金属凝固复习题2013

第一章 凝固热力学

1. 比较高压铸造技术与传统铸造技术的优劣

如果将一个大气压条件下加热至熔点Tm以上某一温度To保温，然后对金属熔体快速施加高压，使金属熔点快速升高至Tp，To<

第四章 单相合金的凝固

1. 总结单相合金非平衡凝固溶质分配规律，分别写出单相合金稳态生长区液相溶质分配规

律和固体分配规律表达式，明晰由来和推导思路

A. 液相完全混合的溶质再分配（小区域液相系统内溶质快速扩散，对流充分）

0 CS?k0C0[1?(1?2?k0)fs]0 ??Dstf/L2*?k0C0(1?fs)(k0?1)当α=0 即固相中无扩散时，即为Schiel 公式，（非平衡凝固杠杆定律）C S含义：◇冷却速度很快——快速凝固；

◇适宜于固相分数很低，刚刚开始凝固， 接近凝固终了时不适用

k0C0当α=0.5时，为平衡凝固溶固分配公式（凝固时间充分长——相当于平衡凝固）C *?S[1?(k0?1)fs]小原子如C、N、O，固相扩散系数大，平衡凝固（本规律）也适用

当冷却速度很快，即tf很大时，最后凝固液相成分CL 趋于∞ 当冷却速度很慢，即tf很小时，最后凝固液相成分C0/K0

*(k?1)/(1?2k)

B. 液相只有扩散，而无对流时的溶质再分配

最初过渡区内，固相成分从k0C0增加到C0，固液界面的液相成份从C0增加到C0/ k0而达到稳定状态。同时，平界面温度达到固相线温度，固相成分始终为C0，而固液界面液相成份也是保持C0/ k0不变

固液界面前沿液相内，溶质分布属于指数衰减函数关系

最后，当液相内溶质富集层厚度等于剩余液相区长度时，溶质扩散受到末端阻碍，从而使

CL与CS同时升高

长大速度对溶质浓度的影响

当长大速度由V2 减至V1 ，固相中的溶质浓度将减少（贫乏） 长大速度由V1 增大到V2 ，固相中的溶质浓度将增大（富集） C. 液相只有对流的的溶质再分配（对流的作用）

固液界面存在很薄的扩散层，在扩散层以外液相成分因对流而保持一致，若液相容积很大，它将不受已经凝固体的影响而保持原成分，此时固相Cs也保持一定，是小于C0的值

Cs*kE?C0

对流愈强，扩散层愈小，帮Cs越小；生长速度愈大，Cs愈向C0接近 KE= K0 对流和搅拌效应最大，生长速度慢

KE=1 生长速度快或液相中没有任何对流只有扩散 K0

2. 成分过冷理论与稳定动力学理论的区别与联系，随凝固速度增大，固液界面的形貌变化规律，分别给出平胞转变，胞枝转变，和绝对稳定平面的速度条件

成分过冷：凝固界面前沿的溶质富集使平衡液相线呈现一定程度增高的趋势，造成了在此区域内液相线温度高于液相实际温度，从而产生过冷现象，即成分过冷

判据： GL?T0?vDL

温度梯度越大，越稳定；生长速度越大，越易失稳；结晶温度区间越大，越易失稳 界面稳定性动力学：

第一项 ：界面能对界面稳定性贡献，恒为负。任何凝固条件下，界面能增加有利于界面稳定（扰动使界面面积增加，而界面能使界面面积缩小——二者作用相反） 第二项：温度梯度影响项。正温度梯度时为负，使界面稳定；负温度梯度下为正，界面失（与成分过冷相当）

第三项：恒为正，是溶质影响项，该项总使界面不稳定。项和一分式的乘积。前者表明界面前沿出现了溶质边界层使界面失稳；后者表明了溶质界面扩散对界面稳定性的影响。第三项中，若令固相和液相温度梯度相等，固/液相导热系数也相等则其变为成份过冷理论。 与界面稳定性动力学理论相比：成分过冷忽略了界面能的影响、溶质沿固/液界面扩散的影响、固相和液相热性质的影响、固液相温度梯度的差异和凝固潜热的影响。 界面稳定性动力学理论（4-44）较成分过冷理论（4-28），扩大了平界面的稳定区。原因是它所考虑的界面能、潜热等因素，对平面稳定有所贡献；

