材料成形基本原理3版

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1、第六章 多相合金凝固1、根据共晶体两组成相的Jackson因子，共晶组织可分为哪三类？它们各有何生长特性及组织特点？答:根据共晶体两组成相的Jackson因子，共晶组织可分为下列三类：（1）粗糙-粗糙界面（非小晶面-非小晶面）共晶.（2）粗糙-光滑界面（非小晶面-小晶）共晶.（3）光滑-光滑界面（小晶面-小晶面）共晶 .各自生长特性及组织特点:第（1）类共晶，生长特性为: “共生 ”生长, 即在共晶偶合长大时，两相彼此紧密相邻，而在 两相前方的液体区域存在溶质的运动, 两相有某种相互依赖关系.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规则的层片状或其中有一相为棒状或纤维状（即规则

2、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，所得到的组织由初晶及共晶体所组成。第（2）类共晶体，生长特性为: 长大过程是相互偶合的共生长大.组织特点为: 组织较为无规则的,且容易发生弯曲和分枝 .第（3）类共晶体, 生长特性为: 长大过程不再是偶合的组织特性为: 所得到的组织为两相的不规则混合物2、以某合金生产厚大平板铸件，凝固首先析出a初生相，其生长速度R=8pm/s，溶质B 原子在液相中的扩散系数Dj=5600pm2/s，到共晶阶段形成a-p层片状规则共晶，其片间距 为56ym（1）分别估算初生相及共晶生长阶段相固液界面前沿的溶质富集边界层厚度；（ 2 ） 比较两阶段

3、边界层厚度的差别，并对此现象给予理论解释。解：（1） 初生相阶段：溶质富集边界层厚度约（2倍特征距离）2DL/ R =2x5600/8=1400m共晶生长阶段： 溶质富集边界层厚度约（片层距的一半）九 /2=5.6/2=2.8m（2） 由上述计算结果可见，层片状规则共晶生长过程，其固液界面前沿的溶质富集边界 层厚度，比单相生长过程的溶质富集边界层厚度要小得多，而且，其溶质富集程度也小得 多。从物理过程看，这种差别的内在原因在于，层片状规则共晶生长过程中，共晶相邻的 两相生长排出的多余原子，由于凝固界面前沿横向扩散，横向扩散耦合的结果使界面前的 溶质富集边界层厚度大大缩小。3、图612b中所表达

4、的界面上成分分布为连续的周期性曲线，为什么图612c所表达 的液相线温度T却为两条不连续的凹陷曲线（结合共晶点附近a，p两相的液相线及其延 长线予以考虑）？答： C C T由图6-12b可知，在液相成分为CB = Ce位置的T；精确地为共晶温度，而那些靠近 /卩 界面处相的点，因为横向扩散使这些区域的液体有更低的B含量（低于Ce），比如，图 中 /卩界面处两相的成分相同且低于Ce （注意： /卩界面处的成分并非像过去教科书标 注的那样必然为Ce）。由图6-10b分析可得， /卩界面处成分（CB V Ce ）所对应的界面液相线温度TLL高于Te （图6-i2c）,且TLL随CB升高（向左）而降低

5、，随后CB越过最大值 而下降，随之T：又上升，故而其卩；呈现凹陷曲线（图6-12c左侧）另一方面，a /卩界面 处卩相前的熔体成分所对应液相线温度T:与Te相比要低（提示：卩相前对应成分的T:根 据据相图上卩相液相线延长线来分析），因而，在两相界面处液相线温度TLL是一个突变值。 卩相前的熔体T；呈现凹陷曲线（图6-12c右侧）的原因，可参考T；的凹陷情况做分析。4、根据共晶片层间距的最小过冷度准则并参考相关参数Kc，Kr的推导过程，讨论合金性质K0答：凝固速度R不变，即假定在凝固条件不变（实际中R受铸件壁厚、位置及其凝固时间顺 序，以及铸型性质等因素影响），由公式（6-5）I瓦，X =r -

6、 R-1 2 可知，e K九取决于合金性质参数K ， K。而根据公式（6T）eC rC （1 - K ），DL及液一固界面张力& SL对规则共晶他的影响。（凝固速度R不变）e0九R二K九R2 D 1/（ -m ） +1/m cLaP因此，Dl、越小时，Kc越大，即可知九e越小； 另一方面，由公式（6-3）及（ 4-8a）：斗二吕及 AT = VSQ SLTm - k入rAHm因为曲率k与1/九成正比，即k = K/九，可见，K与界面张力b成正比，故a越小 rSLSL（两相润湿性越好），K越小，九越小。re5、理解共晶结晶的两种界面失稳的条件、组织形态、影响因素及其规律。 答：界面失稳包括：单相

