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*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?k0C0(1?fs)(k0?1)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??vDL vDLK0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

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