材料加工原理作业答案

作业

第一章液态金属的结构与性质

1、如何理解实际液态金属结构及其三种“起伏”特征？

理想纯金属液态结构能量起伏和结构起伏；实际纯金属液态结构存在大量多种分布不均匀、存在方式（溶质或化合物）不同的杂质原子；金属（二元合金）液态结构存在第二组元时，表现为能量起伏、结构起伏和浓度起伏；实际金属（多元合金）液态结构相当复杂，存在着大量时聚时散，此起彼伏的原子团簇、空穴等，同时也含有各种固态、气态杂质或化合物，表现为三种起伏特征交替；能量起伏指液态金属中处于热运动的原子能量有高有低，同一原子的能量也会随时间而不停变化，出现时高时低的现象。结构起伏指液态金属中大量不停“游动”着的原子团簇不断分化组合，由于“能量起伏”，一部分金属原子（离子）从某个团簇中分化出去，同时又会有另一些原子组合到该团簇中，这样此起彼伏，不断发生着的涨落过程，似乎团簇本身在“游动”一样，团簇的尺寸及内部原子数量都随时间和空间发生着改变的现象。浓度起伏指在多组元液态金属中，由于同种元素及不同元素之间的原子间结合力存在差别，结合力较强的原子容易聚集在一起，把别的原于排挤到别处，表现为游动原子团簇之间存在着成分差异，而且这种局域成分的不均匀性随原子热运动在不时发生着变化的现象

2、根据图1-8及式（1-7）说明动力学粘度的物理意义和影响粘度的因素，并讨论粘度在材料成形中的意义

动力学粘度的物理意义：表示作用于液体表面的外加切应力大小与垂直于该平面方向上的速度梯度的比例系数。是液体内摩擦阻力大小的表征

影响粘度的因素：1）液体的原子之间结合力越大，则内摩擦阻力越大，粘度也就越高；2）粘度随原子间距δ增大而降低，与δ3成反比；3）η与温度T 的关系总的趋势随温度T 而下降。（实际金属液的原子间距δ也非定值，温度升高，原子热振动加剧，原子间距随之而增大，因此η会随之下降。）4）合金组元（或微量元素）对合金液粘度的影响，如果混合热H m为负值，合金元素的增加会使合金液的粘度上升（H m 为负值表明异类原子间结合力大于同类原子，因此摩擦阻力及粘度随之提高）如果溶质与溶剂在固态形成金属间化合物，则合金液的粘度将会明显高于纯溶剂金属液的粘度，这归因于合金液中存在异类原子间较强的化学结合键。通常，表面活性元素使液体粘度降低，非表面活性杂质的存在使粘度提高

粘度在材料成形中的意义：

1）粘度对铸件轮廓的清晰程度将有很大影响：在薄壁铸件的铸造过程中，流动管道直径较小，雷诺数值小，流动性质属于层流。此时，为提高铸件轮廓清晰度，可降低液体粘度，此时应适当提高过热度或者加入表面活性物质等；2）影响热裂、缩孔、缩松的形成倾向：由于凝固收缩形成压力差而造成的自然对流均属于层流性质，此时粘度对流动的影响就会直接影响到铸件的质量；3）影响精炼效果及夹杂或气孔的形成：粘度η较大时，夹杂或气泡上浮速度较小，会影响精炼效果；铸件及焊缝的凝固中，夹杂物和气泡难以上浮排除，易形成夹杂或气孔；4、影响钢铁材料的脱硫、脱磷、扩散脱氧：而金属液和熔渣中的动力学粘度η低则有利于扩散的进行，从而有利于脱去金属中的杂质元素；5、熔渣及金属液粘度降低对焊缝的合金过渡的进行有利；6、对缩孔、缩松、晶粒大小和偏析的影响，即η愈大，铸件内部缩孔或缩松倾向增大。另外，η大时，将使凝固过程中对流困难而造成晶粒粗化；影响凝固界面前端的熔点物质向后扩散而导致区域偏析

3、简述表面张力的实质及影响表面张力的因素

表面张力是由于物体在表面上的质点受力不均所造成。1）原子间的结合力，物体内部原子间结合力u0↑→表面内能↑→表面自由能↑→表面张力↑；2）温度的影响：随温度升高而下降。因为原子间距随温度升高而增大；3）溶质元素自由电子数目的影响，自由电子数目多的溶质元素，其表面双电层的电荷密度大，对金属表面的压力也大，从而使系统表面张力增加。化合物表面张力之所以较低，是因其自由电子较少的缘故；4）合金元素或微量杂质元素对表面张力的影响，主要取决于原子间结合力的改变向系统中加入削弱原子间结合力的组元，会使u0 减小，使表面内能降低，这样，将会使表面张力降低，溶质与溶剂的原子体积之差表面活性元素均降低熔体的表面张力；

影响液体表面张力的因素：内因：无机液体的表面张力比有机液体的表面张力大得多；水的表面张力72.8mN/m(20℃)；有机液体的表面张力都小于水；含氮、氧等元素的有机液体的表面张力较大；含F、Si的液体表面张力最小；水溶液：如果含有无机盐，表面张力比水大；含有有机物，表面张力比水小。外因：温度升高表面张力减小；压力和表面张力没有关系。注：液体（0度以上时）表面张力最弱的是酒精

