资料成型道理第四章谜底

发布日期: 2019-08-01

  第四章 1. 何谓结晶过程中的溶质再分派?它能否仅由均衡分派系数 K0 所决定?当相图 上的液相线和固相线皆为曲线 为一。 答:结晶过程中的溶质再分派:是指正在结晶过程中溶质正在液、固两相从头分布的 现象。 溶质再分派不只由均衡分派系数 K0 决定 ,还受本身扩散性质的限制,液相 中的对流强弱等要素也将影响溶质再分派。 当相图上的液相线和固相线 为一,证明如下:如左图所 示: 液相线及固相线为曲线,假设 其斜率别离为 mL 及 mS,虽然 T ? ? C S 、C L 随温度变化有分歧值,但 K0<1 K0 ? ? CS ? CL ? (Tm ? T ? ) / mS (Tm ? T ? ) / mL = mL mS =, Tm C0K0 T * C * S C * L 此时,K0 取温度及浓度无关, 所以,当液相线和固相线为曲 线时,分歧温度和浓度下 K0 为 定值。 C0/K0 C0 C 2. 某二元合金相图如左所示。合金液成分为 CB=40%,置于长瓷舟中并从左端 起头凝固。温度梯度大到脚以使固-液界面连结平面发展。假设固相无扩散, 液相平均夹杂。试求:①α 相取液相之间的均衡分派系数 K0;②凝固后共晶 体的数量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 的求解: 因为液相线及固相线均为曲 线 为 定值,所以:如左图, 当 T=500℃时, ? C? 30 % K0 = ? = =0.5 C L 60 % K0 即为所求 α 相取液相之间的 均衡分派系数. 图 4-43 二元合金相图 (2)凝固后共晶体的数量占试棒长度的百分数的计较: 由固相无扩散液相平均夹杂下溶质再分派的一般偏析方程 ? CL ? C0 f L ( K 0 ?1) 1 * 代入已知的 C L = 60% , K0 = 0.5, C0= CB=40% 可求出此时的 f L = 44.4% 因为 T=500℃为共晶改变温度,所以此时残留的液相最终都将改变为共晶组织, 所以凝固后共晶体的数量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 (并说明各特征成分 及其)如下: 60% 30% 20 % 56 % 3. 正在固相无扩散而液相仅有扩散凝固前提下,阐发凝固速变大(R1→R2,且 R2>R1)时,固相成分的变化环境,以及溶质富集层的变化环境。 答:正在固相无扩散而液相仅有扩散前提下凝固速度变大时 (1)固相成分将发生下列变化: 当凝固速度增大时,固液界面前沿的液相 和固相都将履历:不变态→ 不不变态→ 不变态的过程。如左图所示,当 R2>R1 时 正在新、旧不变形态之间,CS>C0。从头 恢复到不变时,CS 又回到 C0。R2 上升 R2>R1 R1 R2 越多, R2 / R1 越大, 不不变区内 CS 越高。 (2)溶质富集层的变化环境如下: 正在其它前提不变的环境下,R 越大,正在 固-液界面前沿溶质富集越严沉,曲线 越峻峭。 如左图所示。 R2 越大, 富集层高度Δ C 越大,过渡 区时间(Δ t)越长,过渡区间也就越 宽。 正在新的不变形态下,富集区的面 积将减小。 R2>R1 2 4. A-B 二元合金原始成分为 C0=CB=2.5%,K0=0.2, m L =5,自左向左单向凝 固, 固相无扩散而液相仅有扩散(DL=3×10-5cm2/s) 。达到不变态凝固时, 求 * * (1)固-液界面的 CS 和CL ; (2)固-液界面连结平整界面的前提。 * * 解: (1)求固-液界面的 CS 和CL : 因为固相中无扩散而液相中仅无限扩散的环境下达到不变形态时,满脚: C *L ? C0 * ,C S= C0 K0 代入 C0=CB=2.5%,K0=0.2 即可得出: C *L ? C0 2.5% = =12.5% K0 0.2 C*S= C0 = 2.5% (2)固-液界面连结平整界面的前提 : 当存正在“成分过冷”时,跟着的“成分过冷”的增大,固溶体发展体例 将 履历: 胞状晶→柱状树枝晶→内部等轴晶(树枝晶) 的改变过程,所以只要当不发 生成分过冷时,固-液界面才可连结平整界面,即需满脚 GL mLC0 (1 ? K 0 ) ≥ D K0 R L 代入 m L =5,C0=CB=2.5% ,DL=3×10-5cm2/s , K0=0.2 可得出: GL 2 ≥1.67×104 ℃/cm s 即为所求. R 5. 正在统一幅图中暗示第一节描述的四种体例的凝固过程中溶质再分派前提下 固相成分的分布曲线。 答:四种体例凝固过程中溶质再分派前提下固相成分的分布曲线: (单向凝固时铸棒内溶质的分布) 3 6. 阐述成分过冷取热过冷的涵义以及它们之间的区别和联系。 成分过冷的涵义:合金正在不均衡凝固时, 使液固界面前沿的液相中构成溶质富集 层,因富集层中遍地的合金成分分歧,具有分歧的熔点,形成液固前沿的液相处于 分歧的过冷形态,这种因为液固界面前沿合金成分分歧形成的过冷。 热过冷的涵义: 界面液相侧构成的负温度剃度,使得界面前方获得大于 ?Tk 的过冷度。 成分过冷取热过冷的区别 : 热过冷是因为液体具有较大的过冷度时,正在界面向前推移的环境下,结晶潜 热的而发生的负温度梯度所构成的。可呈现正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发生,只能呈现正在合金的凝固过程中,其发生的晶体形 貌随成分过冷程度的分歧而分歧,当过冷程度增大时,固溶体发展体例由无成分过冷 时的“平面晶”顺次成长为:胞状晶→柱状树枝晶→内部等轴晶(树枝晶) 。 成分过冷取热过冷的联系: 对于合金凝固,当呈现“热过冷”的影响时,必然受“成分过冷”的影响, 并且后者往往更为主要。即便液相一侧不呈现负的温度梯度,因为溶质再分派引 起界面前沿的溶质富集,从而导致均衡结晶温度的变化。正在负温梯下,合金的情 况取纯金属类似,合金固溶体结晶易于呈现树枝晶描摹。 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 m CL < L DL R 1 ? ?N K0 ? e DL 1 ? K0 R 当“液相只要无限扩散”时,δ N=∞, C L ? C 0 ,代入上式后得 m C (1 ? K 0 ) GL < L 0 DL K0 R ( 此中: GL — 液相中温度梯度 R — 晶体发展速度 mL — 液相线 — 原始成分浓度 DL — 液相中溶质扩散系数 K0 — 均衡分派系数 K ) 成分过冷的大小次要受下列要素的影响: 1)液相中温度梯度 GL , GL 越小,越有益于成分过冷 2)晶体发展速度 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 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)均衡分派系数 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,相对较易加以节制; mL , C0 , DL , K0 ,为材料要素,较 难节制 ) 8.别离会商 “成分过冷” 对单相固溶体及共晶凝固组织描摹的影响? 答 :“成分过冷”对单相固溶体组织描摹的影响: 跟着 “成分过冷” 程度的增大,固溶体发展体例由无“成分过冷” 时的“平 面晶”顺次成长为:胞状晶→柱状树枝晶→内部等轴晶(树枝晶) 。 “成分过冷”对共晶凝固组织描摹的影响: 1)共晶成分的合金,正在冷速较快时,不必然能获得 100%的共晶组织,而 是获得亚共晶或过共晶组织,以至完全得不到共晶组织; 2)有些非共晶成分的合金正在冷速较快时反而获得 100%的共晶组织; 3)有些非共晶成分的合金,正在必然的冷速下,既不呈现 100%的共晶组 织,也不呈现初晶+共晶的环境,而是呈现“离异共晶” 。 9. 