材料成形原理第4章
材料成型原理第四章答案.
第四章1． 何谓结晶过程中的溶质再分配?它是否仅由平衡分配系数K 0所决定?当相图上的液相线和固相线皆为直线时，试证明K 0为一常数。
答：结晶过程中的溶质再分配：是指在结晶过程中溶质在液、固两相重新分布的现象。
溶质再分配不仅由平衡分配系数K 0决定 ，还受自身扩散性质的制约，液相中的对流强弱等因素也将影响溶质再分配。
当相图上的液相线和固相线皆为直线时K 0为一常数，证明如下：如右图所示：液相线及固相线为直线，假设 其斜率分别为m L 及m S ，虽然C *S 、C *L 随温度变化有不同值，但L m S m L S m T T m T T C C K /)(/)(0****--===S L m m =常数， 此时，K 0与温度及浓度无关，所以，当液相线和固相线为直线时，不同温度和浓度下K 0为 定值。
2． 某二元合金相图如右所示。
合金液成分为C B =40%，置于长瓷舟中并从左端开始凝固。
温度梯度大到足以使固-液界面保持平面生长。
假设固相无扩散，液相均匀混合。
试求：①α相与液相之间的平衡分配系数K 0；②凝固后共晶体的数量占试棒长度的百分之几?③凝固后的试棒中溶质B 的浓度沿试棒长度的分布曲线。
解：（1）平衡分配系数K 0 的求解：由于液相线及固相线均为直线不同温度和浓度下K 0为定值，所以：如右图，当T=500℃时，K 0 =**L C C α=%60%30=0.5 K 0即为所求 α相与液相之间的平衡分配系数. （2）凝固后共晶体的数量占试棒长度的百分数的计算:由固相无扩散液相均匀混合下溶质再分配的正常偏析方程)1(00-*=K L L f C C图 4-43 二元合金相图K 0＜1C 0K 0C 0/K 0T C *S C *L C 0C T *Tm代入已知的*L C = 60％ , K 0 = 0.5, C 0= C B =40%可求出此时的L f = 44.4％由于T=500℃为共晶转变温度,所以此时残留的液相最终都将转变为共晶组织,所以凝固后共晶体的数量占试棒长度的百分数也即为44.4％.（3）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)如下:3． 在固相无扩散而液相仅有扩散凝固条件下，分析凝固速变大（R 1→R 2，且R 2＞R 1）时，固相成分的变化情况，以及溶质富集层的变化情况。
【材料成型原理--铸造】第4章 液态金属凝固过程中的传热与传质
• 2、模型建立
• 温度TL时，开始凝固： • 固 度k相0C：0。百分数dfS；溶质浓
• 液相：溶质浓度几乎不变， 为C0。 • 温度降到T*时，
• 固 数f相S；：溶质浓度C*S；百分
•
液相：溶质浓 数fL。
度
C*L；百
分
28/33
• 当dfSf）S界，溶面这质处些浓固溶度相质增增将加加均d百C匀*L分扩，量散则为到：d整fS个时液，相排中出，溶使质剩量余为液（相C*（L-C1*S-） • （C*L-C*S）dfS=（1-fS）dC*L
30/33
31/33
32/33
33/33
34/33
35/33
• （二）固相无扩散，液相只有有限扩散（无对流或搅拌） 的溶质再分配
• 1、假设： • （1）合金单相凝固； • （2）固相无扩散（接近实际情况）； • （3）液相有限扩散（无对流、搅拌）； • （4）固液相线为直线，k0为常数； • （5）试样很长，单向放热，平面推进。
• 该两式为平衡凝固时溶质再分配的数学模型。
19/33
CS
1
C0k0 f S (1 k0 )
CL
k0
C0 f L (1 k0 )
• 3、验证 （1）开始凝固时 • 初始条件：fS0，fL1 • 则：CS=k0C0；CL=C0 （2）凝固结束时 • 初始条件：fS1，fL0 • 则：CS=C0；CL=C0/k0
凝固时间与凝固层厚度的平方成正比。