4、试述表面张力在材料成形中的意义

1）表面张力引起的曲面两侧压力差及其相关作用，在铸造和焊接中的意义，铸造过程中为防止粘砂，通常要求金属液与砂型不润湿。但毛细管直径D和金属液静压头H越大，越易粘砂；焊接和铸造熔炼过程中高温下会产生融入到金属液中的气体，为加速凝固过程中气体的逸出，表面张力起重要作用；CO2气保焊熔滴过渡中易产生飞溅也可由表面张力引起的曲面两侧压力差得到解释。焊丝含碳量越高，飞溅倾向越大2）液膜拉断临界力及表面张力对凝固热裂的影响，在凝固的后期，不同晶粒之间存在着液膜，由于表面张力的作用，液膜将其两侧的晶体紧紧地吸附在一起，液膜厚度越小，其吸附力量就越大。液膜拉断时若无外界液体补充，那么晶粒间或枝晶间便形成了凝固热裂纹。可见，液膜的表面张力越大，液膜越薄，则液膜的拉断临界应力f max 越大，裂纹越难形成。3）表面张力对熔滴过渡的影响，熔化极电弧焊，颗粒状熔滴向熔池中过渡时，表面张力大的熔滴形成细颈的阻力大，致使熔滴颗粒增大，熔滴过渡频率降低而导致电弧稳定性较差，飞溅增多；改善熔滴过渡状态的途径在于降低其表面张力，主要有两措施：增大焊接电流，使熔滴温度上升，表面张力降低，熔滴颗粒减小（电流增大到一定程度时，由熔滴过渡转为细颗粒高速喷射过渡）；适当增强电弧气氛的氧化性可降低表面张力，细化熔滴

5、什么是液态金属的充型能力？影响充型能力的因素有哪些？

液态金属充型能力：铸造过程中，液态金属充满铸型型腔，获得形状完整、轮廓清晰铸件的能力，即液态金属充填铸型的能力。影响液态金属充型能力的因素：内因—金属本身的流动性，外因—铸型性质、浇注条件、铸件结构等因素的影响，1)金属性质方面的因素（流动性的高低），具有宽结晶温度范围的合金：流动性不好，结晶温度范围ΔT = T L-T S ↑→充型能力（流动性L）↓；合金液的比热、密度越大，导热系数越小，停止流动前的时间越长，充型能力好；2）铸型性质方面的因素，蓄热系数b2 越大，铸型激冷能力越强，金属液保持液态的时间就越短，充型能力下降；预热铸型能减小金属与铸型的温差，从而提高充型能力，具有发气能力的铸型，可减少流动的摩擦阻力而有利于充型；3、浇铸条件方面的因素，浇注温度越高、充型压头越大，则液态金属的充型能力越好；4、铸件结构方面的因素，在铸件材质、铸型性质及浇铸条件相同的条件下，同体积铸件模数越大，由于与铸型接触的

表面积小，散热较缓慢，因而液态金属的充型能力越好。铸件结构越复杂，厚薄过渡面越多，则型腔结构越复杂，流动阻力越大，充型能力也越差。（可以认为合金的流动性是在确定条件下的充型能力。灰口铸铁、硅黄铜的流动性最好；铸钢的流动性最差）

6、试述液态金属停止流动的两种主要机理

液态金属停止流动机理，随金属的结晶特性（取决于结晶温度范围）可分：①窄温度范围，在金属的过热热量未散失尽以前为纯液态流动，为第Ⅰ区，金属液继续流动，冷的前端在型壁上凝固结壳，而后的金属液是在被加热了的管道中流动，冷却强度下降。由于液流通过Ⅰ区终点时，尚具有一定的过热度，将已凝固的壳重新熔化，为第Ⅱ区。故，该区是先形成凝固壳，又被完全熔化。第Ⅲ区是未被完全熔化而保留下来的一部分固相区，在该区的终点金属液耗尽了过热能量。在第Ⅳ区，液相和固相具有相同的温度——结晶温度。由于在该区的起点处结晶开始较早，断面上结晶完毕也较早，往往在它附近发生堵塞。此类金属的流动性与固体层内表面的粗糙度、毛细管阻力及在结晶温度下的流动能力有关；②宽结晶温度合金停止流动机理，对于宽结晶温度范围的合金，试验表明，在液态金属的前端析出15-20％的固相量时，流动就停止。结晶温度范围越宽，枝晶就越发达，液流前端析出相对较少的固相量，即在相对较短的时间内，液态金属便停止流动。具有最大溶解度的合金流动性最小