形貌变化规律，平面晶，胞状晶，树枝晶，胞状晶，平面晶 C0 一定时G/v减小，产生平面到胞状的转变

在同样的G/v值下加入少量溶质，改变C0可使界面由平面转变为胞状。

随凝固速度增加，胞晶生长方向开始转向优先的结晶方向，凝固速度进一步增加时，出现凸缘，甚至锯齿结构(二次枝晶臂)进而得到完善的胞晶和胞状树枝晶

GL?D V胞?平??T（即VC）C

GLDLVC V?(即VTr)胞?枝=K0K0?T0

?TCDL Vab?KT?0m

3. 生长速度对枝晶尖端半径，液相成分和过冷度的影响及其解释

1) 低速下,速度略有下降,半径值急剧上升,对应于胞状生长区,极值为平面晶; 2) 高速下,速度与半径呈线性关系,对应于枝晶生长。速度越大，尖端半径越小

1) 低速生长区(速度在Vc和Vtr之间)胞晶生长，随速度增加浓度下降；速度等于Vc时为

平面生长，浓度最高

2) 高速生长区(V＞Ｖtr )先是不变，与原始成分相当,继而随速度增加，二次乃至三次枝晶

臂生成，溶质侧向富集增加，呈上升趋势，直至达到绝对稳定平面。 3) V=Vtr 为特征点。此时Ct=C0(原始成分)

1) 低速生长区(速度在Vc和Vtr之间)胞晶生长，随速度增加过冷度下降（温度升高） 2) 高速生长区(V＞Ｖtr )先是基本不变，继而随速度增加，总体效果是过冷度又增大。直

至达到绝对稳定平面。 3) V=Vtr 为特征临界点；

4) 速度极低和极高均对应于过冷度极大（相对而言），出现平面生长（后者为绝对稳定性

平面） 4. 区域提纯的工艺理论基础及影响因素

采用区熔法，将金属棒从一侧向另一端顺序地进行局部熔化，凝固过程也随之进行。先结晶的晶体将溶质(杂质)排入熔化部分的液体中。如此，当熔化区从一端移向另一端后圆棒中的杂质就富集于另一端，重复多次可以达到提纯的效果

影响因素：熔化区长度越短，提纯效果越好；k0越小，提纯效果越好；搅拌越剧烈，液体越均匀，结晶出的固相成分越低

采用感应加热法加电磁搅拌，使液相内溶质浓度均匀，利于提纯

5. 从航空发动机叶片的发展谈一下等轴晶，柱状晶，单晶的形成条件，组织性能特点 普通铸件一般均由无一定结晶方向的多晶体组成。在高温疲劳和蠕变过程中，垂直于主应力的横向晶界往往是裂纹产生和扩展的主要部位，也是涡轮叶片高温工作时的薄弱环节。采用定向凝固技术可获得生长方向与主应力方向一致的单向生长的柱状晶体）。定向凝固由于消除了横向晶界，从而提高了材料抗高温蠕变和疲劳的能力。

铸件定向凝固需要两个条件：首先，热流向单一方向流动并垂直于生长中的固-液界面；其次,晶体生长前方的熔液中没有稳定的结晶核心。为此，在工艺上必须采取措施避免侧向散热,同时在靠近固-液界面的熔液中应造成较大的温度梯度。这是保证定向柱晶和单晶生长挺直，取向正确的基本要素。

所获得的柱状晶组织具有优良的抗热冲击性能、长的疲劳寿命、高的高温蠕变抗力和中温塑性，进而提高了叶片的使用寿命及使用温度。该技术的进一步发展是单晶，其蠕变和持久性能（断裂寿命）明显提高。 6. 成分过冷怎样产生，分析影响因素

凝固界面前沿的溶质富集使平衡液相线呈现一定程度增高的趋势，造成了在此区域内液相线温度高于液相实际温度，从而产生过冷现象，即成分过冷 GLmLC0(1?K0)GL?T0??vDLDLK0 v温度梯度越大，越稳定； 生长速度越大，越易失稳； 结晶温度区间越大，越易失稳