计算结果与实际接近。
适合大平板和结晶间隔小的铸件。
14/33
• 3、“折算厚度”法则
R2 t
K2
R V1 为铸件折算厚度或铸件模数。
A1
材料成形基本原理课后习题答案
第一章习题1 . 液体与固体及气体比较各有哪些异同点？哪些现象说明金属的熔化并不是原子间结合力的全部破坏？（2）金属的熔化不是并不是原子间结合力的全部破坏可从以下二个方面说明：①物质熔化时体积变化、熵变及焓变一般都不大。
金属熔化时典型的体积变化∆V m/V为3%~5%左右，表明液体的原子间距接近于固体，在熔点附近其系统混乱度只是稍大于固体而远小于气体的混乱度。
②金属熔化潜热∆H m约为气化潜热∆H b的1/15~1/30，表明熔化时其内部原子结合键只有部分被破坏。
由此可见，金属的熔化并不是原子间结合键的全部破坏，液体金属内原子的局域分布仍具有一定的规律性。
2 . 如何理解偶分布函数g(r) 的物理意义？液体的配位数N1、平均原子间距r1各表示什么？答：分布函数g(r) 的物理意义：距某一参考粒子r处找到另一个粒子的几率，换言之，表示离开参考原子(处于坐标原子r=0)距离为r的位置的数密度ρ(r)对于平均数密度ρo（=N/V）的相对偏差。
N1 表示参考原子周围最近邻(即第一壳层)原子数。
r1 表示参考原子与其周围第一配位层各原子的平均原子间距，也表示某液体的平均原子间距。
3．如何认识液态金属结构的“长程无序”和“近程有序”？试举几个实验例证说明液态金属或合金结构的近程有序（包括拓扑短程序和化学短程序）。
答：（1）长程无序是指液体的原子分布相对于周期有序的晶态固体是不规则的，液体结构宏观上不具备平移、对称性。
近程有序是指相对于完全无序的气体，液体中存在着许多不停“游荡”着的局域有序的原子集团（2）说明液态金属或合金结构的近程有序的实验例证①偶分布函数的特征对于气体，由于其粒子（分子或原子）的统计分布的均匀性，其偶分布函数g(r)在任何位置均相等，呈一条直线g(r)=1。
晶态固体因原子以特定方式周期排列，其g(r)以相应的规律呈分立的若干尖锐峰。
而液体的g(r)出现若干渐衰的钝化峰直至几个原子间距后趋于直线g(r)=1，表明液体存在短程有序的局域范围，其半径只有几个原子间距大小。
材料成型原理第四章答案
第四章1． 何谓结晶过程中的溶质再分配它是否仅由平衡分配系数K 0所决定当相图上的液相线和固相线皆为直线时，试证明K 0为一常数。
答：结晶过程中的溶质再分配：是指在结晶过程中溶质在液、固两相重新分布的现象。
溶质再分配不仅由平衡分配系数K 0决定 ，还受自身扩散性质的制约，液相中的对流强弱等因素也将影响溶质再分配。
当相图上的液相线和固相线皆为直线时K 0为一常数，证明如下：如右图所示：液相线及固相线为直线，假设其斜率分别为m L 及m S ，虽然C *S 、C *L 随温度变化有不同值，但L m S m L S m T T m T T C C K /)(/)(0****--===SL m m =常数， 此时，K 0与温度及浓度无关，所以，当液相线和固相线为直线时，不同温度和浓度下K 0为定值。
2．B 开始凝固。
温度梯度大到足以使固-液界面保持平面生长。
假设固相无扩散，液相均匀混合。
试求：①α相与液相之间的平衡分配系数K 0；②凝固后共晶体的数量占试棒长度的百分之几③凝固后的试棒中溶质B 的浓度沿试棒长度的分布曲线。
解：（1）平衡分配系数K 0 的求解：由于液相线及固相线均为直线不同温度和浓度下K 0为定值，所以：如右图，当T=500℃时，K 0 =**L C C α=%60%30=0.5 K 0即为所求 α相与液相之间的 平衡分配系数.（2）凝固后共晶体的数量占试棒长度的百分数的计算:由固相无扩散液相均匀混合下溶质再分配的正常偏析方程代入已知的*L C = 60％ , K 0 = 0.5, C 0= C B =40%可求出此时的L f = 44.4％由于T=500℃为共晶转变温度,所以此时残留的液相最终都将转变为共晶组织,所以凝固后共晶体的数量占试棒长度的百分数也即为44.4％.（3）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)如下:3． 在固相无扩散而液相仅有扩散凝固条件下，分析凝固速变大（R 1→R 2，且R 2＞R 1）时，固相成分的变化情况，以及溶质富集层的变化情况。