若何认识“外生发展”取“内生发展”?由前者向后者改变的前 提是什么?仅仅由成分过冷要素决定吗? 答:“外生发展”: 晶体自型壁生核,然后由外向内单向延长的发展体例,称 为“外生发展” 平面发展、胞状发展和柱状树枝晶发展都属 。 于外生发展 . “内生发展”: 等轴枝晶正在熔体内部发展的体例则称为“内生发展” 。 若是 “成分过冷”正在远离界面处大于异质形核所需过冷 度(ΔT ,就会正在内部熔体中发生新的晶核,形成“内 异) 生发展” ,使得树枝晶正在固-液界面前方的熔体中出 现。 外生发展向内生发展的改变的前提是:成分过冷区的进一步加大 。 决定要素 : 外生发展向内生发展的改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发展并推进内部等轴晶的构成。 10. 影响枝晶间距的次要要素是什么?枝晶间距取材料的机械机能 有什么关系? 答: 影响枝晶间距的次要要素: 纯金属的枝晶间距次要决定于晶面处结晶潜热散失前提, 而一般单相合金的枝晶间距则还 5 受控于溶质元素正在枝晶间的扩散行为。凡是采用的有一次枝晶(柱状晶从干)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主要参数,后者 对柱状树枝晶和等轴枝晶均有主要意义。 一次枝晶间距取发展速度 R、界面前液相温度梯度 GL 间接相关,正在必然的 合金成分及发展前提下,枝晶间距是必然的,R 及 GL 增大均会使一次间距变小。 二次臂枝晶间距取冷却速度 (温度梯度 GL 及发展速度 R) 以及微量变质元素 (如稀土)的影响相关。 枝晶间距取材料的机械机能: 枝晶间距越小,组织就越精密,分布于其间的元素偏析范畴就越小,故越容 易通过热处置而平均化。 并且, 这时的显微缩松和非金属同化物也愈加藐小分离, 取成分偏析相关的各类缺陷(如铸件及焊缝的热裂)也会减轻,因此也就越有益 于机能的提高。 11. 按照共晶体两构成相的 Jackson 因子,共晶组织可分为哪三类?它 们各有何发展特征及组织特点? 答: 按照共晶体两构成相的 Jackson 因子,共晶组织可分为下列三类: (1)粗拙-粗拙界面(非小晶面-非小晶面)共晶。 (2)粗拙-滑腻界面(非小晶面-小晶)共晶。 (3)滑腻-滑腻界面(小晶面-小晶面)共晶。 各自何发展特征及组织特点: 第(1)类共晶,发展特征为: “共生 ”发展,即正在共晶巧合长大时,两相相互 慎密相连, 而正在两相前方的液体区域存正在溶质的活动, 两相 有某种彼此依赖关系。 组织特点为:对于有共晶成分的合金,其典型的显微形态是 有法则的层片状或此中有一相为棒状或纤维状(即法则共 晶) ;对于非共晶成分的合金,正在共晶反映前,初生相呈树 枝状长大,所获得的组织由初晶及共晶体所构成。 第(2)类共晶体, 发展特征为:长大过程是彼此巧合的共发展大。 组织特点为:组织较为无法则的,且容易发生弯曲和分枝。 第(3)类共晶体, 发展特征为: 长大过程不再是巧合的。 组织特征为: 所获得的组织为两相的犯警则夹杂物。 12.试描述离异共晶组织的两种环境及其构成缘由。 答:离异共晶组织有两种环境: “晶间偏析” 和“晕圈” 。 晶间偏析的构成缘由如下: (1)由系统本身的缘由: 若是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很少,类 似于薄膜分布于枝晶之间。当共晶改变时,一相就正在初晶相的枝晶上继续长出, 而把另一相零丁留正在枝晶间。 6 (2)由另一相的生核坚苦所惹起: 合金偏离共晶成分,初晶相长得较大。若是另一相不克不及以初生相为衬底而生核, 或因液体过冷倾向大而使该相析出受阻时,初生相就继续长大而把另一相留正在枝 晶间。 晕圈的构成缘由: 由两相正在生核能力和发展速度上的不同所惹起的,所以正在两相性质不同较大的 非小晶面-小晶面共晶合金中常见到晕圈组织。 13.试述非小晶面-非小晶面共生共晶组织的生核机理及发展机理,组 织特点和前提。 