材料成型基本原理作业及答案要点.pdf
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1、第二章凝固温度场 4. 比较同样体积大小的球状、块状、板状及杆状铸件凝固时间的长短。 解:一般在体积相同的情况下上述物体的表面积大小依次为:A球t块t板t杆。 5. 在砂型中浇铸尺寸为300 300 20 mm 的纯铝板。设铸型的初始温度为20,浇注后瞬间 铸件 -铸型界面温度立即升至纯铝熔点660,且在铸件凝固期间保持不变。浇铸温度为 670,金属与铸型材料的热物性参数见下表: 热物性 材料 导热系数 W/(m K) 比热容 C J/(kgK) 密度 kg/m 3 热扩散率 a m2/s 结晶潜热 J/kg 纯铝212 1200 2700 6.5 10-5 3.9 105 砂型0.739 1
2、840 1600 2.5 10-7 试求: (1)根据平方根定律计算不同时刻铸件凝固层厚度s,并作出 s 曲线; (2)分别用“平方根定律”及“折算厚度法则”计算铸件的完全凝固时间,并分析差 别。 解: (1) 代入相关已知数解得: 2222 cb,=1475 , S i TTcL TTb K 1011 202 2 = 0.9433 (msm/) 根据公式 K 计算出不同时刻铸件凝固层厚度s 见下表 ,曲线见图3。 (s) 0 20 40 60 80 100 120 (mm) 0 4.22 6.00 7.31 8.44 9.43 10.3 (2) 利用“平方根定律”计算出铸件的完全凝固时间:
3、图 3 关系曲线 取10 mm , 代入公式解得:=112.4 (s) ; 利用“折算厚度法则”计算铸件的完全凝固时间: 1 1 A V R = 8.824 (mm) 2 K R = 87.5 (s) 采用“平方根定律”计算出的铸件凝固时间比“折算厚度法则”的计算结果要长, 这是因为“平方根定律”的推导过程没有考虑铸件沿四周板厚方向的散热。 6. 右图为一灰铸铁底座铸件的断面形状,其厚度为30mm,利用“模数法”分析砂型铸造时 底座的最后凝固部位,并估计凝固终了时间. 解:将底座分割成A 、B、C、D四类规则几何体(见右下图) 查表 2-3 得: K=0.72(mincm/) 对 A有: RA
4、= VAAA=1.23cm A=RA2KA2=2.9min 对 B有: RB= VBAB=1.33cm B=RB2KB2=3.4min 对 C有: RC= VCAC=1.2cm C=RC2KC2=2.57min 对 D有: RD= VDAD=1.26cm D=RD2KD2=3.06min 因此最后凝固部位为底座中肋B处,凝固终了时间为3.4 分钟。 7. 对于低碳钢薄板,采用钨极氩弧焊较容易实现单面焊双面成形(背面均匀焊透)。采用同 样焊接规范去焊同样厚度的不锈钢板或铝板会出现什么后果?为什么? 解:采用同样焊接规范去焊同样厚度的不锈钢板可能会出现烧穿,这是因为不锈钢材料的导 热性能比低碳钢差
5、,电弧热无法及时散开的缘故; 相反,采用同样焊接规范去焊同样厚度的铝板可能会出现焊不透,这是因为铝材的导热 能力优于低碳钢的缘故。 第三章金属凝固热力学与动力学 1 试述等压时物质自由能G 随温度上升而下降以及液相自由能GL 随温度上升 随 温度上升而下降以及液相自由能的斜率的理由。并结合图及式()说明过而下降的斜 率大于固相GS 的斜率的理由。并结合图3-1 及式( 3-6)说明过冷度 是影响凝固相 变驱动力 的决定因素。冷度 T 是影响凝固相变驱动力 G 的决定因素。 答: (1)等压时物质自由能G 随温度上升而下降的理由如下:由麦克斯韦尔关系式:dG A A A A B B C C C
6、C D D D 1000 160 160 60 120 = SdT + VdP (1) ; 并根据数学上的全微分关系:dG = ( ?G/?T)dT + ( ?G/?P)dP (2) 比较( 1)式和( 2)式得: (?G/?T)= S,(?G/?P)= V( 3) 等压时dP =0 ,此时dG = SdT 由于熵恒为正值,故物质自由能G 随温度上升而下降。 (2)液相自由能GL 随温度上升而下降的斜率大于固相GS 的斜率的理由如下:因为液态 熵大于固态熵, 即: SL SS 所以: (?G/?T) L (?G/?P) S 即 液 相 自 由 能 GL 随 温 度 上 升 而 下 降 的斜率大