7、界面失稳、两相界面同时失稳两种情况。对于单相界面失稳，其失稳条件是：共晶两相中某一相的界面前沿发生了成分过冷， 从而该相优先生长突出于原本两相的共同界面。其最终组织形态为：单相树枝晶以及它们 之间的两相层片状（或纤维状）共晶体，形成一种混合组织。 影响因素及其规律：对于偏 离共晶成分较大的合金液体，过冷到共晶温度以下发生着共晶凝固，此合金的液相线总是 高于共晶温度，对应于初生相的共晶中一相处于更高的过冷状态，因此趋于比共晶体更快 的生长速度，该相一旦在一些位置突破共晶生长界面伸到前方的液体中，则其固液界面前 方易形成长距离的溶质富集边界层（将远大于久/2于是此单相将会发生严重的成分过冷, 必然

8、形成单相的树枝晶。而其它位置却保持正常的共晶生长，其结果即为图 6-17a 右侧所 示的组织形态。因此，一方面，合金成分偏离共晶点越远，越容易发生；另一方面，从工 艺因素看，在gl/r较低条件下（很小的温度梯度及较高的生长速度）更易出现。对于两相界面失稳，其失稳条件是：合金存在着第三组元，由于其不能够通过横向扩 散而在界面前沿形成严重的富集，在两相界面前沿处所形成的成分过冷。其最终 组织形态 为：形成胞状共晶或树枝状共晶。影响因素及其规律：第三组元（杂质）含量越高，其 K0 越小K0l（K00情况类似），越容易发生两相界面失稳；此外，在Gl/R较低条件下（很小 的温度梯度及较高的生长速度）更易

9、出现。6、如图 623b 所示，其三条横虚线将共晶温度以下爱分成四个不同的过冷区域。若通过改变凝固条件分别使 C0 成分的合金液体直接过冷到四个不同的区域（从上到下将它们分 别称为四个过冷区），根据共晶与单相枝晶因R的高低而竞争的情况，试讨论这 四个过冷区所对应的组织类型及形貌。答： 过冷区：R处于第一个速率区间，此时共晶生长速率R。血最大，成分与界面温度相交于 平面共生区，将全部形成平面共生共晶体形貌。 过冷区：R处于第二个速率区间，此时Rp为最大速度，成分与界面温度相交于共生区 右侧，发生卩单相枝晶与其间的共晶伴随生长，且卩枝晶突出于共晶界面之前；此外，由 于过冷度较大，共晶体形貌为胞状或

10、树枝状。因此，最终组织为卩相枝晶加胞状共晶。 过冷区：R处于第三个速率区间，此时共晶生长速率Reut又为最大，成分与界面温度又 相交于共生区，组织为完全的共晶体。此外，由于过冷度更大，形貌为等轴共晶体。 过冷区：R处于第四个速率区间，此时R为最大速度，成分与界面温度相交于共生区a左侧，组织为共晶体和失稳的a树枝晶，即等轴共晶体及a树枝晶。7根据偏离汇聚交替生长机制，参考图6-26中的T-九曲线，解释以下问题：非小平面 小平面非规则共晶平均过冷度大于规则共晶；其液固界面为非等温面。答：不规则共晶稳定生长过程中，其中体积分数小的小平面相的两个相邻片层以“偏离” 和“汇聚”的方式交替进行，所形成的片

11、层间距在极值间距 九与分枝间距九（Branching ebSpace）之间波动，根据图6-26中的T-九曲线，九 九之处的过冷度AT必然大于九对应的 ee 最小过冷度，且AT随着九增大继续提高。因此，非小平面一小平面非规则共晶的平均过 冷度必然大于规则共晶的过冷度（九处）。e对于非小平面-小平面非规则共晶，由于偏离汇聚交替的生长机制，共晶两相的生长 界面以凸起（正曲率）和凹陷（负曲率）形态而动态变化的，因而其界面形态是参差不齐 的，且共晶生长界面不同位置的九差别较大，所对应的过冷度AT也不相同，即 AT = AT +AT = T -T不再是常量（不同于规则共晶AT为常量的情形），因此，共晶 c