合金自身因素：液相线斜率mL, 溶质含量C0, 分配系数K0, 溶质在液相中扩散系数DL, 结晶温度区间 ?T0工艺条件因素 ：温度梯度G，晶体生长速度v

7. 分析纯金属在等轴凝固条件下生成等轴枝晶组织的原因

在等轴凝固条件下，由于结晶潜热的放出，在固相附近的小区域内液相呈负的温度梯度，熔体过冷，而固相温度梯度为0。当出现扰动时尖端更冷（温度梯度加大）；凹入处温度梯度更小。热量从尖端向液相排出。表现为凸起处进一步发展（相对生长速度较凹入处大），表现为枝/胞晶凝固，但最终形貌却因无溶质而无区别（看不到枝晶组织）

第五章 多相合金凝固

1. 共晶合金组织形态分类，影响共晶组织形态的因素有哪些？

类型：规则共晶—金属-金属共晶—非小平面-非小平面—界面等温；非规则共晶—金属-非金属共晶—非小平面-小平面—界面非等温；

①相体积分数fs影响，前者分为规则层片共晶（fs>1/π）和规则棒状共晶（fs<1/π）；小平面相体积分数，非规则共晶呈现非常复杂的形态，尤其在小平面相体积分数较高时，转变为复杂规则共晶和准规则共晶。

②第三组元（其它溶质元素）的影响，当其在共晶两相中的分配系数相差较大时，其在某一相的固液界面前沿富集，阻碍该相继续长大；而另一相的固液界面前沿由于第三组元富集较少，其长大速度较快，这样，由于大桥作用，落后的一相江北长达快的一相分割成筛网状组织，继续发展，即成棒状组织。第三组元对非金属相相貌的影响在某些合金系统中使非常明显的。

2. 从多相竞争角度分析共晶共生区形成的原因，如何获得规则共晶共生区？

共晶共生区形成：增大冷却速率导致初生相和共晶相在凝固过程中相互竞争生长，结果共晶相优先生长，而初生相被抑制。多相凝固时，不同相竞争生长必须遵循的基本规则：最高界面温度原则—具有最高界面温度的相优先生长（界面过冷度最小原则）。定向凝固（G>0）扩大了共晶共生区：低速定向、深快冷快速凝固条件下非共晶成分合金获得全共晶组织。在快速非平衡凝固条件下，通过式Co=CE的合金快速冷却进入α和β液相线的延长线所包围的区域，可生长出100%的共晶凝固组织，称为伪共晶组织，该区伪共晶区或共晶共生区。 3. 描述片状共晶生长固液界面前沿液相溶质分布特征

在固液界面前沿很小的距离（相当于片层间距）范围内，液相成分是极不均匀的，α相中央的前沿由于距离β相较远，所以拍出来的B原子不可能像α相与β相交界处的前沿那样快速的扩散走，因此，在这里就富集了较多的B原子。而越靠近α相边缘，B原子富集的越少，在α相与β相的交界处，几乎没有富集，这里液体成分是CE。同意，在β相中央的前沿液相中，势必也要富集很多A原子，靠近其边缘，A原子富集的越少。这样就在共晶的固液界面前沿的液相中形成了A、B两组元的不同富集区。在此距离范围之内，成分波动的幅度也随着距离固液界面越远而越小，超过这个距离，液相成分仍是均一的CE。 4. 自由凝固条件下金属—金属共晶过程形核与生长机理

首先由领先相（高熔点相）在液相中形核生长，然后第二相依附于领先相以“依附/合作”方式共同生长。在自由凝固条件下，共晶体是一球形方式生长，而球形的结构是由两相的层片所组成，并缺向外散射。球中心有一个核心，它是两相中的一相，起着一个共晶结晶核心的作用。随着β相的长大，在β相附近的液相中不断有α相析出，于是就形成了以α相和β相的交替组织。共晶中两相交替生长，其生长过程是靠搭桥的办法是同类相的层片进行增殖，这样就可以由一个晶核长出整整一个共晶圆。