7、于固相GS 的斜率。 (3) 过 冷 度 ?T 是 影 响 凝 固 相 变 驱 动 力 ?G 的决定因素的理由如下:右图即 为图3-1 其中:?GV 表示液固体积自由能之差,Tm 表示液 -固平衡凝固点从图中可 以看出:T Tm 时, ?G=Gs-GL 0,此时固相 液相;T = Tm 时, ?G=Gs-GL =0 , 此时液固平衡;T Tm 时, ?G=Gs-GL 0,此时液相 固相;所以?G 即为相变驱动 力。 再结合 (3-6)式来看,?GV = ?H m?T /Tm(其中: ?Hm 熔化潜热,?T ( = Tm ? T ) 过冷度) . 由于对某一特定金属或合金而言,Tm 及 ?Hm
8、均为定值,所以过 冷度?T 是影响凝固相变驱动力?G 的决定因素。 5、结合图3-3 及图34 解释临界晶核半径r*和形核功 G*的意义,以及为什么形核 要有一定过冷度。 (1)临界晶核半径r*的意义如下:答: rr*时,产生的晶核极不稳定,随即消散;r =r* 时,产生的晶核处于介稳状态,既可消散也可生长;rr*时,不稳定的晶胚转化为稳定晶 核,开始大量形核。故 r*表示原先不稳定的晶胚转变为稳定晶核的临界尺寸。 临界形核功?G*的意义如下:表示形核过程系统需克服的能量障碍,即形核“ 能垒 ”。只 有当?G ?G*时,液相才开始形核。 (2)形核必须要有一定过冷度的原因如下:由形核功的公式:
9、?G*=16 /3 乘 SL(的 三次方)乘( VS Tm / ?H m ?T )的平方(均质形核), ?G*he = 6 /3 乘 SL (的三次 方) (VS Tm / ?H m ?T ) 乘(2 3 cos + cos 3 )/ 4 (非均质形核) 。对某种晶体而 言,VS、 SL 、 ?H m、 Tm 均为定值, ?G*?T 的平方, 过冷度?T 越小,形核功?G* 越大, ?T0 时, ?G*,这表明过冷度很小时难以形核,所以物质凝固形核必须要有 一定过冷度。 10、讨论两类固-液界面结构(粗糙面和光滑面)形成的本质及其判据。 答: (1)a.固-液界面结构主要取决于晶体生长时的热力
10、学条件及晶面取向。 设晶体内部原子配位数为 ,界面上(某一晶面)的配位数为 ,晶体表面上有N 个原子位 置只有 NA个固相原子 ( N N x A ) ,则在熔点Tm时,单个原子由液相向固-液界面的固 相上沉积的相对自由能变化为: )1ln()1(ln)1( xxxxxx kT H NkT F mm Sm )1ln()1(ln)1(xxxxxax (1) m kT H m (2) k 为玻尔滋曼常数, STH mm / f为单个原子的熔融熵, 被称为 Jackson因子。 通过分析比较不同值时相对自由能与界面原子占据率可以看出: 2 时, FS在 x=0.5(晶体表面有一半空缺位置)时有一个极
11、小值,即自由能最低; 2 5 时, FS 在偏离 x 中心位置的两旁(但仍离x=0 或 x=1 处有一定距离)有两个极 小值。此时,晶体表面尚有一小部分位置空缺或大部分位置空缺; 5 时,FS在接近 x=0 或 x=1 处有两个极小值。此时, 晶体表面位置几乎全被占满或仅 有极少数位置被占据。非常大时, FS的两个最小值出现在x0,x1 的地方(晶 体表面位置已被占满) 。 若 将 =2 ,=0.5同 时 代 入 ( 2) 式 , 单 个 原 子 的 熔 融 熵 为 : f S = v k T H m m / kk4 5. 0 1 2 ,对于一摩尔,熔融熵Sf =4kN A=4R(其中: NA
12、为阿伏加德罗常数, R 为气体常数) 。由( 2)式可知,熔融熵Sf上升,则增大,所以Sf 4R 时,界面以 粗糙面为最稳定,此时晶体表面容易接纳液相中的原子而生长。熔融熵越小, 越容易成 为粗糙界面。因此,液-固微观界面结构究竟是粗糙面还是光滑面主要取决于物质的热 力学性质。 另一方面,对于热力学性质一定的同种物质,/ 值取决于界面是哪个晶面族。对于密排晶 面, / 值是高的,对于非密排晶面,/ 值是低的,根据式(2) ,/ 值越低,值越 小。这说明非密排晶面作为晶体表面(固-液界面)时,微观界面结构容易成为粗糙界 面。 b.晶体生长界面结构还会受到动力学因素的影响,如凝固过冷度及结晶物质在
