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1、第一章（第二章的容）第一部分：液态金属凝固学1.1 答： （1）纯金属的液态结构是由原子集团、游离原子、空穴或裂纹组成。原子集团的空穴或裂纹分布着排列无规则的游离的原子，这样的结构处于瞬息万变的状态，液体部存在着能量起伏。（2）实际的液态合金是由各种成分的原子集团、游离原子、空 穴、裂纹、杂质气泡组成的鱼目混珠的“混浊”液体，也就是说 实际的液态合金除了存在能量起伏外，还存在结构起伏。1.2 答： 液态金属的表面力是界面力的一个特例。表面力对应于液气的交界面，而界面力对应于固液、液气、固固、固 气、液液、气气的交界面。表面力b和界面力p的关系如（1） p =2b/r,因表面力而长生的曲面为球面
2、时，r为球面的半径；（2） p = o （l/r+1/r），式中12r 、r 分别为曲面的曲率半径。12附加压力是因为液面弯曲后由表面力引起的。1.3 答： 液态金属的流动性和冲型能力都是影响成形产品质量的因素；不同点：流动性是确定条件下的冲型能力，它是液态金属本身的流动能力，由液态合金的成分、温度、杂质含量决定，与外界因素无关。而冲型能力首先取决于流动性，同时又与铸 件结构、浇注条件及铸型等条件有关。提高液态金属的冲型能力的措施：（1）金属性质方面：改善合金成分；结晶潜热L要大；比热、密度、导热系大;粘度、表面力大。(2) 铸型性质方面：蓄热系数大；适当提高铸型温度；提高透气性。(3) 浇注
3、条件方面：提高浇注温度；提高浇注压力。(4) 铸件结构方面：在保证质量的前提下尽可能减小铸件厚度；降低结构复杂程度。1.4 解： 浇注模型如下：则产生机械粘砂的临界压力 p =2b/r显然r= 1 X0.1cm=0.05cm2则p = 2*1.5 =6000Pa0.5*10-4不产生机械粘砂所允许的压头为H= p / ( p z*g)= 6000=0.08m液7500*101.5 解： 由 Stokes 公式上浮速度匸r 2（厂9r为球形杂质半径，Y为液态金属重度，Y为杂质重度, 12n为液态金属粘度Y =g* p =10*7500 = 750001液Y = g*p = 10*5400= 54
4、0002 2 MnO所以上浮速度v= 2*(.1*1-3)2*(7554)=9.5mm/s9 * 0.00493.1解：（1）对于立方形晶核 AG、=a3Gv+6a2b方令 dAG、/da=0即 一3a2Gv+12ab =0,则方临界晶核尺寸a*=4b/AGv，得/= a- AGv，代入4Z7 *1G *=a*3Gv + 6 a*2a_ Gv= - a*2Gv 方42均质形核时&*和山方*关系式为：m 方*= 2 a*3AGv(2)对于球形晶核AG *= 4 nr*3Gv+4nr*2b 球 3临界晶核半径 r*=2b/AGv，则 AG *= 2 n r*3Gv 球 3所以AG */AG *=
5、2 nr*3Gv/( 1 a*3Gv)球方 32将 r* = 2b/AGv, a*=4b/AGv 代入上式，得G 球*/AG 方*=n/61,即皿球*0时，晶体生长以平面方式生长；如果Gl0，晶体以树枝晶方式 生长。4.1 答：用 Chvorinov 公式计算凝固时间时，误差来源于铸件的形状、铸件结构、热物理参数浇注条件等方面。半径相同的圆柱和球体比较，前者的误差大；大铸件和小铸件比 较，后者误差大；金属型和砂型比较，后者误差大，因为后者的 热物性参数随温度变化较快。4.2答：铸件凝固时间t =空,R为折算厚度，K为凝固系数，又由K2于R= V，在相同体积的条件下，立方体。等边圆柱和球三者 A
6、中，球的表面积最小，所以球的折算厚度 R 最大，则球形冒口的凝固时间 t 最大，最有利于补缩。4.3 解： 焊接熔池的特征：（1）熔池体积小；（2）熔池温度高；（3）熔池金属处于流动状态；（4）熔池界面的导热条件好，焊接熔池周围的母材与熔池间没有间隙。焊接熔池对凝固过程的影响：（1）母材作为新相晶核的基底，使新相形核所需能量小，出现非均匀形核，产生联生结晶（外延结晶）；（2）熔池金属是在运动状态凝固的，焊缝的柱状晶总是朝向焊接方向并且向焊缝中心生长，即对向生长；（3）焊接熔池的实际凝固过程并不是连续的，柱状晶的生长速度变化不是十分有规律。4.4解： 溶质再分配：合金凝固时液相的溶质一部分进入固
7、相，另一部分进入液相，溶质传输使溶质在固液界面两侧的固相和液相中进行再分配。影响溶质再分配的因素有热力学条件和动力学条件4.5解：设液相线和固相线的斜率分别为m和m ,LS如上图：液相线：T*Tm= mL(C *-0)l三得:T * Tm m C *S ST * Tm m C *LL即cs*=m =kC * m0LSS固相线：T*Tm= m(C *-0)s由于m、m均为常数，故k =Const.LS04.5 解：(1)溶质分配系数 k = cs = Cm = 6.65% =0.1710 C C 33%LE当f =10%时，有sC*s=kC (1-f )k0-1=0.171*1%*(1-10%)
