华科 材料成型原理 第一部分 液态金属凝固学答案

第一部分：液态金属凝固学

2.1 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

裂纹内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，液体内部存在着能量起伏。

（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，还存在浓度起伏和结构起伏。

2.2 答： 液态金属的表面张力是界面张力的一个特例。表面张力对应于液－气的交界面，而界面

张力对应于固－液、液－气、固－固、固－气、液－液、气－气的交界面。

表面张力?和附加压力p的关系如（1）p＝2?/r,因表面张力而长生的曲面为球面时，r为球面的半径；（2）p＝?（1/r1+1/r2）,式中r1、r2分别为曲面的曲率半径。

附加压力是因为液面弯曲后由表面张力引起的。

2.3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：①改善合金成分；②结晶潜热L要大；③比热、密度、导热系大;④粘

度、表面张力大。

（2）铸型性质方面：①蓄热系数大；②适当提高铸型温度；③提高透气性。 （3）浇注条件方面：①提高浇注温度；②提高浇注压力。

（4）铸件结构方面：①在保证质量的前提下尽可能减小铸件厚度；

②降低结构复杂程度。

2.4 解： 浇注模型如下：

则产生机械粘砂的临界压力 p＝2?/r

显然 r＝

1×0.1cm＝0.05cm 22*1.5＝6000Pa －40.5*10则 p＝不产生机械粘砂所允许的压头为

H＝p/（ρ液*g）＝

2.5 解： 由Stokes公式

6000＝0.08m

7500*102r2(r1－r)2 上浮速度 v＝9r为球形杂质半径，γ1为液态金属重度，γ2为杂质重度，η为液态金属粘度 γ1＝g*ρ液＝10*7500＝75000 γ2＝g2*ρMnO＝10*5400＝54000

22*（0.1*10－3）*(75000－54000）所以上浮速度 v＝＝9.5mm/s

9*0.0049

3.1解：（1）对于立方形晶核 △G方＝－a△Gv+6a?①

令d△G方/da＝0 即 －3a△Gv+12a?＝0，则

*

2

3

2

临界晶核尺寸a＝4?/△Gv，得?＝

a*△Gv，代入① 4△G方＝－a△Gv＋6 a

**3*2

a*1*2

△Gv＝ a△Gv 42*

均质形核时a和△G方关系式为：△G方＝

**

1*3

a△Gv 2（2）对于球形晶核△G球＝－

*

4*3*2

πr△Gv+4πr? 3*

临界晶核半径r＝2?/△Gv，则△G球＝

*

2*3

πr△Gv 3所以△G球/△G方＝

**

1*32*3

πr△Gv/( a△Gv)

23*

将r*＝2?/△Gv，a＝4?/△Gv代入上式，得

△G球/△G方＝π/6<1，即△G球<△G方 所以球形晶核较立方形晶核更易形成

****

2*2.25*10－5*（1453＋273）－9

3-7解： r均＝(2?LC/L)*(Tm/△T)＝cm＝8.59*10m

1870*3196.6*

△G均＝

*

16322

π?LC*Tm/（L*△T） 33216(2.25*10－5*104）*（1453＋273）－17＝π*＝6.95*10J

18703(*106)*31926.6

3.2答： 从理论上来说，如果界面与金属液是润湿得，则这样的界面就可以成为异质形核的基

底，否则就不行。但润湿角难于测定，可根据夹杂物的晶体结构来确定。当界面两侧夹杂和晶核的原子排列方式相似，原子间距离相近，或在一定范围内成比例，就可以实现界面共格相应。安全共格或部分共格的界面就可以成为异质形核的基底，完全不共格的界面就不能成为异质形核的基底。

3.3 答： 晶核生长的方式由固液界面前方的温度剃度GL决定，当GL>0时，晶体生长以平面方式

生长；如果GL<0，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。

VR24.2答： 铸件凝固时间t＝2,R为折算厚度，K为凝固系数，又由于R＝，在相同体积的条

AK件下，立方体。等边圆柱和球三者中，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：合金凝固时液相内的溶质一部分进入固相，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mL和mS，

如上图：

液相线：T－Tm＝mL (Cl-0) ① 固相线：T－Tm＝mS (Cs-0) ②

*

*

*

*

T*－TmmSCS②÷①得：*＝＝1

T－TmmLCL**CS*mL即 *＝＝k0

mSCL由于mL、mS均为常数，故k0＝Const.