第二章凝固温度场

1、名词解释：等温面；等温线；温度梯度；热流密度；铸件凝固时间；模数；焊接线能量

等温面：温度场中在同一时刻下相同温度各点所组成的空间曲面。等温线：某个特殊平面与等温面相截的交线。温度梯度：对于一定温度场，沿等温面或等温线某法线方向的温度变化率。温度梯度越大，图上反映为等温面（或等温线）越密集，具有方向性的物理量（所谓温度梯度就是两相邻等温面之间的温度，温度梯度是向量，其方向垂直于等温面，其正方向是指向温度增加的方向）。热流密度：单位时间内通过单位面积的热量。铸件的凝固时间：是指从液态金属充满型腔后至凝固完毕所需要的时间。模数：将V1与A1推广理解为一般形状铸件的体积与表面积，并令 R= V1/A1。R-为铸件的折算厚度。[原意：V1-为铸件凝固层的体积（而并非是铸件体积），A1-铸件与铸型的接触面积]。焊接线能量：单位长度焊件上的热输入，即E=q/v，q-为焊接热源的有效输入功率，v-为焊接速度。

2、什么是初始条件和边界条件？常见边界条件有哪几类？

初始条件：是指物体开始导热时（即t = 0 时）的瞬时温度分布；边界条件：是指导热体表面与周围介质间的热交换情。第一类边界条件：给定物体表面温度Tw随时间t的变化关系，表达式为Tw=f(t)；第二类边界条件：给出通过物体表面的比热流随时间t的变化关系，表达式为；第三类边界条件：给出物体周围介质温度以及物体表面与周围介质的换热系数，表达式为：。以第三类边界条件最为常见。

3、从界面阻热的变化讨论铸件凝固过程温度场分布

①金属铸件与绝热型铸型—类型：砂型、石膏型、陶瓷型等多数非金属铸型属此类，铸型导热系数远小于凝固金属；特点：凝固铸件内及液态金属中温度分布可认为是近似均匀的。此时铸件内的凝固、散热速度主要取决于铸型的热物理性能，界面热阻可忽略；铸型内表面温度接近铸件温度，铸型内温度梯度很大，当铸型足够厚时，其外表面温度保持起始温度。②界面热阻较大的金属铸型---当金属型内耐高温涂层较厚或涂层导热性较差时，界面涂层的热阻较铸件与铸型的热阻大得多，此时铸件的凝固、散热速度主要取决于涂层的厚度与导热

性能；铸件与金属型中的温度梯度可忽略不计，温度降集中在界面上③界面热阻很小的金属铸型--当金属型的表面涂层很薄涂层材料的导热性能很好时，界面热阻相对于金属铸型、铸件内的热阻可忽略不计，此时铸件的凝固、散热速度主要取决于铸件与铸型的热物理性能；可近似认为界面上没有温度降④非金属铸件与金属铸型—类型：注塑、熔模金属铸造中压制腊模；特点：非金属铸件导热性差，界面热阻和金属型热阻可忽略，铸件的凝固、散热速度主要取决于铸件自身的热物理性能，温度降主要发生在铸件一侧

4、常见铸件凝固方式分为几类？影响凝固方式的因素有哪些？

分为三类：当固液两相区很窄时称为逐层凝固方式，反之为糊状凝固方式（体积凝固方式），固液两相区宽度介于两者之间的称为“ 中间凝固方式”，铸件凝固方式对凝固液相的补缩能力影响很大。

影响凝固方式的因素：①合金凝固温度区间的影响，在铸件断面温度梯度相近情况下，固液相区宽度取决于铸件合金凝固温度区间的大小；随着C质量分数的增加，碳钢结晶温度区间增大，固液相区宽度增加；在砂型中，低碳钢近于逐层凝固方式，中碳钢近于中间凝固方式，高碳钢近于体积凝固方式。②温度梯度的影响，当铸件合金成分确定后，铸件断面固液相区的宽度取决于铸件中的温度梯度。大的温度梯度固液相区较窄，合金近于逐层凝固方式；温度梯度较为平坦时，固液相区明显加宽，合金近于体积凝固方式。（对于同一种合金，采用砂型比金属型时的固液相区要宽得多）

5、简述焊接热源作用的基本类型及其初始条件案和边界条件。

①点热源—热源作用于厚大焊件表面上一点，如厚板表面焊道施焊或表面堆焊；半无限大物体。②线热源—热源作用于薄板焊件截面内一条垂线上，如薄板全熔透对焊接；无限大薄板。③面热源--热源作用于杆状焊件某截面上，如钢筋闪光对焊；无限大细杆。

初始条件和边界条件：①焊接温度场的边界条件与焊件的形状、尺寸有关。厚大焊件，热能主要在焊件内部传导，焊件表面与周围介质间的热交换可以忽略不计。但随焊件厚度减小，比表面积增大，与周围介质间的热交换就变得不容忽视。因此，薄板和细杆的焊接需要考虑表面散热问题，边界换热条件一般属于前述第三类边界条件，即给定表面换热系数和介质温度。②焊接温度场的初始条件一般比较简单，可以认为焊件初始温度均匀，等于环境温度或焊前预热温度，多层焊时取初始温度为层间温度。

