符合0) (txCL，且溶质富集层以外的成分均为CL =C0。 （）11、如果某合金的当前凝固存在成分过冷程度处于“胞状晶”生长方式的范围内，若大幅度增大液 体实际温度梯度GL，凝固界面有向“平整界面”变化的可能。（）12、成分过冷较小时胞状晶生长方向垂直于固-液界面，与晶体学取向无关。（）13、 “液相部分混合” （有对流作用） 的溶质再分配， 若液相容积很大以及容积并非很大情况下， x N处的) (xCL均为 C0， 。 （）14、如果某合金的当前凝固存在成分过冷程度处于“胞状晶”生长方式的范围内，若大幅度增大R，生长方式有向“柱状树枝晶”变化的可能。（）15、规则共晶也可能出现胞状共晶
4、或树枝状共晶形态。这是由于第三组员在界面前沿形成尺度达数百个层片厚度数量级的富集层，产生成分过冷而引起的。（）二、填空题1、在合金其他性质不变的情况下，若降低GL / R 比值或提高合金成分C0，合金固溶体结晶形貌变化趋势为：平面晶胞状晶柱状树枝晶内部等轴晶（自由树枝晶）。2、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皆属于此类生长。等轴枝晶在熔体内部自由生长的方式则称为“内生生长” 。3、凝固过程枝晶间距越小，合金的成分偏析程度越小，凝固热裂纹形成倾向越小，显微缩松及夹杂物分布的分散度越大，材料的性能越好。4、共晶两相没有共同的生长
5、界面，两相的析出在时间上和空间上都是彼此分离的，各自以不同的速度独立生长，因而形成的组织没有共生共晶的特征。这种非共生生长的共晶结晶方式称为离异生长，所形成的组织称离异共晶。5、规则共晶为层片状还是棒状，主要取决于两相体积的差别，当其中一相的体积分数小于1时，则该相倾向于以棒状方式生长。6、共晶组织生长中，共晶两相通过原子的横向扩散不断排走界面前沿积累的溶质，且又互相提供生长所需的组元彼此合作，并排地快速向前生长，这种共晶生长方式称为共生生长。三、选择题1、下面哪一种说法是错误的？C A、对于溶质平衡分配系数K01，K0越小，最终凝固组织的成分偏析越严重。B、 “固相无扩散，液相仅有有限扩散”
6、溶质再分配进入稳定阶段的CL?为 C 0 /K0。 C、 “固相无扩散，液相仅有有限扩散”及“液相部分混合（有对流）”的两种溶质再分配情况下，进入稳定阶段的固相成分均为C0。D、成分为 C0的合金，按照平衡相图，当温度由液态降低至TL而开始析出单相固溶体相时，其液相的成分为C0，其固相成分为C0 K0。2、成分为C0的长条形铸件自左向右定向凝固，对于教材上所描述的四种溶质再分配条件，凝固过程中液固界面的固相成分CS?始终在不断升高的情况有：A A、 “平衡凝固”及“固相无扩散，液相液相充分混合均匀”条件下的两种凝固情况；B “固相无扩散，液相仅有有限扩散”以外的其他三种；C除“平衡凝固”以外的
7、其他三种；D四种溶质再分配条件。3、右图中1、2、3、4 为自左向右定向凝固终了的固相溶质分布曲线，属于“液相中部分混合”的情况为：B A. 曲线1 B. 曲线2 C. 曲线3 D. 曲线4 4、下面因素的改变均增加成分过冷程度的是：D A. 增大 R、C0，降低 GL、mL；B. 增大 R、DL，降低 GL；C. 降低 GL、K0（K0 1）及 C0； D. 增大 R 、C0、K0（K01）; E. B 和 D 5、在共晶合金的凝固中，可能出现的现象是：DA. 非共晶成分的合金也可以得到100%的共晶组织。B. 共晶成分的合金，一定可以得到100%的共晶组织。C. 共晶成分的合金，也可能得不
8、到100%的共晶组织。 D. A 和 C 。6、下面论述是错误的为：E A. 金属 -金属相共晶及金属-金属间化合物共晶，为“规则共晶”。金属 -非金属共晶及非金属-非金属共晶，所得到的均属于“不规则共晶”；B. 第三组元（ K01）存在时，若对层片状共晶两相前沿均形成较大成分过冷时，形成胞状共晶，成分过冷进一步增大可形成树枝状共晶组织；C. 金属-非金属共晶,由于小晶面相长大具有强烈的方向性易发生弯曲和分枝，所得到的属于“不规 则共晶” ，因而不可能发生两相协同共生生长；D. 在 相、 相两固相间界面张力各方向相同的情况下，当某一相的体积分数远大于另一相时， 则该相以棒状方式生长；E. C
