材料成形原理基础练习

1、第一部分1、纯金属和实际的液态结构有何不同？举例说明。纯金属的液态结构由原子团、游离原子和空穴组成，在原子团内部，原子排列有一定的规 律性，即近程有序。液态金属结构不稳定，存在结构起伏和能量起伏。实际合金的液态结构非常复杂，包括各种化学成分的原子集团、游离原子、空穴、夹杂物 及气泡等；存在成分起伏、稳定起伏及结构起伏。2、液态金属的表面张力和界面张力有何不同？表面张力和附加压力有何关系？液体内部的分子或原子处于力的平衡状态，而表面层上的分子或原子受力不均匀，结果产 生指向液体内部的合力，称为表面张力。界面张力即任一两相接触时交界面产生的力。表面张力与附加压力的关系可用下式表示：Pw。(1/R1

2、+1/R2)，式中，虬和R2分别为曲 面的曲率半径。3、液态合金的流动性和充型能力有何不同？如何提高液态金属的充型能力？液态金属的流动性和充型能力都是影响成形成品质量的因素；不同点是：流动性是确定条 件下的充型能力，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。而充型能力首先取决于流动性，同时又与铸件结构、浇注温度及铸型等条件 有关。提高充型能力的措施有：金属性质方面：改善合金成分；结品潜热要大；比热、密度、导热系数大；粘度、表面 张力大。铸型性质方面：蓄热系数大；适当提高铸型温度；提高透气性。浇注条件方面：提高浇注温度；提高浇注压力。铸件结构方面：在保证

3、质量的前提下尽可能减小铸件的厚度；降低结构复杂程度。4、钢液对铸件不浸润，0 =180C，铸件砂粒间的间隙为0.1 cm，钢液在1520C时的表面张 力=1.5N/m，密度=7500 kg/m3。求产生机械粘砂的临界压力；欲使钢液不粘入铸型而产生机械 粘砂，所允许的压头H值是多少？解：根据题意，产生机械粘砂的临界压力为p =2。 /r显然r= 1 x 0.1 = 0.05 cm2贝 Up = 2 x 1.5 = 6000 pa0.5 x 10 -4不产生机械粘砂所允许的压头为H=p / (p 液*g)= 56：00 10 = 0.08 m5、根据Stockes公式计算钢液中非金属夹杂物MnO的

4、上浮速度，已知钢液温度为1500C， n =0.0049N.s/m2。p 液=7500 k/m3, p MnO=5400 k/m3,MnO 呈球形，其半径 r=0.1mm。解：由Stockes公式上浮速度_ 2 r 2(y 1 y 2)9r为球形杂质的半径，Y 1为液态金属重度，Y 2为杂质重度，0为液态金属粘度1=g*p 液=10X7500=750002= g*P ；nO=1X 5400=54000代入速度公式算得v=9.5 mw/s6、设想液体在凝固时形成的临界核心是边长为a*的立方体形状：求均质形核时的a*和AG*的关系式；证明在相同过冷度下均质形核时，球形晶核较立方晶核更易形成。 解：

5、对于立方形晶核G 方 = - a3AGv+6a2 a令 dG , / da=0， 即-3a2Gv+12aa =0，贝U临界晶核尺寸a*=4a / Gv，得a =，代入G*方=-a3Gv+6a2 - A G v = a * 3 A G v证明：对于球形品核A G 球 * = 一 兀 r *3 A G v + 4 兀 r *2 b临界晶核半径则有所以将2AG*A G*r*A G * 球 / AG * 方=兀 /6 1，即 A G* A G* 所以球形球形晶核较立方晶核更易形成。万7、设Ni的最大过冷度为319,求AG*均和r*均。已知。m=1453C，L=-1870 J/mol，a X 10-5L