12、 r e q 生长的液-固界面的温度也不同（图中也可看出），即为非等温面。&根据表61数据，完成以下计算分析：1）凝固速度R分别为9 u m/s及64 u m/s条件下Al-Cu合金共晶体的最小间距入e及最小 过冷度ATe，并对其结果进行简要讨论。2）若取Fe-C （片状石墨）非规则共晶的* = X /九的比值30,计算灰铸铁在R=0138 uaem/s凝固条件下共晶体中石墨片的平均间距入a并计算结果与图6-28a所示的实际组织进 行比较。表61不同合金共晶反应相关参数的参考值参数/单位合金系Pb-SnAl-CuAl-SiY.Fe-CY.Fe-Fe3C共晶温度te/c183548.2577.2

13、1154.5:31147.1共晶成分CE/wt%61.932.712.64.264.30卩相体积分数:f R0.370.460.1270.0740.485K c/K - s - m-25.93x1094.62x1098.3x109151x1096.03x109K / m Kr0.207x10-60.47x10-60.94x10-62.36x10-60.752x10-6答：1) Al-Cu 合金：当 R=9um/s 时，K =4.62x109 K - s - m-2 =4.62x10-3 K - s - p m-2 CK =0.47x10-6 m K =0.47 pm - Kr K0.47 n

14、i R-12 = 9-12 =3.362 pmK4.62 x 10-3cAT K R1/2 = 2(K K )1/2 R1/2 =0.28Ke Rr c同理，当 R=64um/s 时，K n 0.47“ r R-12 = 64-12 =1.26 pmK4.62 x 10-3AT K R1/2 = 2(K K )1/2 R1/2 =0.75Ke Rr c可见，凝固速度R增大，共晶片层距减小，而共晶过冷度则增大。2) Fe-C(片状石墨)非规则共晶，当R=0.138um/s时,KC=151x109K s m -2 =151x10-3 K s p m -2K =2.36x10-6m K =2.36

15、pm K九-K八 re Kcr R-12 =* : 0.138-12=10.64 pm.151 x 10-3九 +九e因 九 / 九=3，九一eb 叽=31.92 p ma ea 2e计算值31.92 pm，略小于图6-28a）的实际组织（R=0.138um/s条件下）中的石墨平均 间距（统计平均大约45 pm），但也基本接近。9、基于片状石墨-奥氏体共晶生长的微观机制，解释灰铸铁石墨成为片状的根本原因； 描述灰铸铁共晶团内石墨的空间形态。答：灰铸铁共晶团生长过程中，在固液界面处石墨G前端突出于奥氏体之外的铁液 中。由于铁液与石墨棱柱面与的界面张力oG-L（1010）低于与其基面的界面张力oG

16、-L（0001）， 根据热力学能量最低原理，则石墨棱柱面（1010）倾向暴露于铁液，其快生长特性得以发挥 从而按1010方向推进而较快生长。另一方面，G的基面（0001）包裹在共晶团的奥氏体中， 由于主要依赖于C原子在固相Y的扩散而进行，其增厚速度受到严重制约，又因G基面本 身生长较慢的特性，所以0001方向增厚的速度远低于突入液体的G 1010方向的推进 速度，即R0001R1010。这正是灰铸铁石墨呈片状的主要原因。灰铸铁共晶团内石墨的空间形态：由于石墨生长过程中易出现旋转孪晶，其台阶的 侧向生长导致石墨片不断分枝且发生弯曲。因此，灰铸铁的共晶凝固组织是在连续奥氏体 基体中分布着多束因分枝

17、及弯曲而高度紊乱的石墨片的两相混合体，即形成下图所示的共晶 团中石墨的空间分布结构。不难理解，金相试样二维截面在显微镜下看似相互孤立的许多石墨片，只要同属一个共晶团，实际为起源于同一核心而空间互连的亚结构。灰铸铁共晶团的片状石墨空间形貌10、参考图6-30、图6-24b、图6-33所示的相关内容，描述亚共晶球墨铸铁的石墨球从形 核到凝固结束的结晶过程。答：根据铁碳相图，亚共晶成分的球墨铸铁的铁水，在冷却至液相线之下则析出初生奥氏 体且发展为树枝晶。此外，尽管为亚共晶成分，但因球化及孕育处理造成的局域热力学及 动力学条件，石墨球也独自在铁液中形核析出。G球易在熔体中漂移，且一旦与初生Y枝 晶相遇

