1答河北科技大学大学英语精品课

第六章液态金属结晶的基本原理1、怎么从相变理论理解液态金属结晶过程中的生核、成长机理？答：相变理论：相变时必须具备热力学和动力学条件。金属结晶属一种相变过程：热力学条件即过冷度T——驱动力VG动力学条件：克服能障热力学能障——界面自由能——形核动力学能障——激活自由能AG——长大若在体系内大范围进行，则需极大能量，所以靠起伏，先生核——主要克服热力学能障，然后出现最小限度的过渡区“界面”，此界面逐渐向液相内推移——长大（主要克服动力学能障）。2、试述均质生核与非均质生核之间的区别与联系，并分别从临界晶核曲率半径、生核功两个方面阐述外来衬底的湿润能力对临界生核过冷度的影响。要满足纯金属非均质生核的热力学要求，液态金属必须具备哪两个基本条件？答：（1）TLTGrrLCVLC0**22非均相等但334rV均frV334非4coscos323f非均质生核所需体积小，即相起伏时的原子数少。（2）2203*316TLTGLC均fGG**均非两种均需能量起伏克服生核功，但非均质生核能需较小。（3）右图看出*非TTVf非即：对*r：与*非T的影响.（4）生核功：fTLTGLC2203*316非T*能量起伏非Gf（5）纯金属非均质生核的热力学条件：VLCGr2*非fTLTGLC2203*316非液态金属需具备条件（1）液态金属需过冷(2)衬底存在。3、物质的熔点就是固、液两相平衡存在的温度、试从这个观点出发阐述式（4—3）中*r与T之间关系的物理意义。答：式4—3TLTGrLCVLC0*22均当0TT时，两相平衡；当0TT时，趋于固相：即固相教液相稳定；式中看出*均rT。T即T,此时固相更稳定，更易于发生相变，就以较小的*均r即可稳定存在。4、液态金属生核率曲线特点是什么？在实际的非均质生核过程中这个特点又有何变化?答：实际非均质生核率受衬底面积大小的影响，当衬底面积全部充满后，生核率曲线中断，即不再有非均质生核。相变、生核、成长中的热力学及动力学：（1）相变：热力学条件：T，可以提供相变驱动力VG。动力学条件：克服热力学能障和动力学能障。（2）生核：克服能障：热力学（界面自由能）、动力学AG（作用小，对生核率影响小）（3）生长：热力学能障：KTiAGFVln——取决于FA（处于过冷状态，且相变驱动力克服此能障）动力学能障：AG5、从原子尺度看，决定固—液面微观结构的条件是什么？各种界面结构与其生长机理和生长速度之间有何联系？它们的生长表面和生长防线各有什么特点？答：（1）热力学因素：vRSvnkTLam002a粗糙界面——平衡结构2a平整界面动力学因素：大：连续生长——粗糙界面结构——非平衡时kT小：平整界面的生长——平整界面结构（2）粗糙界面：连续生长kTuR1完整平整界面：二维生核kTeuR2连续生长kT非平整界面：螺旋生长，23kTuR。旋转单晶，反射单晶。（3）生长方向：粗糙界面：各向同性的非晶体单晶等，生长方向与热流方向相平行，平整界面：密排线相交后的棱角方向生长表面：粗糙界面：因是各向同性，光滑的生长表面。平整界面：棱角分明的密排小晶面，6、我们从什么尺度着眼讨论单晶合金的结晶过程的？它与结晶的原子过程以及最后的晶粒组织之间存在什么联系？答：（1）从宏观尺度着眼讨论单相合金的结晶过程，主要是与“原子尺度”相区别的。（2）与结晶的原子过程之间的关系：不同的结晶方式：平面生长→胞状生长→枝晶生长。原子过程：小面生长和非小面生长。任何一种生长方式都可以是小面生长或非小面生长（3）与最后的晶粒组织之间的联系。平面生长：单晶或无分支的柱状晶组织。胞状生长：胞状晶——一簇为一些平行排列的亚结构。柱状枝晶生长：柱状枝晶。等轴枝晶生长（内生长）：等轴枝晶。7、某二元合金相图如图所示。合金液成分为%40Bw，置于长瓷舟中并从左端开始凝固。温度梯度达到足以使固—液界面保持平面生长。假设固相无扩散，液相均匀混合。试求：（1）a相与液相之间的平衡分配系数0k；（2）凝固后共晶体的数量占试棒长度的百分之几？（3）画出凝固后的试棒中溶质B的浓度沿试棒长度的分布曲线，并注明各特征成分及其位置。解：（1）5.06030**0LSCCk(2)根据公式10*okLLfCC%60*LC%4.449449234.06.01215.0LLLLffff共晶体占试棒长度的44.4%（3）0Sf%20%405.000*CkCST=500℃%30*SC8、假设上题合金成分为%10Bw。（1）证明已凝固部分（Sf）的平均成分SC_为0110_kSSSffCC（2）当试棒凝固时，液体成分增高，而这又会降低液相线温度。证明液相线温度LT与Sf之间关系为1000)1(kSLfmCTT式中0T为A的熔点，m为液相线倾率。（3）在相图上标出LT分别为750℃、700℃、600℃与500℃下的固相平均成分。问试棒中将有百分之几按共晶凝固？