6、试述影响焊接温度场的因素。

①焊件尺寸，当固定热源分别作用在厚大件、薄板和细长杆上时，假设焊件从热源获得的瞬时热能相等，可以比较三种情况下焊件的温度变化速率厚大件的散热最快，温度下降速度最快，其次是薄板，而细杆的散热速度最慢。不同厚度下移动热源焊接温度场的分布形态基本相同，但在其他因素不变的情况下，随着板厚减薄，焊件表面的高温区域增大；②焊接热物理性能，主要是指焊件材料导热能力的影响（热扩散率a），在相同E下，a越大，热量散失越大，相同温度等温线所包围的区域就越小；③热源种类和焊接规范；④多层焊

第三章金属凝固热力学与动力学

从P73页的2-6题中任选3道

2.怎样理解溶质平均分配系数K0的物理意义及热力学意义？

①物理意义：对于K0＜1，K0 越小，固相线和液相线张开程度越大，固相成分开始结晶时与终了结晶时差别越大，最终凝固组织的成分偏析越严重。因此常将∣1- K0∣称为“偏析系

数”。实际合金的K0 大小受合金类别及成分、微量元素的存在影响。此外，由于液相线及固相线不为直线，所以凝固中也随温度的改变而有所变化；②热力学意义：K0主要取决于溶质在液固两相中的标准化学位。对于实际合金，还受溶质在液固两相中的活度系数影响。液固两相标准化学位只有纯物质在熔点温度时两者才相等，在二元二相系统中不可能相等，所以K0≠1，K0的值不仅与温度和压力有关，同时还取决于溶剂和溶质的种类，因为第三组元会影响溶质的活度系数f ，所以二元系中加入微量第三组元，可改变K0。凝固过程的实际溶质分配系数与K0往往有较大差别。

3.结合图3-3解释临界晶核半径r*和形核功ΔG*的意义，以及为什么形核要有一定过冷度。

晶核形成时，系统自由能变化ΔG 由两部分组成，即作为相变驱动力的液-固体积自由能之差ΔGV （负）和阻碍相变的液-固界面能σLS （正）；第一项体积自由能部分使系统能量降低，第二项表面自由能使系统能量升高。①R ＜r*时，r↑→ΔG↑；②R = r*处时，ΔG 达到最大值ΔG*；③R ＞r*时，r↑→ΔG↓其中，r*称为临界晶核半径；对应于r*的ΔG*（最大值）称为形核功。

过冷度ΔT 越小，形核功ΔG*越大，ΔT→0 时，ΔG*→∞，这表明过冷度很小时难以形核，也从数学上证明了为什么物质凝固必须要有一定过冷度。

4.比较式（3-14）与式（3-18）、式（3-15）与式（3-19），说明为什么异质形核比均匀

形核容易，以及影响异质形核的基本因素和其他条件。

非均质形核过冷度ΔT比均质形核临界过冷度ΔT*小得多时就能大量成核

非均质形核的形核条件（影响因素）①结晶相的晶格与杂质基底晶格的错配度δ的影响，

；②杂质表面状态对非均质形核的影响，在曲率半径、接触角相同时，凹面杂质的活化粒子最多，形核率最高，平面次之，凸面最差；③过冷度的影响，非均质形核的过冷度随金属液冷速的增加而加大。在金属液中存在形核能力不同的多种物质时，其形核行为与过冷度有关；过冷度越大，能促使非均匀形核外来质点所谓的种类和数量越多，非均匀形核能力越强

5.讨论两类固-液界面结构（粗糙面和光滑面）形成的本质及其判据。

①固-液界面结构主要取决于晶体生长时的热力学条件及晶面取向（密排面还是非密排面），非密排晶面（高指数晶面）作为晶体表面（固-液界面）时，微观界面结构容易成为粗糙界

面；②固-液微观界面究竟是粗糙面还是光滑面主要取决于合金系统的热力学性质熔融，熵越小，越容易成为粗糙界面；③晶体生长界面结构还受动力学因素影响，过冷度大时，生长速度快，界面的原子层数较多，容易形成粗糙面结构，浓度低的物质结晶时易出现光滑界面特征。

粗糙界：α≤2；平滑型界面：α≥5；混合型：α=2-5

一般大多数金属和少数有机物呈粗糙界面；大部分有机物及无机物属光滑界面

6.固-液界面结构如何影响晶体生长方式和生长速度？同为粗糙面-光滑面，螺旋位错生长机

制与二维晶核生长机制的生长速度对过冷度的关系有何不同？

固-液界面的性质（光滑还是粗糙界面）决定了晶体的生长方式。①连续长大：粗糙面的界面结构，许多位置均可为原子着落，液相扩散来的原子很容易被接纳与晶体连接起来。生长方向为界面的法线方向，即垂直于界面进行生长；②台阶方式长大（侧面长大）：光滑界面在原子尺度界面是光滑的，单个原子与晶面的结合较弱，容易跑走，因此，只有依靠在界面上出现台阶，然后从液相扩散来的原子沉积在台阶边缘，依靠台阶向侧面长大。故又称“侧面长大”；