材料成型基本原理完整版
第一章：液态金属的结构与性质1雷诺数Re：当Re>2300时为紊流，Re<2300时为层流。
Re=Du/v=Duρ/η，D为直径，u 为流动速度，v为运动粘度=动力粘度η/密度ρ。
层流比紊流消耗能量大。
2表面张力：表面张力是表面上平行于切线方向且各方向大小相同等的张力。
润湿角：接触角为锐角时为润湿，钝角时为不润湿。
3压力差：当表面具有一定的曲度时，表面张力将使表面的两侧产生压力差，该压力差值的大小与曲率半径成反比，曲率半径越小，表面张力的作用越显著。
4充型能力：充型过程中，液态金属充满铸型型腔，获得形状完整轮廓清晰的铸件的能力，即液态金属充型能力。
5长程无序、近程有序：液体的原子分布相对于周期有序的晶态固体是不规则的，液体结构宏观上不具备平移、对称性，表现出长程无序特征；而相对于完全无序的气体，液体中存在着许多不停游荡着的局域有序的原子集团，液体结构表现出局域范围内的近程有序。
拓扑短程序：Sn Ge Ga Si等固态具有共价键的单组元液体，原子间的共价键并未完全消失，存在着与固体结构中对应的四面体局域拓扑有序结构。
化学短程序：Li-Pb Cs-Au Mg-Bi Mg-Zn Mg-Sn Cu-Ti Cu-Sn Al-Mg Al-Fe等固态具有金属间化合物的二元熔体中均有化学短程序的存在。
6实际液态金属结构：实际金属和合金的液体由大量时聚时散、此起彼伏游动着的原子团簇空穴所组成，同时也含有各种固态液态和气态杂质或化合物，而且还表现出能量结构及浓度三种起伏特征，其结构相对复杂。
能量起伏：液态金属中处于热运动的原子的能量有高有低，同一原子的能量也在随时间不停的变化，时高时低，这种现象成为能量起伏。
结构起伏：由于能量起伏，液体中大量不停游动的局域有序原子团簇时聚时散，此起彼伏而存在结构起伏。
浓度起伏：游动原子团簇之间存在着成分差异，而且这种局域成分的不均匀性随原子热运动在不时发生着变化，这一现象成为浓度起伏。
材料成型第四章课程PPT课件
❖ （三）压制成形
❖ 1、钢模压制：指在常温下，用机械式压力机或液 压机，以一定的比压将钢模内的松装粉末成形为压 坯的方法。
❖ 2、流体等静压制：利用高压液体同时从各个方向 对粉末材料施加压力而成形的方法。
❖ 3、三向压制：综合了单向钢模压制和等静压制的 特点。这种方法得到的压坯密度和强度超过用其他 成形方法得到的压坯。它它适用于成形形状规则的 零件，如圆柱形、正方形、长方形等。
3
❖ 一、粉末冶金发展现状 ❖ （一）粉末冶金产业发展现状
现代粉末冶金产业主要起源于20世纪初。
❖ （二）粉末冶金技术发展现状
4
❖ 二、粉末压制成形过程
❖ 粉末压制是用金属粉末做成原料，经压制成 形后烧结而制造各种类型的零件和产品的方 法。其特点是：
❖ 1、能够生产出其他方法不能或很难制造的制 品。
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❖ （三）多孔性材料及摩擦材料
❖ 1、多孔性材料
❖ 多孔性材料制品有过滤器、热交换器、触媒 以及一些灭火装置等。过滤器是最典型的制 品，主要用来过滤燃料油、交换空气、以及 化学工业上过滤液体与气体等。常使用的粉 料有青铜、镍、不锈钢等。
❖ 2、摩擦材料
❖ 摩擦材料用来制作刹车片、离合器片等，用 于制动与传递扭矩。
第四章
粉末压制和常用复合 材料成形过程
1