9、和 D 。四、简答题1、固相无扩散、液相只有扩散情况下产身成分过冷的判据及影响成分过冷的因素，说明成分过冷对结晶形貌的影响？答：成分过冷判据：影响成分过冷的因素：液相中温度梯度GL越小，成分过冷越大；生长速度R越大，成分过冷越大； 液相线斜率mL越大，成分过冷越大；合金原始成分C0越大，成分过冷越大；扩散系数DL越小，成分过冷越大；分配系数K0 越小，成分过冷越大。 成分过冷对结晶形貌的影响：当C0一定时，随着GL减小，或R增大时，晶体形貌由平面晶依次发 展为胞状树枝晶、柱状树枝晶、等轴树枝晶；而当GL 、R一定时，随C0的增加，晶体形貌也同样由 平面晶依次发展为胞状树枝晶、柱状树枝晶、等轴树
10、枝晶。2、简述晶体生长形貌随成分过冷大小变化的规律。 参考：随“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。3、Al-Cu 相图的主要参数为CE33%Cu,smC=5.65 , Tm 660,TE548。用 Al 1Cu合金浇一细长试样，使其从左至右单向凝固，冷却速度足以保持固液界面为平界面，当固相无Cu扩散，液相中 Cu充分混合时，求：(1) 凝固 10时，固液界面的CS*和 C L*。(2) 共晶体所占的比例。答： （1）溶质分配系数 k0LS CC=Esm CC= %33%65.5=0.171 当sf10时，有* sC1 00
11、0)1(k sfCk1171.0%)101(%1171. 00.187 * LC1 00k LfC0*kCS 171.000187.01.09 （2）设共晶体所占的比例为Lf，则* LC1 00kLfCEC则Lf1010）（kE CC1171.01 )%1%33(0.0147 4、Al-Cu 合金相图的主要参数：CE=33%,Csm=5.65%,Tm=660,TE=548, 用 Al-1%Cu（即： Co=1% ） 合金浇一细长圆棒试样，使其从左至右单向凝固，冷却速度足以保持固- 液界面为平面。当固相中无 Cu扩散，液相中Cu有扩散而无对流，达到稳态凝固时，求：（1）固 - 液界面的Cs*和
12、C L* （2）固 - 液界面的Ti（忽略动力学过冷度Tk）（1）17.03365. 5 0Esm CCk%10*CCS%88.517.010* * kCCS L（2）22TTTTKiLLmCmTT239.3 330548660 Lm6409.1966017.0139.36602T5、某二元合金相图如图所示。合金液成分为WB=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。 1）假设固相无扩散，液相均匀混合。试求：相与液相之间的平衡分配系数k0；凝固后共晶体的数量占试棒长度的百分之几？画出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 征成分及其
13、位置。1）液相均匀混合时：a) 5.0 6030 0 Esm CCk b) 共晶体所占的百分数应该是，在共晶温度时所剩余的液相，此时应利用夏尔公式1 00k LLfCC60LC，0C40 60 4015.0 LfLf44.4% 所以，共晶体占试棒长度的44.4 6、某二元合金相图如下图所示。合金液成分为C0=CB=10%，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，液相均匀混合。证明已凝固部分（Sf）的平均成分SC为0110K S SSffCC当试棒凝固时， 液体成分增高， 而这又会降低液相线温度。证明液相线温度LT与Sf之间关系 （mT为纯组元A的熔点，Lm为液相线斜率的值）为：1 00)1 (K SLmLfCmTT答：证明：)1( 0*00K LLLLLSSfCCCCfCfC000)1(1)1(00)1( 00K SK LLK LSSfCfCffCCfC0110K S SSffCC)1( ko lolfcC)(1 mllTTmCl1 001K SLmLfCmTT7 9、