①对连续长大的粗糙面生长速度为（D为原子的扩散系数，R为气体常数，μ1为常数。连续生长方式的生长速度R1与实际过冷度ΔT成线性关系。）

①；②；

②二维晶核台阶生长的速度为上式（μ2、b为常数）；③

③螺旋位错台阶生长方式的速度为上式。

对二维晶核生长，在ΔT不大时，R2几乎为零，当ΔT达到一定值时，R突然增加很快，直至与连续生长曲线相遇；继续增大ΔT，则完全按连续方式生长；对螺形位错生长，当位错台阶很密时，接近于连续生长方式，生长速度比二维台阶生长要快。与二维台阶生长相比较，螺形位错生长方式在ΔT很小时就具有一定的生长速度在；

不同点：小的过冷度下，具有光滑界面结构的物质，其生长方式按螺形位错生长；当过冷度很大时，易于按连续方式生长。晶体实际生长一般很少按二维晶核生长方式进行

第四章单相及多相合金的结晶

从P105页的9-14题中任选3题

9.何为成分过冷判据?成分过冷的大小受哪些因素的影响？

10.分别讨论“成分过冷”对单相固溶体及共晶凝固组织形貌的影响。

00L )1(＜R G K K D C m L L -?

11.如何认识外生生长与内生生长？由前者向后者转变得前提是什么？仅仅由成分过冷因素

决定吗？

外生生长: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、胞状生长和柱状枝晶生长皆属于外生生长；

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”

前提：成分过冷区的进一步加大促使外生生长向内生生长的转变。这个转变是由成分过冷的大小和外来质点非均质形核能力这两个因素决定的。大的成分过冷和强生核能力的外来质点都有利于内生生长并促进内部等轴晶的形成。

12.影响枝晶间距的主要因素是什么？枝晶间距与材料的力学性能有什么关系？

因素：晶面处结晶潜热散失条件

关系：枝晶间距小，细晶强化效果显著；成分趋于均匀化；显微缩松、夹杂物细小且分散；热裂纹倾向小，材料性能好

13.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？

①粗糙－粗糙界面（非小晶面-非小晶面），金属-金属共晶及金属-金属间化合物共晶多为第Ⅰ类共晶，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，规则共晶长大时，两相彼此紧密相连，相互依赖生长，两相前方的液体区域中存在溶质的运动。这种长大方式称之为“共生生长”。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，所得组织由初晶及共晶体组成；

②粗糙—光滑界面（非小晶面-小晶面）, 金属-非金属共晶属于第Ⅱ类共晶体，长大过程往往仍是相互偶合的“共生”长大，但由于小晶面相（非金属相）晶体长大具有强烈的方向性，且对凝固条件（如杂质或变质元素）十分敏感，容易发生弯曲和分枝而占优势，所得到的组织较为无规则，属于“不规则共晶”；

③光滑—光滑界面（小晶面-小晶面）,非金属-非金属属于第Ⅲ类共晶体，长大过程不再是偶合的。所得到的组织为两相的不规则混合物，也属于“不规则共晶”

14.试描述离异共晶组织的两种情况及其形成原因。

离异共晶分“晶间偏析型”和“晕圈型”两种类型

“晶间偏析型”离异共晶：当一相大量析出，而另一相尚未开始结晶时，将形成晶间偏析型离异共晶；形成原因有两种，一是系统本身；二是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，如另一相不能以初生相为衬底而生核，或因液体过冷倾向大使该相析出受阻时，初生相就继续长大而把另一相留在枝晶间。“晕圈型”离异共晶形成：两相性质差别较大的非小晶面—小晶面共晶合金中能更经常地见到这种晕圈组织。由于两相在生核能力和生长速度上的差别，第二相环绕着领先相表面生长而形成一种镶边外围层的情况，此外围层称为“晕圈”（领先相是高熔点的非金属相）；封闭型圈晕：如果领先相的固-液界面全部是慢生长面，会被快速生长的第二相晕圈所封闭，则两相与熔体之间就没有共同的生长界面，而只有形成晕圈的第二相与熔体相接触，所以原先的领先相只能依靠原子通过晕圈的扩散进行，最后形成领先相呈球团状结构的离异共晶组织。不完整型圈晕：如果领先相的固—液界面是各向异性的，第二相只能将其慢生长面包围住，而其快生长面仍能突破晕圈的包围并与熔体相接触，则晕圈是不完整的。这时两相仍能组成共同的生长界面而以共生

方式进行偶合结晶。

第五章铸件与焊缝宏观组织及其控制

第六章特殊条件下的凝固与成形

1、铸件典型宏观凝固组织由哪几部分构成？它们的形成机理如何？

表面细等轴晶区（激冷晶区）：紧靠型壁外壳层，由紊乱排列的细小等轴晶组成，仅几个晶粒厚度；中间柱状晶区：由自外向内沿着热流方向彼此平行排列的柱状晶组成，垂直于型壁排列；内部等轴晶区：由紊乱排列的粗大等轴晶所组成；