6、/cm2，摩尔体积为6.6 cm 3。勺 勺顷=2.252bTm 2 x 2.25 x 10 -5 x (1453 + 273 ):r * = L x= cm = 8.59 x 10 -9 m, L A Tx 3196.6A G * = 16 此 3 x T m /(L 2 x A T 2)均 3 LC16兀 x (2.25 x 10 -5 x 104)3 x (1453 + 273 )218706.6x 10 6 x 319 2=6.59 x 10 -17 J8、什么样的界面才能成为异质结品核心的基底？从理论上来说，如果界面与金属液是湿润的，则这样的界面就可以成为异质形核的基底， 否则不行。

7、但湿润角难以测定，可根据夹杂物的晶体结构来确定。当界面两侧夹杂物和晶核的 原子排列方式相似，原子间距离近，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。9、阐述影响晶体生长的因素。品核生长的方式由固液界面的温度梯度决定，当温度梯度大于0时，品体以平面方式生长;当温度梯度小于0时，晶体以树枝品方式生长。10、用Chvorinov公式计算凝固时间时，误差来源于哪方面？半径相同的圆柱和球体哪个 误差大？大铸件和小铸件哪个误差大？金属型和砂型哪个误差大？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

8、面。半径相同的圆柱和球体比较，前者的误差较大；大铸件和小铸件比较，后者误差较大；金 属型和砂型比较，后者误差较大，因为后者的热物性参数随温度变化较快。11、何谓凝固过程的溶质再分配？它受哪些因素的影响？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 溶质在固一液界面两侧的固相和液相进行再分配。影响溶质再分配的因素有热力学条件和动力学条件。12、设状态图中液相线和固相线为直线，试证明平衡常数k=Const。 证明：设液相线和固相线的斜率分别为m和mS，对于液相线：T T = mL(C*L 0)对于固相线：T* Tm=mS(C*S0)：得:T - Tm m “C =

9、 s = 1T * - Tm m C *C *mS = L = kC*m由于 吒、mS均为常数，故k0=Const。13、AlCu 相图的主要参数为 Ce=33%，Csm=5.65%，Tm=660C，TE=548C。用 Al1%Cu 合金浇一细长试样，使其从左至右单向凝固，冷却速度足以保持固一液界面为平面，当固相无 Cu扩散时，求：凝固10%时，固液界面的Cs*和CL*。共晶体所占的比例。画出沿细棒长度方向Cu的分布曲线，并表明各特征值。解：(1)溶质分配喜系数k = = J = H = 0.1710 七 C e 33%当f=10%时，有 sC * = k C (1 - f )k0-1 = 0

10、.171 x 1% x (1 - 10 %) 0.171 -1 = 0.187 %C*0.00187=k 0.171o=1.09%S 00sC * = C f k 01 =(2)设共晶体所占的比例为I，贝UC* = C0 f k0-1 = C33%=()0.171 -1 = 0.12曲线分布图如下所示:C05.65%14、何谓热过冷和成分过冷？成分过冷的本质是什么？热过冷：金属凝固时所需的过冷度，若完全由热扩散控制，这样的过冷度称为热过冷。成分过冷：由固一液界面前方荣获子的再分配引起的过冷称为成分过冷。本质：理论凝固温度与实际凝固温度之差。15、影响成分过冷的因素有哪些？哪些是可以控制的工艺因

11、素？成分过冷对晶体的生长方 式有何影响？品体的生长方式只受成分过冷的影响吗？影响因素：第一是固液界面前沿溶质的富集而引起成分再分配；第二是固 液界面 前方液相的实际温度分布，或温度分布梯度必须达到一定的值。可控制因素：温度梯度、界面生长速度。成分过冷对晶体生长方式的影响：a、无成分过冷时，界面的微小凸起会立即消失，从而维持平面生长；窄成分过冷区间，界面微小凸起引起溶质在凸起沟槽内密集，进而使熔点下降，抑制凸 起横向生长速度并形成一些由低熔点溶质汇集区所构成的网络状沟槽，凸起前端受成分过冷区 窄的限制，不能自由生长，最后发展为胞状品生长；成分过冷区较宽时，胞状品生长方向垂直于固-液界面，随着Gl