8、0.171 1=0.187%0 0 s 0=C* = .187 =1.09%k 0.17102）设共晶体所占的比例为 f ，则LCL* = C0fLk01 = CE则 f = / CE)- =( 33% )1 =0 12 /( E )k0-1()0.171-1jl C5.65%0(1) 沿试棒的长度方向Cu的分布曲线图如下：L5.1答： 金属凝固时，完全由热扩散控制，这样的过冷称为热过冷；由固液界面前方溶质再分配引起的过冷称为成分过冷成分过冷的本质：由于固液界面前方溶质富集而引起溶质再 分配，界面处溶质含量最高，离界面越远，溶质含量越低。由 结晶相图可知，固液界面前方理论凝固温度降低，实际温度
9、和 理论凝固温度之间就产生了一个附加温度差厶T,即成分过冷 度，这也是凝固的动力。5.2答： 影响成分过冷的因素有G、v、D、m、k、C，可控制的工艺因素为L 0 0D。L过冷对晶体的生长方式的影响：当稍有成分过冷时为胞状 生长，随着成分过冷的增大，晶体由胞状晶变为柱状晶、柱状 树枝晶和自由树枝晶，无成分过冷时，以平面方式或树枝晶方 式生长。晶体的生长方式除受成分过冷影响外，还受热过冷的 影响。5.3答：影响成分过冷围的因素有：成分过冷的条件为 G mLC（lk。）v D kL0成分过冷的围为 = /Sodk0）- GlD kvL0上式中， m、C、k 为不变量，所以影响成分过冷围的因素只有
10、D、GL00LL和 v。对于纯金属和一部分单相合金的凝固，凝固的动力主要是 热过冷，成分过冷围对成形产品没什么大的影响；对于大部分 合金的凝固来说，成分过冷围越宽，得到成型产品性能越好。5.4 答： （1）纯金属的枝晶间距决定于界面处结晶潜热的散失条件， 而一般单相合金与潜热的扩散和溶质元素在枝晶间的行为有 关。（2）枝晶间距越小，材质的质量越高（因为消除枝晶偏析越 容易）。6.1 答： （1）在普通工业条件下，从热力学考虑，当非共晶成分的合 金较快地冷却到两条液相线地延长线所包围的影线区域时，液 相两相打到饱和，两相具备了同时析出的条件，但一般总是某 一相先析出，然后再在其表面析出另一个相，
11、于是便开始了两 相竞相析出的共晶凝固过程，最后获得100的共晶组织。（2）伪共晶组织如（1）所述，有较高的机械性能；而单相合金固相无扩散，液相混合均匀凝固产生的共晶组织为离异共 晶，即：合金冷却到共晶温度时，仍有少量的液相存在，此时 的液相成分接近于共晶成分，这部分剩余的液体将会发生共晶 转变，形成共晶组织，但是，由于此时的先共晶相a数量很多， 共晶组织中的a相可能依附于先共晶相上长大，形成离异共 晶，即0相单独存在于晶界处，给合金的性能带来不良影响。6.2 答： 小面非小平面生长最大的特点是：有强烈的方向性。变质处理改变了小平面的形态，使得晶体生长方式发生改变。6.3 答： S、O 等活性元
12、素吸附在旋转孪晶台阶处，显著降低了石墨棱面（1010）与合金液面间的界面力，使得（1010 ）方向的生 长速度大于（ 0001）方向，石墨最终长成片状。Mg 是反石墨化元素，在它的作用下，石墨最终长成球状。7.1 答： 当强化相表面与合金液表面相互浸润时，其本身就可以作为异质形 核的核心，按异质形核的规律进行结晶，使组织得到细化。当强化相与合金液 不浸润时，强化相被排斥于枝晶间或界面上，严重影响着复合材料的性能。7.2 答： 并不是任何一种共晶合金都能制取自生复合材料，因为制取自生复合材料必须有高强度、高弹性相作为承载相，而基体应 有良好的韧性以保证载体的传递。因此共晶系应具备以下要求： 共晶
13、系中一相应为高强相。基体应具有较咼的断裂韧度，一般以固溶体为宜。在单相凝固时能够获得定向排列的规则组织。8.1 答： 铸件的典型凝固组织为：表面细等轴晶区、中间柱状晶区、部等轴晶区。表面细等轴晶的形成机理：非均质形核和大量游离晶粒提供了表面细等轴晶区的晶核，型壁附近产生较大过冷而大量生核，这些晶核迅速长大并且互相接触，从而形成无方向性的表面细 等轴晶区。中间柱状晶的形成机理：柱状晶主要从表面细等轴晶区形成并发展而来，稳定的凝固壳层一旦形成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，便转而以枝晶状延伸生长。由于择优生长，在逐渐淘汰掉取向不利的晶体过程中发展 成柱状晶组织。部等轴晶的形成是由于剩余熔体部晶核自由生长的结果。8.2 答： 常用生核剂有以下几类：1、直接作为外加晶核的生核剂。2、通过与液态金属中的某元素形成较咼熔点的稳定化合物。3、通过在液相中造成很大的微区富集而造成结晶相通过非均质形核 而提前弥散析出的生核剂。4、通过在液相中造成很大的微区富集而造成