4.5解： （1）溶质分配系数 k0＝

CSCsm6.65%===0.171

33%CLCE 当fs＝10％时，有

0.171－1Cs＝k0C0(1－fs)*k0－1＝0.171*1％*（1－10％）＝0.187％

CL＝C0fL*k0－1CS*0.00187＝＝＝1.09％

0.171k0（2）设共晶体所占的比例为fL，则 CL＝C0fLk0－1＝CE

133?k01则fL＝)0.171－1＝0.12 （）－1＝(5.65à*（1） 沿试棒的长度方向Cu的分布曲线图如下：

5.1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，实际温度和理论凝固温度之间就产生了一个附加温度差△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、DL、m、k0、C0，可控制的工艺因素为DL。 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： 影响成分过冷范围的因素有：成分过冷的条件为

GLmLC0(1－k0)< vDLk0 成分过冷的范围为 △＝

mLC0(1－k0)GL－

vDLk0 上式中，mL、C0、k0为不变量，所以影响成分过冷范围的因素只有DL、GL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，成分过冷范围对成

形产品没什么大的影响；对于大部分合金的凝固来说，成分过冷范围越宽，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，液相内两相打到饱和，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，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α数量很多，共晶组织中的α相可能依附于先共晶相上长大，形成离异共晶，即β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

的界面张力，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：

⑴共晶系中一相应为高强相。

⑵基体应具有较高的断裂韧度，一般以固溶体为宜。 ⑶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、内部等轴晶区。

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。

内部等轴晶的形成是由于剩余熔体内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高熔点的稳定化合物。

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结晶相通过非均质形核而提前弥散析出的

生核剂。含强成份过冷的生核剂 作用条件和机理：

1类：这种生核剂通常是与欲细化相具有界面共格对应的高熔点物质或同类金属、非金

属碎粒，他们与欲细化相间具有较小的界面能，润湿角小，直接作为衬底促进自发形核。

2类：生核剂中的元素能与液态金属中的某元素形成较高熔点的稳定化合物，这些化合

物与欲细化相间界面共格关系和较小的界面能，而促进非均质形核。

3类: 如分类时所述。

4类：强成分过冷生核剂通过增加生核率和晶粒数量，降低生长速度而使组织细化。

8.3答： 影响铸件宏观凝固组织的因素：液态金属的成分、铸型的性质、浇注条件、冷却条件。 获得细等轴晶的常用方法：

1、 向熔体中加入强生核剂。

控制浇注条件：（1）采用较低的浇注温度；（2）采用合适的浇注工艺。 3、 铸型性质和铸件结构：（1）采用金属型铸造；

（2）减小液态金属与铸型表面的润湿角； （3）提高铸型表面粗糙度。

4、动态下结晶细化等轴晶：振动、搅拌、铸型旋转等方法。

8.4 答： 孕育衰退：大多数孕育剂有效性均与其在液态金属中的存在时间有关，即存在

着随着时间的延长，孕育效果减弱甚至消失。

解决办法：在保证孕育剂均匀溶解的前提下，应采用较低的孕育处理温度。

9.1 答： 焊接是通过加热或加压，或两者并用，并且用或不用填充材料，使被焊金属的材质达到

原子间结合而形成永久性连接的工艺过程。

焊接的物理本质：使两个独立的工件实现了原子间的结合，对金属而言，实现了金属键

的结合。

焊接工艺措施有两种：加热和加压。

9.2 答： 传统上将焊接方法分成三大类：熔化焊、固态焊和钎焊。将待焊处的母材金属熔化以形

成焊缝的焊接方法称为熔化焊（熔焊）。

9.3 答： 控制焊缝金属组织和性能的措施有：

(1)焊缝合金化和变质处理。采取固溶强化、细晶强化、弥散强化、相变强化等措施保证焊缝金属焊态强度与韧性。加入少量钛、硼、锆、稀土元素等变质处理，可以细化焊缝组织，提高韧性。

(2)工艺措施：调整焊接方法例如振动结晶、焊后热处理等措施提高焊缝性能。

9.4 答： HAZ(Heat Affected Zone)即焊接热影响区。

焊接接头的组成部分：焊缝、热影响区和母材。

10.1 答： 快速凝固是指在比常规工艺过程（冷速不超过102℃/s）快得多的冷速下，如10～

4

10℃/s合金以极快的速度转变为固态的过程。快速凝固分为急冷凝固技术和大过冷凝固技术。

急冷凝固技术的基本原理：设法减小同一时刻凝固的熔体体积并减小熔体体积与其散

热表面积之比，并设法减小熔体与热传导性能很好的冷却介质的界面热阻以及主要通过传导的方式散热。

大过冷凝固技术的基本原理：要在熔体中形成尽可能接近均质形核的凝固条件，从而

获得大的凝固过冷度。

10.2 答： 定向凝固技术主要有以下几种： （1）发热剂法；（2）功率降低法；（3）快速凝固法；（4）液态金属冷却法。

9

本文来源：https://www.bwwdw.com/article/tj8g.html