形成机理：①表面激冷区中的晶粒通常是无方向性的细等轴晶。根据传统理论，当液态金属浇入温度较低的铸型中时，型壁附近熔体由于受到强烈的激冷作用，产生很大的过冷度而大量非均质生核。这些晶核在过冷熔体中也采取枝晶方式生长，由于其结晶潜热既可从型壁导出，也可向过冷熔体中散失，从而形成了无方向性的表面细等轴晶组织，一旦型壁附近的晶粒互相连结而构成稳定的凝固壳层，凝固将转为柱状晶区由外向内生长，表面激冷细晶粒区将不再发展。因此稳定的凝固壳层形成得越早，表面细晶粒区向柱状晶区转变也就越快，表面激冷区也就越窄；②一般情况下柱状晶区是由表面细晶粒区发展而成；但也可直接从型壁处长出，稳定凝固壳层一旦形成，柱状晶就直接由表面细等轴晶凝固层某些晶粒为基底

向内生长，发展成柱状晶，由于固-液界面处单向的散热条件（垂直于界面方向），处在凝固界面前沿的晶粒在垂直于型壁的单向热流作用下便转而以枝晶状单向延伸生长；对于纯金属，其凝固前沿基本上呈平面生长，凝固前沿以平面生长的方式逆着热流方向向内伸展而成为柱状晶组织，对于合金，柱状晶区开始于稳定凝固壳层的产生，而结束于内部等轴晶区的形成。如果界面前方始终不利于等轴晶的形成与生长，则柱状晶区可以一直延伸到铸件中心，因此，柱状晶区的存在与否及宽窄程度取决于上述两个因素综合作用的结果。如果在凝固初期就使得内部产生等轴晶的晶核，将会有效地抑制柱状晶的形成；③内部等轴晶区的形成是

晶破碎形成结晶核心，振动还可以引起局部的温度起伏，有利于枝晶熔断。振动铸型可促使“晶雨”的形成）、超声波振动（可在液相中产生空化作用，形成空隙，从而提高了凝固

过冷度，造成形核率的提高，使晶粒细化）、液相搅拌（连铸过程采用电磁搅拌的主要作用是提高连铸坯的质量，在浇铸断面较大的铸坯以及浇铸质量要求较高时，电磁搅拌技术便成为首选）、流变铸造（半固态铸造）（对于黑色金属的压铸件来说，能大大减轻金属对模具的热冲击）

3、试述焊接熔池中金属凝固的特点

熔焊时，在高温热源作用下，母材发生局部熔化，并与熔化了的焊接材料相互混合形成熔池，同时进行短暂而复杂的冶金反应。当热源离开以后，熔池金属便开始了凝固，①熔池金属的体积小，冷却速度快（由于冷却快，温度梯度大，致使焊缝中柱状晶得到充分发展。这也是造成高碳、高合金钢以及铸铁材料焊接性差的主要原因之一）②温差大、过热温度高（熔池金属中不同区域因加热与冷却速度很快，熔池中心和边缘存在较大的温度梯度，由于过热温度高，非自发形核的原始质点数大为减少，这也促使焊缝柱状晶的发展）③动态凝固过程，凝固过程是连续进行并随熔池而前进；④液态金属对流激烈，在熔池上部其方向一般从熔池头部向尾部流动，而在熔池底部的流动方向与之正好相反，这一点有利于熔池金属成分分布的均匀化与纯净化

4、讨论分析影响焊缝弯曲柱状晶形态的因素。说明哪种形态的柱状晶最易于产生焊接纵向

裂纹

因素：熔池最大散热方向是液相等温线法线方向，晶体生长方向与最大散热方向正好相反, 因此在生长过程中不断改变方向，形成弯曲状柱状晶；在熔合区上晶粒开始成长的瞬时, 晶粒生长线速度R为零，即焊缝边缘的生长速度最慢。而在热源移动后面的焊缝中心，晶粒生长速度R与焊接速度υ相等，生长最快。一般等温线是弯曲的，其曲线上各点的法线方向不断地改变，因此晶粒生长的有利方向也随之变化，形成了特有的弯曲柱状晶的形态；焊接速度大时，焊接熔池长度增加, 柱状晶趋向垂直于焊缝中心线生长，焊接速度越慢, 柱状晶越弯曲。最后结晶的低熔点夹杂物易被推移到焊缝中心区域，形成脆弱的结合面，因此垂直于焊缝中心线的柱状晶，易导致纵向热裂纹产生

5、采用急冷技术的的快速凝固方法主要分几类？简述它们的工艺特点

①液滴技术：把金属或合金熔体分散成小液滴（雾化技术、乳化技术或喷射成形技术）以使这些小液滴在凝固前达到很大的过冷度；②旋转技术：使液流保持一个很小的截面，并与高效冷却（散热）器接触（熔体旋转法或薄截面连续铸造法）；③表面熔化技术：使材料的一个薄层快速熔化并与无限大散热器紧密接触，散热器通常是同一种材料或相关材料（如电子或激光束表面脉冲/移动熔化）