❖ 美国金属粉末工业联合会（MPIF）将粉末冶 金定义为：
❖ 制造金属（或无机非金属）粉末和利用金属 （或无机非金属）粉末生产大块材料和一定形 状零件的方法。
❖ （The arts Of producing metal powders and Of the utilization Of metal powders for the production of massive materials and shaped objects）。
材料成形原理第4章
这一章将介绍材料成形原理的基本概念和常见的成形方法。我们将了解压力 成形、热成形、等温成形、冷成形、爆炸成形和挤压成形等不同的成形技术， 并探讨它们在各个领域的应用。
原理介绍
材料成形原理是指通过施加外力对材料进行塑性变形的过程。根据不同的成 形方式和特性，我们可以选择适合的成形方法来获得理想的产品。
挤压成形
将材料通过模具挤压成型，如挤压铝型材、挤 压塑料管等。
应用领域
1 汽车制造
材料成形在汽车制造中起着重要的作用，如 车身板件的冲压、发动机的铸造等。
2 航空航天
航空航天领域对材料成形的要求高，如钛筑工程
材料成形在建筑工程中广泛应用，如钢结构 的焊接、混凝土的浇筑等。
常见的材料成形原理
压力成形
利用外力使材料发生塑性变形，如冲压、锻造 等。
热成形
在高温下对材料进行塑性变形，如热压缩、热 挤压等。
等温成形
在恒定温度下进行材料塑性变形，如注塑成形、 压铸等。
冷成形
在常温下进行材料塑性变形，如拉拔、冷锻等。
爆炸成形
利用爆炸作用产生的冲击波对材料进行塑性变 形，常用于金属板材的成形。
4 电子行业
电子产品中的金属外壳、塑料零件等都需要 通过材料成形来制造。
案例分析
汽车制造
通过冲压技术，汽车制造商可以大规模生产各种车 身板件，提高生产效率。
航空航天
航空航天领域对材料成形技术的发展有着巨大需求， 使飞机和火箭更加轻量化。
建筑工程
通过混凝土浇筑、焊接等成形技术，建筑工程可以 高效地实现各种结构的搭建。
电子行业
电子产品中的金属外壳、塑料零件等都需要通过材 料成形来制造，以满足产品的外观和功能需求。
材料成形基本原理3版-合工大第4章答案
第四章习题解答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G L 随温度上升而下降的斜率大于固相G S 的斜率的理由。
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： VdP SdT dG +-= （1） 并根据数学上的全微分关系：dyy F dx x F y x dF xy ⎪⎪⎭⎫⎝⎛∂∂+⎪⎭⎫ ⎝⎛∂∂=),(得： dPP G dT T G dG TP ⎪⎪⎭⎫⎝⎛∂∂+⎪⎪⎭⎫ ⎝⎛∂∂= （2）比较（1）式和（2）式得： V P G S T G TP =⎪⎭⎫⎝⎛∂∂-=⎪⎭⎫ ⎝⎛∂∂,等压时dP =0 ，此时 dT T G SdT dG P⎪⎭⎫⎝⎛∂∂=-= （3）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G L 随温度上升而下降的斜率大于固相G S 的斜率的理由如下：因为液态熵大于固态熵，即： S L ＞ S S所以：＞ 即液相自由能G L 随温度上升而下降的斜率大于固相G S 的斜率 。
2、结合图4-1及式（4-6）说明过冷度ΔT 是影响凝固相变驱动力ΔG 的决定因素。
答：过冷度ΔT 是影响凝固相变驱动力ΔG 的决定因素的理由如下：右图即为图4-1其中：V G ∆表示液－固体积自由能之差T m 表示液-固平衡凝固点 从图中可以看出：T > T m 时，ΔG=Gs -G L ﹥0，此时 固相→液相T = T m 时，ΔG=Gs -G L =0，此时 液固平衡T < T m 时，ΔG=Gs -G L ＜0，此时 液相→固相所以ΔG 即为相变驱动力。