答:非小晶面-非小晶面共生共晶组织的生核机理如下 : 如下图(示企图可不画出)所示,晶改变起头时,熔体起首析出富 A 组元的 α 固溶体小球。α 相的析出促使界面前沿 B 组元原子的不竭富集,且为 β 相的析出 供给了无效的衬底,从而导致 β 相固溶体正在 α 相球面上的析出。正在 β 相析出过 程中,向前方的熔体中排出 A 组元原子,也向取小球相邻的侧面标的目的(球面方 向)排出 A 原子。因为两相性质附近,从而促使 α 相依靠于 β 相的侧面长出分 枝。α 相分枝发展又反过来促使 β 沿袭着 α 相的球面取分枝的侧面敏捷铺展,并 进一步导致 α 相发生更多的分枝。交替进行,构成了具有两沿袭着径向并排发展 的球形共生界面双相焦点。这就是共生共晶的生核过程。所以片状共晶结晶是通 过搭桥体例(即领先相概况一旦呈现第二相,则可通过这种相互依靠、交替发展 的体例发生新的层片来形成所需的共生界面,而不需要每个层片从头生核的方 式)来完成的。 非小晶面-非小晶面共生共晶组织的发展机理如下: 正在共生发展过程中,两相各自向其界面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 。只要将这些原子及时扩散开,界面才能不竭发展。扩散速度反比于溶 质的浓度梯度,因为 α 相前沿富 B,而 β 相前沿富 A,因而,横向扩散速度要 比纵向大的多,纵向扩散一般可忽略不计(a 图) 。c)图为考虑扩散时成分分布 7 示企图,现实上,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,共晶两相通过横向扩散不竭排 走界面前沿堆集的溶质,且又互相供给发展所需的组元,相互合做,并排地快 速向前发展。 非小晶面-非小晶面共生共晶组织的组织特点如下: 宏不雅平展的共生界面将改变为雷同于单相固溶体结晶时的胞状界面。正在界面凸起 的胞状发展中,共晶两相仍以垂曲于界面的体例进行共生发展,故两相的层片将 会发生弯曲而构成扇形布局。第三组元浓度较大,或正在更大的凝固速度下,成分 过冷进一步扩大,胞状共晶将成长为树枝状共晶组织,以至还会导致共晶合金自 外生发展到内生发展的改变。 非小晶面-非小晶面共生共晶组织的前提如下 : 正在 α 相、β 相两固相间界面张力各标的目的不异的环境下,当某一相的体积分数远小 于另一相时,则该相以棒状体例发展。当体积含量两相附近时,则倾向于层片状 发展。更切当地说,若是一相的体积分数小于 1/π 时,该相将以棒状布局呈现; 若是体积分数正在 1/π~1/2 之间时,两相均则以片状布局呈现。 14.以灰铸铁共晶发展为例,试描述“非小晶面-小晶面”共晶发展方 式以及发展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道理取非小晶面-非小晶 面共晶合金根基不异,其底子区别正在于由共晶两相正在结晶特征上的庞大差别所惹起 的布局形态上的变化。 正在灰铸铁 Fe-C(石墨)共晶共生发展中,领先相石墨垂曲于棱柱面以[10 1 0]标的目的呈 片状发展, 而奥氏体则以非封锁晕圈形式包抄着石墨片 (0001) 基面跟跟着石墨片一路 长大。石墨片并非单晶体,而是由很多亚组织单位聚合而成,每一个亚组织单位是一个 单晶体,它们之间是通过孪晶界或亚晶界彼此毗连起来的。 X-射线研究表白,石墨的基 面内常含有扭转孪晶。这些孪晶为伸入液相的石墨片前端不竭改变发展标的目的而创制 了前提,也使石墨片不竭分出新枝。奥氏体则依托石墨片[10 1 0]标的目的发展过程中 8 正在其四周构成的富 Fe 液层而敏捷发展, 并不竭将石墨片的侧面 (石墨晶体的基面) 包抄起来。最终构成的共生共晶组织是正在奥氏体的持续基体中发展着一簇标的目的取 其热流标的目的大致附近、但分布倒是高度紊乱的石墨片的两相夹杂体。 9

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