第七章液态金属与气相的相互作用

第八章液态金属与熔渣相互作用

1、焊接和铸造过程中的气体来源于何处？它们是如何产生的？

焊接区内的气体：①焊接材料，如焊条药皮、药芯焊丝、焊剂中的造气剂，高价氧化物和水分等，②气体介质：热源周围空气；气体保护焊时的保护气体和其中的杂质（O2、N2、H2O等），③表面：焊材和母材坡口表面附着的吸附水、油、锈和氧化皮，④焊接区内的物理化学反应（有机物的分解和燃烧、碳酸盐和高价氧化物的分解、材料的蒸发）铸造过程中的气体：主要来源于熔炼过程、浇注过程和铸型，①熔炼过程：气体主要来自各种炉料、炉气、炉衬、溶剂及周围气氛中的水、N、H、O、CO2、SO2、CO和有机物燃烧产生的碳氢化合物等；②浇注过程：浇包未烘干；系统设计不当；铸型透气性差；浇注温度

控制不当；气体不能及时排出等；③铸型：主要是型砂中的水分。此外，有机物（粘结剂等）的燃烧也会产生大量气体（高温下合金元素与铸型水蒸气反应产生氢气，固体碳燃烧，产生CO和CO2气体，砂型组分分解，烷烃的分解）

2、H、O、N对金属的质量有何影响？如何有效控制铸件或焊缝中的H、O、N？

残留在金属内部的气体元素对金属性能的影响取决于气体元素在金属中的存在状态[固溶态：室温下 N、H、O 在金属中溶解度极低，残留在接头中的 [H]R易导致延迟裂纹和氢脆；化合物：弥散状（氮化物）强化、脆化，块状（氧化物、氮化物）夹杂。独立气相：气孔（氢气孔，氮气孔，CO气孔）]

影响：①使材料脆化：钢材中H、N、O含量增加时，其塑性和韧性都将下降，尤其是低温韧性下降更为严重，①氮在高温下以两种形式存在：一部分以过饱和形式存在于固溶体中，另一部分以针状Fe4N析出，分布于晶界和晶内，使金属强度和硬度升高，塑性和韧性降低；

②氢导致钢材脆化主要表现在两个方面：氢脆和白点。白点中心常有夹杂物或气孔。金属中含氢量越高，出现白点的可能性越大。一旦产生白点，金属塑性便会大大降低；③氧在金属中多以氧化物夹杂存在，使金属强度、塑性和韧性明显下降。氧含量增加还会引起金属红脆、冷脆和时效硬化；②形成气孔：H和N均能使金属产生气孔。溶解在液态金属中的与C反应生成CO来不及逸出也会产生气孔。气孔的存在不仅会增加缺口敏感性，还会降低金属疲劳强度和气密性；③产生冷裂纹：H是促使产生冷裂纹的主要因素之一；④引起氧化和飞溅：O可使钢中有益合金元素烧损，导致金属性能下降；焊接时若熔滴中含有较多O和C，则反应生成CO气体因受热膨胀会使熔滴爆炸而造成飞溅，影响焊接稳定性

控制：①限制气体的来源，①氮主要来源于空气，控制氮的首要措施是加强对液态金属的保护，防止空气与金属接触。熔炼时造渣覆盖（真空、惰性气体）保护；焊接时，惰性气体或气渣联合保护；②氢主要来源于水分，材料内的碳氢化合物和材料表面的油污等也是氢的重要来源。限制措施为焊材存放中防吸潮、焊前烘干和去油污；③氧主要来源于焊材，在焊接要求比较高的合金钢和活泼金属时，应尽量选用不含氧或氧含量少的焊接材料。②控制工艺参数，增大电弧电压时，保护效果变差，液态金属与空气接触机会增多，使焊缝中氮、氧的含量增加。应尽量采用短弧焊；焊接电流增加时，熔滴过渡频率增加，气体与熔滴作用时间缩短，焊缝中氮、氧含量减少。此外，焊接方法、熔滴过渡特性、电流种类等也有一定的影响；铸造过程中控制液态金属的保温时间、浇注方式和冷却速度，可在一定程度上减少金属中氮、氢、氧的含量；③冶金处理，冶金法脱氮，液态金属中加入Ti、Al和稀土等对氮有较大亲和力的合金元素；金属冶炼过程中的除氢(常常通过加入固态或气态除气剂进行除氢)；焊接过程中的脱氢（熔池存在时间短暂，因此不能采用熔炼过程时的冶金除氢法）：在焊条药皮和焊剂中加入氟化物、控制焊接材料的氧化势、在药皮或焊芯中加入微量稀土元素、焊后消氢处理。

3、熔渣有哪些物理性能？这些性能与熔渣的组成或碱度有何关系？它们对熔焊质量有什么

影响？

物理性能：熔渣的凝固温度与密度、熔渣的粘度、熔渣的表面张力和界面张力；

4、为什么FeO在碱性渣中的活度系数比在酸性渣中大？这是否说明碱性渣的氧化性高于酸

性渣？为什么？（P170第6题）

碱性渣中SiO2、TiO2等酸性氧化物较少，FeO大部分以自由状态存在，即FeO在渣中的活度系数大，因而容易向金属中扩散，使液态金属中增氧（正是由于这个原因，在碱性焊条药皮中一般不加入含FeO的物质，并要求焊接时严格清除焊件表面上的氧化皮和铁锈，否则将使焊缝增氧并可能产生气孔等缺陷，这就是碱性焊条对铁锈和氧化皮敏感性大的原因。）。相反，在酸性渣中SiO2、TiO2等酸性氧化物较多，它们能与FeO形成复合物，使自由FeO减少，故在熔渣中FeO含量相同的情况下，扩散到金属中的氧较少。但是，不应当由此误认为碱性焊条的焊缝含氧量比酸性焊条的高。恰恰相反，多数情况下碱性焊条的焊缝含氧量比酸性焊条低。这是因为尽管碱性渣中FeO的活度系数大，但碱性渣中FeO的含量并不高，因此碱性渣对液态金属的氧化性比酸性渣要小。