12、/R的减小，界面前方的 成分过冷区逐渐加宽，胞状品生成成柱状枝品；当成分过冷区很大时，固-液界面前方成分过冷的最大值大于熔体中非均质生核大量生核 的过冷度，在柱状树枝品由外向内生长的同时，界面前方这部分熔体将发生大量生核，形成方 向各异、生长方向尺寸相近的等轴树枝品。其他影响因素：温度、杂质、黏度、结品速度、界面结构等。16、影响成分过冷范围的因素有哪些？它对材质或成形产品（铸件）的质量有何影响？影响成分过冷范围的因素有：成分过冷的条件为 土 气Co（1k）V D k成分过冷的范围为 = mLC0（1一 k0）-乌D k v上式中，k为不变量，所以影响成分过冷范围的因素只有D、G和v。00L

13、L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。17、铸件典型宏观凝固组织正是由哪几部分构成的？它们的形成机理如何？铸件典型宏观组织分三部分，即表面细品粒区，中心等轴品区和二者之间的柱状品区。表面细品粒区形成机理：熔体因激冷而大量生核，这些晶核迅速生长并互相接触，从而形 成无方向性的表面细等轴品。游离晶粒也是形成表面细品粒的晶核来源，因为它抑制了稳定的 凝固层的产生。中心等轴区形成机理：热量垂直于凝固壳层并通过它而散失，形成单向热流，强烈的单向 热流使品体择优生长，即生长方向与

14、热流方向一致的晶粒优先生长，而其他方向生长的晶粒受 到限制，以致于成为互相平行的柱状品，若前方熔体中品粒生核和生长受到抑制，则柱状品继 续发展，若前方熔体由于成分过冷、晶粒游离和增殖作用则进行等轴品结品，使铸件中心成为 等轴品区。柱状品区形成机理：在一般情况下柱状品区是由表面细品粒区发展而成的，但也可能直接 从型壁处长出。稳定的凝固壳层一旦形成，柱状品就直接由表面细等轴品凝固层某些品粒为基 底向内生长，发展成由外向内生长的柱状品区。对于纯金属，其凝固前沿基本上呈平面生长， 故其择优生长并不明显，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品组织。 对于合金，当溶质元素在固-液界面前沿

15、富集而逐渐增多时，柱状品区的亚组织能呈现出从平面 生长，胞状生长直到树枝状生长等各个阶段的结构形态。柱状品区开始于稳定凝固壳层的产生， 而结束于内部等轴品区的形成。如果界面前方始终不利于等轴品的形成与生长，则柱状品区可 以一直延伸到铸件中心。18、常用生核剂有哪些种类？其作用条件和机理如何？直接作为外加晶核的生核剂，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.它们与欲细化相间具有较小的界面能，润湿角小，直接作为 有效衬底促进非自发生核。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 欲细化相间具有界面共相对应关系和较小的界面能，促

16、进非均质生核。通过在液相中造成很大的微区富集而造成结品相通过非均质形核而提前弥散析出的生 核剂，其余以此为基底形核，易为共晶析出。含强成分过冷元素的生核剂，这类生核剂使品粒根部或分枝，产生缩颈，易于通过熔 体流动及冲击产生品粒的游离；强化界面前沿熔体内部的非均质形核；强成分过冷元素的界面 富集对晶体生长具有抑制作用，降低品体生长速度，也使品粒细化。19、试分析影响铸件宏观凝固组织的因素，列举获得等轴品的常用方法。影响铸件宏观凝固组织的因素有：化学成分、结品温度范围、外部冷却条件、浇注工艺和 是否加入形核剂等。获得等轴品的方法有：利用金属流对型壁的冲刷用电磁搅拌(electromagnetic