再结合（4-6）式来看， m m V T TH G ∆⋅∆-=∆（其中：ΔH m —熔化潜热， ΔT )(T T m -=—过冷度）由于对某一特定金属或合金而言，T m 及ΔH m 均为定值，所以过冷度ΔT 是影响凝固相变驱动力ΔG 的决定因素 。
3. 若金属固溶体以初生相按树枝晶单向生长，且生长释放的潜热与热量导出相平衡，试分析其枝晶端部可能具有哪些类型的过冷？若金属固溶体以初生相按等轴树枝晶在熔体中生长呢？答：（1）单向生长枝晶端部存在的过冷类型有：一定有动力学过冷，因为晶体的生长必然具备动力学过冷；一定有曲率过冷，因枝晶端部曲率不可能为零（或曲率半径无穷大），所以必然存在曲率过冷；可能成分过冷，金属固溶体（意味着是合金，而不是纯金属）凝固过程具有溶质再分配（具体见第五章），在条件合适的情况下，可能会出现成分过冷；在通常的条件下（题目未强调大气压之外的附加压力），不会出现压力过冷；按照题意，生长释放的潜热与热量导出相平衡，因此不会出现热过冷。
合工大版材料成型原理课后习题参考答案(重要习题加整理)
第二章 凝固温度场P498. 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，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。
9. 对于板状对接单面焊焊缝，当焊接规范一定时，经常在起弧部位附近存在一定长度的未焊透，分析其产生原因并提出相应工艺解决方案。
解：（1）产生原因：在焊接起始端，准稳态的温度场尚未形成，周围焊件的温度较低，电弧热不足以将焊件熔透，因此会出现一定长度的未焊透。
（2）解决办法：焊接起始段时焊接速度慢一些，对焊件进行充分预热，或焊接电流加大一些，待焊件熔透后再恢复到正常焊接规范。
生产中还常在焊件起始端固定一个引弧板，在引弧板上引燃电弧并进行过渡段焊接，之后再转移到焊件上正常焊接。
第四章 单相及多相合金的结晶 P909.何为成分过冷判据?成分过冷的大小受哪些因素的影响? 答: “成分过冷”判据为:R G L ＜NLD RLL L e K K D C m δ-+-0011当“液相只有有限扩散”时，δN =∞，0C C L =，代入上式后得R G L＜000)1(K K D C m L L -( 其中: G L — 液相中温度梯度 R — 晶体生长速度 m L — 液相线斜率 C 0 — 原始成分浓度 D L — 液相中溶质扩散系数 K 0 — 平衡分配系数K )成分过冷的大小主要受下列因素的影响:1）液相中温度梯度G L , G L 越小,越有利于成分过冷 2）晶体生长速度R , R 越大,越有利于成分过冷 3）液相线斜率m L ,m L 越大,越有利于成分过冷 4）原始成分浓度C 0, C 0越高,越有利于成分过冷 5）液相中溶质扩散系数D L, D L 越底,越有利于成分过冷6）平衡分配系数K 0 ,K 0＜1时，K 0 越 小,越有利于成分过冷；K 0＞1时，K 0越大,越有利于成分过冷。
材料成型原理各章重点
第一章重点总结第一节了解即可，没有出过题。
第二节1.纯金属的液态结构（11页第三段）2.实际金属的液态结构（11页第四段第五行，从“因此，实际液态金属-----”到段末）3.名词解释温度起伏，结构起伏，能量起伏（11页三、四段中）4.13页第一段“X射线衍射-----”第三节5.影响液态金属粘度的因素（14页）（1）化学成分，难熔化合物的液体粘度较高，熔点低的共晶成分合金粘度低（2）温度，液体金属的粘度随温度的升高而降低。