5. 非规则共晶层片间距调节机理，小平面相如何实现分枝

由于小平面生长具有强烈的方向性+其空间晶向随机分布=>f相分布无规则=>f相相互面对或背离生长（供不应求/供过于求）。 相距调整：一定条件下，平均片间距λav∈[λe，λb]或λav≈1/2（λe+λb）。λe：面对生长一个晶体停止生长临界片间距；λb：背离生长，出现分枝/形核的临界片间距。面对生长：生长前端非金属原子平凡/供不应求，相生长停止；背离生长：生长前端非金属原子富集/供过于求，出现分枝或重新形核。 小平面相分枝生长机理：①沟槽挛晶分枝模型：如铝硅共晶凝固中的硅相。硅晶体的长大就是通过硅原子优先吸附在这些{111}沟槽上进行的。同时，这些{111}挛晶沟槽的存在，也为硅晶体在它长大过程中改变其空间方向提供了方便条件。②旋转挛晶分枝模型：如铁碳共晶凝固中的石墨相。在石墨的基面内含有旋转挛晶，这些挛晶的存在有利于石墨片垂直于棱面长大，同时也为石墨晶体在长大过程中改变其空间方向创造了条件。共晶石墨的分枝就是依靠这些形成的。

第六章 液态金属的流动

1. 简述宏观偏析产生的原因，如何抑制宏观偏析？

宏观偏析：若凝固合金铸件内部各处的宏观平衡成分不一致，就称存在宏观偏析。形成原因：铸件存在凝固是存在着液相流动、溶质扩散铸件过厚、浇注温度过高、凝固时冷却速度过慢，易使凝固温度范围宽的合金产生区域偏析。

VP：垂直于等温面的局部流动速度，u：凝固速度。合金一定的情况下，VP和u的值对溶质分布产生决定性的影响。局部地区溶质平均浓度

=k0C0q/(k0-1+q),其中q=（1-β）（1- VP/u），

β：凝固收缩率。①=C0，无宏观偏析，q=1，即VP/u=-β/（1-β），但有显微偏析。②＞

C0，对于k0＜1的合金，为正偏析，VP/u＞-β/（1-β）③＜C0，对于k0＜1的合金，为负

偏析，VP/u＜-β/（1-β）。抑制：通过控制VP/u=-β/（1-β）的主要参数1. 保证合金成分，使

凝固过程中液体密度差别最小。2. 适当的铸件或铸锭高度。3. 采用加入孕育剂、振动、搅拌等细化晶粒的措施，减少枝晶间液体金属流动。4. 加大冷却速度，缩短固液相区的凝固时间。5.外加电磁超声场，控制液相流动。

2. 请分段描述合金熔体充型开始到凝固结束这一过程中金属液体流动的驱动力特点以及这种流动对凝固组织产生的影响。

1.充型流动阶段：驱动力：来自充型金属液的势能ρLgh0、充型金属液的动能ρLu02，称为惯性流动阶段。特点：通常持续时间较短，很快充满型腔，由于V0趋于紊流，V’》V惯性流呗很快的消耗掉。影响：不良的充型液体会引起：卷入性气孔、氧化夹杂增加、砂眼、不合理的凝固顺序导致缩孔、缩松。 2.液相区的对流阶段：驱动力来自于由于温度和浓度的梯度导致的液体密度分布不均匀而引起的自然对流。影响：宏观上促进温度分布均匀，温度梯度下降，以等轴方式凝固。围观上导致温度和浓度的局部波动，冲断或熔断树枝晶，导致结晶晶核增殖，从而细化晶粒，促进柱状晶向等轴晶转变。改变柱状树枝晶的生长方向。促进宏观偏析的产生。

3.凝固区中的流动阶段：驱动力：由于树枝晶对流体产生Darcy阻力，自然对流作用通常较小；对等轴结晶方式：由于通常ρS≠ρL，晶粒在重力作用下自由沉浮；对于柱状晶结晶方式，由于ρS≠ρL或β=（ρS-ρL）/ρS≠0，凝固收缩，枝晶间的补缩滤流。影响：影响等轴晶的组织分布；导致产生严重的宏观偏析。在2、3阶段的驱动力：重力场下的自然对流与固液相密度差（包括凝固收缩）引起的流动。 3. 论述微重力场对金属凝固的组织影响

①结晶出的晶体尺寸比地面上的大，当重力的减少和对流的削弱打到一定程度后，会使晶核数目减少，是晶体成大速度增加

②在微重力条件下，对流传质削弱的结果使枝晶及共晶层片间距得到细化

③在制取单晶及自生复合材料时，微重力场是一个好的条件，因为它基本消除了对流，而对流是使晶体形成缺陷、增加晶体生长台阶对外来致电吸附的主要根源

④在外层空间，为深过冷经书的制取创造了极为有利的条件，在深过冷下，固相的固溶度大大提高。于此同时，大的过冷度是晶粒细化 ⑤在微重力场下，系统中不同组元间的重复差异消失，因沉浮作用而引起的一些相的聚集和偏析不再存在，有利于制取偏晶合金材料