18、则易与之连为一体，并很快为其包围。而独立于初生Y的G球在共晶阶段当然也很 快为共晶Y所包围（如图6-24b的封闭晕圈形式的离异共晶）。在共晶阶段，伴随Y外壳的 增厚，石墨球借助碳通过Y外壳由外向内的扩散而长大，这种共晶生长模式直至凝固结束。从热力学角度，图6-30的石墨晶格结构，石墨基面及棱柱面与铁水界面张力的相对关 系转变为丄（1）%丄（11）。在此条件下，不难理解，铁液中的石墨以基面（0001）为 外露面成为生长界面，而棱柱面（1010）却隐匿起来，凝固形成球状石墨。此外，为Y包围 的G球生长过程受熔体中有害元素干扰而发生畸变的几率也将大大降低。需要注意的是，根据第一段的描述，亚共晶球铁的

19、实际共晶凝固，并非完全是如图 6- 24b的一个个孤立的封闭晕圈形式的共晶团（以往教科书的描述），一些G-y共晶团实际是 同属于相同的早期形成的奥氏体是树枝晶，如下图（6-33）所示。亚共晶球铁奥氏体枝晶及共晶团实际形貌11、基于未变质Al-Si合金共晶Si的TPRE生长机制，阐述变质共晶Si的IIT机制。哪些 现象可作为IIT机制的依据？答：未变质Al-Si合金共晶Si的TPRE生长机制，即“孪晶面凹角台阶机制”该机制认为, 未变质Al-Si合金共晶生长中，钻石面心立方结构的Si晶体以唯一的112晶向生长，生长 过程难以改变其特征方向。此外， Si 晶体的（111）面可形成角度为 141的凹

20、角孪晶，其 沟槽处的生长台阶为 Si 原子着落提供了便利，维持 Si 晶体生长及一定程度分枝。然而， 未变质共晶Si的孪晶密度低，因而分枝相对有限，加之特定的生长取向共同确定了其平直、 粗大的板片状形貌特征。变质共晶Si的IIT机制，即“杂质促发孪晶机制”该机制分析认为，变质元素吸附并 聚集在 Si 的生长界面前沿，在共晶生长中不断封锁共晶 Si 原有孪晶台阶，而又不断促发 大量新的凹角孪晶，使共晶Si分枝比未变质时要频繁得多。而且，孪晶密度的显著增大使 得共晶Si原先的强各向异性生长特性大为减弱（不再是单一的211生长取向）。于是，共 晶Si由变质前分枝有限且粗片状长大模式锐变为大量频繁分枝

21、的纤维状生长，最终共晶Si 的形貌及尺寸均有了质的改变。可作为IIT机制依据的现象包括：分枝频繁的纤维共晶Si构成的珊瑚状生长形态；变 质后纤维共晶硅上孪晶密度大大高于未变质铝硅合金共晶硅的密度；变质元素几乎全部分 布在共晶Si中，而在初生及共晶a-Al相中却可以忽略。12、根据图6-42，阐述P及Sr对工业Al-Si合金共晶凝固特征参数的影响，进而阐述P及 Sr对亚共晶Al-Si合金凝固组织的实际作用效果。答：Sr变质对冷却曲线的影响：1）共晶形核温度TN降低，且再辉程度显著增大；2）因共晶平台温度TG降低而共晶生长过冷度ATG（TG与平衡共晶温度之差）增大；3）共 晶凝固时间缩短。而添加P

22、却产生与Sr完全相反的影响，不再详述。工业Al-Si合金熔体通常存在杂质P且形成化合物AlPo AlP可作为Si异质形核基底， 它既可以引起初晶Si形核，使得近共晶成分的亚共晶Al-Si合金出现初晶Si （即亚共晶成 分形成过共晶组织），也可以促进共晶体中领先相共晶Si的形核。据此，变质元素抑制了 AlP作为Si异质形核的作用，且降低Si原子在熔体中的扩散系数，因此变质后的Al-Si合金 共晶生长过冷度通常显著增大，共晶组织得以细化而起到变质效果。13、从图 6-44你能够看出哪些结论？答：由6-44图（a）及图（b）可以看出：未变质的共晶团尺度仅为几十微米，而Sr变质的共 晶团则可达毫米尺度，即变质后铝硅合金的共晶团尺寸显著增大；获得完全变质效果，晶 粒生长速度需大于临界生长速率（图6-44 （b）中水平虚线，R =7卩m/S）；由于生长速率随时 间的起伏，即使在同一共晶团晶粒之内，不同凝固部位的变质效果（共晶Si的形态）也可 能随凝固时间及位置不同有明显区别。14、虽然对 Al-Si 合金变质机制尚未获得最终认识，但在生产实际及研究中却已证实了一 些重要的现象和规律，试简要综述 Sr 变质对亚共晶 Al-Si 工业合金各方面的作用现象和规 律。