13、液体中的浓度 等。过冷度大时,生长速度快,界面的原子层数较多,容易形成粗糙面结构,而过冷度 小时界面的原子层数较少,粗糙度减小,容易形成光滑界面。浓度小的物质结晶时,界 面生长易按台阶的侧面扩展方式进行(固-液界面原子层厚度小) ,从而即使 2 时, 其固 -液界面也可能有光滑界面结构特征。 (2)可用 Jackson因子作为两类固 -液界面结构的判据: 2 时,晶体表面有一半空缺位置时自由能最低,此时的固-液界面(晶体表面)为粗糙 界面 ; 5 时,此时的固 -液界面(晶体表面)为光滑界面; =25 时,此时的固 -液界面(晶体表面)常为多种方式的混合,Bi、Si、Sb 等属于此类。 第五章
14、铸件与焊缝宏观组织及其控制 1.铸件典型宏观凝固组织是由哪几部分构成的,它们的形成机理如何? 答:铸件的宏观组织通常由激冷晶区、柱状晶区和内部等轴晶区所组成。 表面激冷区的形成:当液态金属浇入温度较低的铸型中时,型壁附近熔体由于受到强烈的激 冷作用, 产生很大的过冷度而大量非均质生核。这些晶核在过冷熔体中也以枝晶方式生 长,由于其结晶潜热既可从型壁导出,也可向过冷熔体中散失,从而形成了无方向性的 表面细等轴晶组织。 柱状晶区的形成:在结晶过程中由于模壁温度的升高,在结晶前沿形成适当的过冷度,使表 面细晶粒区继续长大(也可能直接从型壁处长出),又由于固 -液界面处单向的散热条件 (垂直于界面方向
15、) ,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,以 表面细等轴晶凝固层某些晶粒为基底,呈枝晶状单向延伸生长,那些主干取向与热流方 向相平行的枝晶优先向内伸展并抑制相邻枝晶的生长,在淘汰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:内部等轴晶区的形成是由于熔体内部晶核自由生长的结果。随着柱状晶 的发展, 熔体温度降到足够低,再加之金属中杂质等因素的作用,满足了形核时的过冷 度要求, 于是在整个液体中开始形核。同时由于散热失去了方向性,晶体在各个方向上 的长大速度是相等的,因此长成了等轴晶。 5.试分析影响铸件宏观凝固组织的因素,列举获得细等轴晶的常用方法。 答:铸件的
16、三个晶区的形成是相互联系相互制约的,稳定凝固壳层的形成决定着表面细晶 区向柱状晶区的过度,而阻止柱状晶区的进一步发展的关键则是中心等轴晶区的形成, 因此凡能强化熔体独立生核,促进晶粒游离, 以及有助于游离晶的残存与增殖的各种因 素都将抑制柱状晶区的形成和发展,从而扩大等轴晶区的范围,并细化等轴晶组织。 细化等轴晶的常用方法: (1) 合理的浇注工艺:合理降低浇注温度是减少柱状晶、获得及 细化等轴晶的有效措施;通过改变浇注方式强化对流对型壁激冷晶的冲刷作用,能有效 地促进细等轴晶的形成; (2)冷却条件的控制:对薄壁铸件,可采用高蓄热、快热传导 能力的铸型; 对厚壁铸件, 一般采用冷却能力小的铸
17、型以确保等轴晶的形成,再辅以其 它晶粒细化措施以得到满意的效果;(3)孕育处理: 影响生核过程和促进晶粒游离以细 化晶粒。(4)动力学细化:铸型振动;超声波振动 ;液相搅拌 ;流变铸造,导致枝晶的破碎 或与铸型分离,在液相中形成大量结晶核心,达到细化晶粒的目的。 7.试述焊接熔池中金属凝固的特点。 答:熔焊时,在高温热源的作用下,母材发生局部熔化,并与熔化了的焊接材料相互混合形 成熔池,同时进行短暂而复杂的冶金反应。当热源离开后,熔池金属便开始了凝固。因此, 焊接熔池具有以下一些特殊性。(1)熔池金属的体积小,冷却速度快。 在一般电弧焊条件下, 熔池的体积最大也只有30cm 3 ,冷却速度通常