⑥在微重力条件下，向液体金属中引入气体或发泡物质，在凝固过程中，使气体均匀的分布在金属中，如用该方法制备泡沫铝有很高的抗压强度 ⑦由于界面张力作用能够在微重力条件下得到充分发挥，因此可以发展一些金属成型的新工艺，如利用润湿现象的铺展铸造。 4. 论述金属熔体对流对枝晶生长的影响

①对流使熔体的宏观温度与成分趋于均匀分布，但会引起容易局部的温度与成分波动②当对流打到紊流程度时，会冲刷树枝晶，促进等轴晶的发展，及时不能冲断枝晶臂，也会显著影响一次枝晶臂间距及二次枝晶臂的生长方向，静止液体中，一次枝晶臂间距与冷却速度的1/2次方成反比，而在流动的液体中则与冷却速度无关，其值较静止液体中的一次枝晶臂间距要大得多③对流促进柱状晶想等轴晶的改变④对流细化宏观凝固组织⑤对流改变柱状树

枝晶的生长方向，柱状树枝晶通常向着液体的上流方向改变其方向。造成枝晶生长方向改变的原因是：由于枝晶尖端周围液体因流动而使温度和溶质分布变得不对称所致，枝晶尖端周围的上流液体与下流液体相比，其温度较低，溶质浓度较稀。

第七章 快速凝固

1. 说明快速凝固与常规凝固的区别（快速凝固的特点），并举例说明采用哪些工艺方法可

以实现快速凝固

冷却速率：传统常规凝固-102K/s，快速104-109 K/s；凝固速率：传-1cm/s；快-10cm/s。后者有大过冷度。

快速凝固技术：a.急冷凝固技术①金属液接触固体冷源并以传导的方式散热而实现快速凝固——模冷技术、气枪法、旋转法等②熔体急冷前破碎成液滴的喷射方法——雾化技术：气雾化法，水雾化法，喷射成形等③在相对很厚的材料表面熔化有限深度的金属并凝固的表面方法（材料即为冷却器）——表面快速熔凝技术。

b.大过冷技术①在细小液滴中达到大的凝固过冷度（熔滴弥散）方法②在较大体积熔体中达到大的凝固过冷度（熔滴弥散）方法；磁悬浮无坩埚熔炼法等。

2. 说明解释在正的温度梯度下，随快速凝固生长速率的增加，界面形貌的演变规律 随快速凝固生长速率的增加，界面形貌转变顺序：树枝状→胞状平→界面。 “枝→胞”转变的分支空间制约模型，无侧向分支生长的时间-空间条件：

当δ’>1时，在局域凝固时间tf以内，生长界面上的扰动没有足够时间来形成侧向分の，故只能形成胞状。

第一项：代表了界面稳定性及形貌特征的复杂函数。生长速率v的影响较为复杂；①随着v增加，对溶质便捷厚度及溶质分配影响，使λp（晶端至第一个扰动之间的距离）减小，不利于晶胞生长②随着v增加，晶端温度下降，则有利于胞晶生长。第二项：是液固两相区的宽度，它限制了侧向分枝发生和发展的空间。提高温度梯度G和晶端过冷ΔTt，减小合金的凝固范围ΔTo均导致两相区宽度减小，从而限制侧向分枝发生和发展。 在高生长速率下，界面的非平衡状态会改变界面温度及平界面绝对稳定的临界生长速率Va：①v增加时，扩散距离变窄，扩散局域化；②v进一步增加时，溶质的扩散距离接近溶质的毛细现象长度；③毛细现象成了过程的决定性特征。在高生长速率下，枝晶（胞晶）间距和尖端半径均减小，曲率半径（表面张力）变成控制因素——弯曲熔体表面有类似张紧的橡皮膜，有“变平”的趋势（凹液面对下面熔体施以拉力，凸液面对下面熔体施以压力）。对合金而言，正的或不适很大的温度梯度，只要生长速率V足够高，平界面可以成为稳定的生长界面形貌。

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