第九章液态金属的净化与精炼

第十章焊接热影响区的组织与性能

（P182第2、4两题）

2.试述铸造与焊接冶金工艺中常用的脱氧方式及特点。

常用脱氧方法：①先期脱氧，特点是脱氧过程和脱氧产物与高温的液态金属不发生直接关系；

②沉淀脱氧，优点是脱氧速度快，脱氧彻底。但脱氧产物不能清除时将增加金属液中杂质的含量；③扩散脱氧，优点是脱氧产物留在熔渣中，液态金属不会因脱氧而造成夹杂。缺点是脱氧过程缓慢，脱氧时间长；④真空脱氧，利用抽真空降低气相中CO分压来加强钢液中碳的脱氧能力，在一般真空处理时，碳只能达到部分脱氧的作用。

4.综合分析熔渣的碱度对脱氧、脱磷、脱硫的影响。

脱氧：金属含氧量[O]随熔渣碱度BL的增大而减少；[Me]越多、（MexOy）越少，脱氧效果越好；熔渣性质应与脱氧产物性质相反，这样有利于降低脱氧产物在熔渣中的活度，也有利于熔渣吸收脱氧产物；在酸性渣中，由于 SiO2（或TiO2）易与(FeO) 生成复合物FeO·SiO2（或FeO·TiO2），使（FeO）的活度减小，有利于扩散脱氧的进行；碱性渣中（FeO）活度大，其扩散脱氧的能力比酸性渣差；

脱硫：渣中氧化钙的浓度高和氧化亚铁的浓度低都有利于反应的进行。熔渣碱度高有利于脱硫，熔渣碱度高有利于脱硫

脱磷：含 (FeO) 高的碱性渣碱度高，有利于脱磷，但焊接熔渣碱度因受焊接工艺性能制约，不可能很大，同时碱性渣不允许含有较多的FeO，否则会使焊缝增氧，不利于脱硫，甚至产生气孔，故焊接冶金中碱性渣的脱磷效果不理想；碱性电弧炉炼钢在熔化期形成的初期渣，虽碱度不高，但由于FeO高，流动性好，加之炉温低，所以大部分磷在熔化期即被氧化进入渣中。熔化期结束时，这种含有大量磷的熔渣应当扒掉，另造新渣。进入还原期后，渣中FeO相当低，炉温又高，脱磷非但不能进行，如果含磷的氧化渣没有扒净，反而会出现“返磷现象”

（P199第2、3、6三题）

2.焊接热循环对母材金属近缝区的组织、性能有何影响？怎样利用热循环和其他工艺措施改

善HAZ的组织性能？

①加热速度将使相变过程进行的程度不充分；②焊接过程中的高温使焊缝附近的金属发生晶粒长大和重结晶③在相变温度TH以上停留时间越长，越有利于奥氏体的均匀化过程，增加奥氏体的稳定性，但同时易使晶粒长大，引起接头脆化现象，从而降低接头质量④冷却速度是决定焊接热影响区组织和性能的重要参数之一。总之，焊接热循环具有加热速度快，峰值温度高，冷却速度大，和相变温度以上停留时间不易控制的特点，这些都会直接影响焊缝两侧附近的母材的组织和性能的变化。

在实际生产中，综合考虑其他因素主要是通过提高初始温度即预热温度来降低冷却速度，延长t8/5时间，达到改善热影响区组织与性能的目的。同时，母材的热物理性质也影响冷却速度和冷却时间。

3.简要说明易淬火钢和不易淬火钢HAZ组织粗晶区的组织特点和对力学性能的影响。

易淬火钢：

不易淬火钢：

6.焊接热影响区的脆化类型有几种？如何防止？

①粗晶脆化：与粗晶区出现的组织类型有关。对于某些低合金高强钢，希望出现B下和M低，适当降低E和提高ωc，能改善粗晶区韧性，提高抗脆能力；高碳低合金钢，提高ωc会促使孪晶M，促使脆性增大，故提高E和降低ωc有利；②析出脆化：若析出物以弥散的细颗粒分布于晶内或晶界，将有利于改善韧性。③组织脆化：M-A组元是焊接高强钢时在一定冷却速度下形成的。它不仅出现在热影响区，也出现在焊缝中。M-A组元只在生成上贝氏体的冷却条件下才能观察到，冷速太快和太慢都不能产生M-A组元。焊缝和HAZ有M-A组元存在时，会降低接头韧性；④热应变时效脆化：