18、可达 4100/s, 。 (2)熔池金属中不同区域 温差很大、 中心部位过热温度最高。熔池金属中温度不均匀,且过热度较大,尤其是中心部 位过热温度最高,非自发形核的原始质点数将大为减少。( 3)动态凝固过程。一般熔焊时, 熔池是以一定的速度随热源而移动。(4) 液态金属对流激烈。熔池中存在许多复杂的作用力, 使熔池金属产生强烈的搅拌和对流,在熔池上部其方向一般趋于从熔池头部向尾部流动,而 在熔池底部的流动方向与之正好相反,这一点有利于熔池金属的混和与纯净。 第六章特殊条件下的凝固与成形 1、快速凝固对金属的结果有何影响? 答:在快速凝固条件下,由于凝固是在很大的过冷度和很高的的冷却速率下进行的
19、凝固组织 中出现了非平衡相,这些非平衡相的产生在动力学上优先于平衡相,所以金属材料发生 了一些前所未有的结构变化,主要有: 形成超细组织; 形成溶解度比通常情况下大得多 的过饱和固溶液。 固溶体中合金元素的含量大大超过平衡相图上的合金元素的极限溶解 度;形核亚稳相或新的结晶相,形成微晶、纳米晶或金属玻璃。 第十一章凝固缺陷及控制 2.偏析是如何形成的?影响偏析的因素有哪些?生产中如何防止偏析的形成? 答:偏析主要是由于合金在凝固过程中扩散不充分、溶质再分配而引起的。 影响偏析的因素有:1)合金液、固相线间隔;2)偏析元素的扩散能力;3)冷却条件。 针对不同种类的偏析可采取不同的防止方法,具体有
20、: (1)生产中可通过扩散退火或均匀化退火来消除晶内偏析,即将合金加热到低于固相线 100200的温度,进行长时间保温,使偏析元素进行充分扩散,以达到均匀化; (2)预防和消除晶界偏析的方法与晶内偏析所采用的措施相同,即细化晶粒、 均匀化退火。 但对于氧化物和硫化物引起的晶界偏析,即使均匀化退火也无法消除,必须从减少合金 中氧和硫的含量入手。 (3)向合金中添加细化晶粒的元素,减少合金的含气量,有助于减少或防止逆偏析的形成。 (4)降低铸锭的冷却速度,枝晶粗大,液体沿枝晶间的流动阻力减小,促进富集液的流动, 均会增加形成V 形和逆 V 形偏析的倾向。 (5)减少溶质的含量,采取孕育措施细化晶粒
21、,加强固-液界面前的对流和搅拌,均有利于 防止或减少带状偏析的形成。 (6)防止或减轻重力偏析的方法有以下几种:1)加快铸件的冷却速度,缩短合金处于液相 的时间,使初生相来不及上浮或下沉;2)加入能阻碍初晶沉浮的合金元素。例如,在 Cu-Pb 合金中加少量Ni,能使 Cu 固溶体枝晶首先在液体中形成枝晶骨架,从而阻止 Pb 下沉。再如向Pb-17 Sn合金中加入质量分数为1.5%的 Cu,首先形成Cu-Pb 骨架,也 可以减轻或消除重力偏析;3)浇注前对液态合金充分搅拌,并尽量降低合金的浇注温 度和浇注速度。 5 简述析出性气体的特征、形成机理及主要防止措施。 答:液态金属在冷却凝固过程中,因
22、气体溶解度下降,析出的气体来不及逸出而产生的气孔 称为析出性气孔。这类气孔主要是氢气孔和氮气孔。 析出性气孔通常分布在铸件的整个断面或冒口、热节等温度较高的区域。当金属含气量较少 时,呈裂纹多角形状;而含气量较多时,气孔较大,呈团球形。 焊缝金属产生的析出性气孔多数出现在焊缝表面。氢气孔的断面形状如同螺钉状,从焊缝表 面上看呈喇叭口形,气孔四周有光滑的内壁。氮气孔一般成堆出现,形似蜂窝。 析出性气体的形成机理是:结晶前沿, 特别是枝晶间的气体溶质聚集区中,气体的含量将超 过其饱和量,被枝晶封闭的液相内则具有更大的过饱和含量和析出压力,而液-固界面 处气体的含量最高,并且存在其他溶质的偏析及非金
23、属夹杂物,当枝晶间产生收缩时, 该处极易析出气泡,且气泡很难排除,从而保留下来形成气孔。 防止析出性气体的措施主要有以下几个措施: (1)消除气体来源保持炉料清洁、干燥,焊件和焊丝表面无氧化物、水分和油污等;控 制型砂、芯砂的水分,焊前对焊接材料(焊条、焊剂、保护气体等)进行烘干、去水或 干燥处理; 限制铸型中有机粘结剂的用量和树脂的含氮量;加强保护, 防止空气侵入液 态金属。 (2)采用合理的工艺焊接时采用短弧焊有利于防止氮气孔,气体保护焊时用活性气体保 护有利于防止氢气孔,选用氧化铁型焊条可提高抗锈能力。金属熔炼时, 控制熔炼温度 勿使其过高,或采用真空熔炼,可降低液态金属的含气量。 (3
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