17、stirring)使金属液体旋转：动力学细化方法主要是采用机 械力或电磁力引志固相和液相的相对运动，导致枝品的破碎与铸型分离，在液相中形成大量结 品核心，达到细化品粒的效果。其主要方法是把铸型放入类似于电动机定子的旋转磁场中，则 铸型中的液体金属不断切割磁力线，将像转子一样旋转。由于铸型是不动的，凝固层与铸型一 起也不参加旋转，依次旋转的液体金属不断地冲刷着型壁和以后的凝固层另外，铸型振动、超大型振动、液相搅拌和提高冷却速度也是化学动力学中常用的方法。20、何谓“孕育衰退”？如何防止？孕育效果随时间延长而逐渐减弱以至消失的现象称为孕育衰退。防止孕育衰退的措施有：A、使用长效孕育剂(含有一定量的

18、钡、锶、锆或锰的硅基孕育 剂)；B、采用多级孕育处理(包内孕育、孕育槽孕育、水口瞬时孕育等)；C、尽量缩短孕育到 浇注时间。21、影响铸件的缩孔和缩松的因素有哪些？叙述几种防止铸件缩孔和缩松的方法。影响缩孔和缩松大小的因素：金属的性质、铸型条件、浇注温度、铸件尺寸、补缩压力； 影响灰铸铁和球墨铸铁缩孔和缩松的因素：铸铁的成分、铸型刚度。防止缩孔和缩松的措施有：(1)、顺序凝固铸件的顺序凝固原则，是采用各种措施保证铸件结构上各部分，按照远离冒口的部分最先 凝固，然后是靠近冒口部分，最后才是冒口本身凝固的次序进行，亦即在铸件上远离冒口或浇 口的部分到冒口或浇口之间建立一个递增的温度梯度。铸件按照顺

19、序凝固原则进行凝固，能保 证缩孔集中在冒口中，获得致密的铸件。(2)、同时凝固同时凝固原则是采取工艺措施保证铸件结构上各部分之间没有温差或温差尽量小，使各部 分同时凝固。在同时凝固条件下，扩张角等于零，没有补缩通道。、采用控制缩孔和缩松的工艺措施，如使用冒口、补贴和冷铁，合理确定浇注口位置 和浇注工艺。22、铸件的偏析有几种类型？分类叙述。铸件偏析有三种类型：即晶内偏析、区域偏析和比重偏析。（1）晶内偏析晶内偏析，又叫树枝晶偏析。其特征是在一个晶粒范围内，晶内和晶界处的化学成分不一 致，熔点高的组元往往多分布于晶内，而熔点低的组元则往往多分布于晶界。如锡青铜铸件， 晶粒内含铜多，而晶界处含锡多

20、。因为合金的结晶温度范围愈宽、铸件的冷却或结晶速度愈快，则晶内偏析愈严重。为防止 晶内偏析，可以采用细化晶粒的措施，以缩短原子的扩散距离；或适当提高浇温，以延缓冷却 速度，以达到延长原子的扩散时间等。对已产生晶内偏析的铸件，可通过长时间的扩散退火来 减轻晶内偏析。（2）区域偏析区域偏析是指在铸件的整个断面上，各部位的成分不一致的现象。主要因合金进行选择凝 固所引起。区域偏析又分正向偏析和逆向偏析两类。正向偏析：所谓正向偏析是指铸造合金中，熔点较低的组元集中分布在铸件的中心或上部 区域，其含量从铸件的先凝固区到其后凝固区逐渐递增。而逆向偏析则正好相反，熔点较低的 组元集聚在铸件边缘。如硅黄铜铸件易出现正向偏析，即铸件中心含硅量较高；锡青铜件则易 产生逆向偏析，即铸件表层中锡含量较多。一般的，具有一定结晶温度范围的合金，均会产生一定程度的区域偏析，只是结晶温度范 围较小的合金，倾向于产生正向偏析；而结晶温度范围较宽的结晶时形成