（3）非金属夹杂物，非金属夹杂物使液态金属粘度增加6.粘度在材料成形过程中的意义1）对液态金属净化的影响（2）对液态合金流动阻力的影响（3）对凝固过程中对流的影响7.名词解释，表面张力（15页最下面一句“总之，一小部分---”）8.表面张力产生的原因，（16页第一段）9.影响表面张力的因素（见2005年A卷二大题1小题）第四节10.流变铸造及特点（21页第一段“即使固相体积分数达到---”至最后，及21页最后一段，22页第一段）11.半固态金属表观粘度的影响因素（21页2 3 4段）第二章重点总结1铸造概念（22页第一段第一句）第一节2.液态金属充型能力和流动性有何本质区别（见2006年A卷第2题）3.两种金属停止流动机理（1）纯金属和窄结晶温度范围合金的停止流动机理（22页最后一段）（2）款结晶温度范围合金停止流动机理（23页第二三段）4.影响充型能力的因素及促进措施（1）金属性质方面的因素1.合金成分2.结晶潜热3.金属比热容4液态金属粘度5表面张力（2）铸型性质方面的因素1铸型蓄热系数，蓄热系数越大，铸型的激冷能力就越强2.铸造温度（3）浇注条件方面因素1.浇注温度2充型压头3浇注系统结构（4）铸件结构方面因素1折算厚度2铸件复杂程度（每点后最好总结一句话）第二节5.金属凝固过程中的流动（第二节1、2段）第三节6.了解存在三种传热；对流传热，传导传热，辐射传热即可第四节7.了解存在三种计算凝固时间的方法1理论计算法2平方根定律3折算厚度法即可第三章重点第一节1为什么过冷是液态合金结晶的驱动力（见2006年A卷第1题）2. 何为热力学能障和动力学能障？凝固过程中是如何克服这两个能障的？（见2005年D卷第3题）第二节 3.形核条件(40页第一段)4.名词解释，匀质形核，非匀质形核（41页最上部）5，2007年B卷第1题6.记住公式3-17 7.2006年A卷第3题第三节8.晶体宏观长大方式晶体宏观长大方式取决于界面前方液体中的温度分布，即温度梯度（1）平面方式长大固-液界面前方液体中的温宿梯度大于0，液相温度高于界面温度，称为正温度梯度分布。
材料成型原理大纲
《材料成型原理》教学大纲（Principle of Materials Forming）课程代码：31060220学位课程/非学位课程：学位课学时/学分：60/4先修课程：《金属工艺学》、《金属学及热处理》等适用专业：材料成型及控制课程简介：本课程是材料成型及控制工程专业本科生的理论基础课程，着重运用所学的基础理论及专业基础理论知识阐明液态成形、塑性成形和连接成形等基本材料成形技术的内在规律和物理本质，突出共性，同时也兼顾个性，既包括过去教材《铸件形成理论》、《金属塑性成形原理》和《金属焊接冶金原理》的基础内容，又引入近代有关的新成果。
一、教学目标1、知识水平教学目标本课程的目的是阐明液态金属的性质、铸件及焊接件形成中的基本凝固理论，凝固过程中铸件与铸型的热交换特点，对铸件形成过程及金属结晶理论有深入的了解；塑性加工的力学基础，对变形过程进行应力、应变分析及力能参数计算，探讨变形过程的金属流动规律；研究在熔化焊条件下，有关化学冶金和物理冶金方面的规律，为制定焊接工艺、提高焊接质量提供理论依据，为后续课程的学习奠定坚实基础。
2、能力培养目标本课程应着重运用所学过的理论知识，来分析材料成型过程中的现象、实质以及力学性质，为进一步学习材料成型工艺系列课打下坚实的理论基础。
并利用此课程对学生进行材料成型及控制工程专业综合教育作用，培养学生的综合素质、实践能力、创新意识和创新精神。
3、素质培养目标能艰苦奋斗，有踏实的科学精神、积极向上的学风和对材料成型及控制工程专业知识的喜欢及对社会的奉献精神。
二、教学重点与难点1、教学重点：液态金属的结构和性质，铸件形成过程中的基本凝固理论，对铸件宏观凝固组织的形成与控制以及金属结晶理论。
应力状态和应变状态分析,屈服准则、增量理论及其应用，力能参数计算方法的原理及应用。
焊接件形成过程中的基本凝固理论，焊接过程中内应力及冶金缺陷分析。
2、教学难点：铸件形成过程中的基本凝固理论及温度场。
材料成型原理
• 相组成的影响 单相组织塑性好；多相组织塑性差（晶界、
晶内；硬相、软相） 。
• 铸造组织的影响 铸造组织具有粗大的柱