答：（1）0__CfCfCLLSS%10Bw1.00C000011111)1(100_010_10*_ksSSkSSSkSSskSLLffCffCCCffCfCfCCC（2）100*0_001kSLLLfmCTmCTCmTT（3）℃750LT25.215.0Sf8.0Sf%9.6_SC70030.897.56004.50.958.150060.978.6℃500T，%303.097.01Lf，3%按共晶结晶。10*_0kLLLfCCC，*010LkLCCf，2*0LLCCf，100C60LC9、固相无扩散，液相均匀混合。假设图PQ线是'SC(tT时固相成分）与界面处固相成分''SC的算数平均值。试证：00''2kCCS证明：2'''0SSCCC00'CkCS2''000sCCkC)2(200000''kCCkCCS10、何谓成分过冷判据？成分过冷的大小受哪些应诉的影响？它又是如何影响着晶体的生长方式和结晶状态的？所有的生长方式都仅仅由成分过冷因素决定吗？答：（1）成分过冷判据001kDkmCRGLOL即：判据条件成立时，则存在成分过冷；反之，不会出现生分过冷。（2）成分过冷的大小受以下因素影响a、合金本身：0Cm0kLDb、工艺因素：LGR（3）无成分过冷小成分过冷较宽成分过冷宽成分过冷方式平面生长胞状生长枝晶生长等轴枝晶状态单晶、柱状晶胞晶柱状枝晶等轴晶（4）不是所有的生长方式仅由成分过冷因素决定。a、纯金属：无成分过冷。b、过冷熔体的内生长，不一定存在成分过冷。c、游离晶的形成造成等轴晶生长。11、已知在铸锭和铸件中scmR3105.2，多数金属在液相线温度下scmDL2510；｜m｜1。假设ls，试分别求出下表中当%100C(质量分数,下同）、1%、0.01%以及4.00k与0.1时的确保平面生长所必须的lG值。考虑到铸锭或铸件中一般情况下cmGl℃5~3，根据计算结果你能得出什么结论？lG0C10%(重量）1%(重量）0.01%(重量）0.40.1答：0001kDkmCRGll，0001kDRkmCGll0kmmGmmGCmmGmmGCmmGmmGCllllll25.2105.21.0104.011001.075.3105.24.0104.011001.001.01025.2105.21.0104.0111075.3105.24.0104.011%11025.2105.21.0101.01101075.3105.24.0104.0110%10352352033523504353350结论：①容易平面生长0k②容易平面生长0c越容易平面生长,21TT一般铸造条件下很少平面生长。12、共晶结晶中，满足共生生长和离异生长的基本条件是什么？共晶两相的固液界面结构与其共生区结构特点之间有何关系？它们对共晶合金的结晶方式有何影响？答：（1）共生生长的基本条件：a.共晶两相应有相近的析出能力，原析出相在领先相得表面生核，从而便于形成具有共生界面的双向核心。b.界面沿溶质原子的横向扩散能保证共晶两相等速生长，使共生生长得以继续进行。（2）离异生长的基本条件一相大量析出，而另一相尚未开始结晶时，形成晶相偏析型离异共晶组织。合金成分偏离共晶点很远，初晶相长的很大，共晶成分的残面液体很少，另一相得生核困难：偏离共晶成分，初晶相长的较大，另一相不易生核或当领先相为另一相的“晕圈”，被封闭时，形成领先相成球状结构的离异共晶组织.（3）两相固--液界面结构分为：非小面—非小面共晶合金：共生区对称；非小面—小面共晶合金：非对称共生区，偏向非金属高熔点一侧；（4）非小面--非小面：共面生长：层片状，棒状，碎片状，特殊：离异非小面--小面：可以共生生长，与以上不同：当生长界面在局部是不定的，固液界面参差不齐，领先相的生长形态决定着共生两相的结构形态。产生封闭“晕圈”时，离异生长方式。13、小面--非小面共晶生长的最大特点是什么？它与变质处理之间的关系是什么？答：最大特点：小面相在共晶生长中的各向异性行为决定了共晶两相组织结构的基本特征。由于平整界面本身存在着各种不同的生长机理，故这类共晶合金比非小面--非小面共晶合金具有更复杂的组织形态变化。即使同一种合金在不同的条件下也能形成变种形态互异、性能悬殊的共生共晶甚至共晶组织。与变质处理间的关系：变质处理主要改变领先相（小面相）的界面生长动力学过程，改变其结构，从而改变共晶组织的结构。14、图为某二元共生共晶体积元的示意图，设体积元是一个变长为1的立方体，若相为棒状其体积为2rVr，、相间面积为rSr2，式中r为棒横截面半径，若为片状则其体积为,bVb相间面积为.2bS试证明：bbSS,V3SS,V2SSV1r1rr1rbr1r时当时当时，当请用上述结果说明相间界面能对共生共晶中的棒状--片状组织的转变规律。解：rrbrbrrrbrbrrrbrrrVVVVVVVVVVVSSSrSrrvvSSSrSrrvvSrSrrvv1,1,2.22,,,32.22,,,22.22,,1111211112111121