状晶粒，具有偏析、夹杂、 气泡、疏松等缺陷，因而塑 性较差。
（三）变形温度对金属塑性的影响
• 对大多数金属而言，总的趋势是随着温度升高，塑性增加。
6、氧 在钢中溶解度很小，主要以氧化物的形式出现， 降低钢的塑性。与其它夹杂物形成共晶体，分布于晶 界处，造成钢的热脆性。
7、其它元素：主要是降低钢的塑性，提高变形抗力
合金元素对铁素体伸长率和韧性的影响
（二）组织状态对金属塑性的影响
• 晶格类型的影响 面心立方——12个滑移系，同一滑移面上3个滑移方向， 塑性最好，如铝、铜和镍等。 体心立方——12个滑移系，同一滑移面上2个滑移方向， 塑性较好，如钒、钨、钼等。 密排六方——3个滑移系，塑性最差，如镁、锌、钙等。
见下图
碳
含
量
对
碳
b
钢
力 学
性
能
的 影
响
2、磷 钢中有害杂质，在钢中有很大的溶解度，易溶 于铁素体，使钢的塑性降低，在低温时更为严重， 这种现象称为冷脆性。
此外，磷具有极大的偏析倾向，能促使奥氏体晶 粒长大。
3、硫 钢中有害物质，主要与铁形成FeS，与其它元 素形成硫化物。 硫化物及其共晶体（ Fe-FeS ），通常分布于晶 界上，在钢的锻造温度范围内会发生变形开裂，即 “热脆”现象。 在钢中加入适量锰，生成MnS，硫化锰及其共 晶体的熔点高于钢的锻、轧温度，不会产生热脆性， 从而消除硫的危害。
注：对冷加工用钢而言，含碳量应尽量低。
下面以碳钢为例，分析碳及杂质元素（P、 S、 N、 H、 o）对塑性的影响
材料成形基础原理
第一章液态金属的结构与性质1液体结构宏观上不具备平移、对称性、，表现出长程无序性；而相对于完全无序的气体，液体中存在着许多不停“游荡”着的局域有序的原子集团，液体结构表现出局域范围的进程有序。
2实际金属和合金的液体由大量时聚时散、此起彼伏游动着的原子团簇、空穴所组成，同时也含有各种固态、液态或气态杂质或化合物，而且还表现出能量、结构及浓度三种起伏特征，其结构相当复杂。
3粘度的意义：作用于液体表面的应tao大小与垂直于该平面方向上的速度梯度（dVx\dy）的比例系数。
4原子间结合力Uo越大，表面内能越大，因此表面的自由能越大，表面张力也就越大。
其熔点和沸点高，其固体和液体的表面能和表面张力也大。
5界面张力大小也可以湿润角（C塔）的大小为标志。
6固-液界面张力（西给吗）越小，cos（C塔）越趋近于1，也就是（C塔）趋近于0，这种情况是湿润的。
总之，不同物质之间结合力越大时，界面张力越小，越容易湿润，其间的接触角越小。
7液态金属表面张力通常随温度升高而下降。
8液态金属充满铸型型腔，获得形状完整、轮廓清晰的铸件能力，简称液态金属充型能力。
9液态金属流动性是液态金属的工艺性能力之一，与金属的成分、温度、杂质含量及其物理性质有关。
10 影响充型能力的因素a．金属性质方面的因素合金液的比热容、密度越大，热导率越小，停止流动前的时间越长，，故充型能力好。
b．铸型性质方面的因素湿砂型的b2是干砂型的2倍左右。
B2与造型材料的性质、型砂成分的配比、砂型的紧实度等因素有关。
c．浇注条件方面的因素浇注温度越高、充型压越大，则液态金属的充型能力越好。
d．铸件结构第二章凝固温度场1 R为铸件的折算厚度，称为“模数”。
杆状>板状>块体>球体模数最大的单元的凝固时间即为铸件的凝固时间。
2凝固过程分为逐层凝固方式与体积凝固方式和中间凝固方式。
第三章金属凝固热力学与动力学1 溶质平衡分配系数（K）实际k大小受压力、合金类别及成分、微量元素存在的影响。
材料成型原理-4.1 4.2 晶体形核
4、凝固的结晶学基础5、凝固的传热基础6、凝固过程的流体流动7、凝固金属的组织结构8、凝固过程的缺陷和对策第四章（1）由液体向晶态固体（2）由液体向非晶态固体常用工业合金或金属的凝固过程一般只涉及前者，本章主要讨论液态金属、合金的凝固过程。
第四章第五节液-第六节共晶合金的凝固第七节包晶合金的凝固第四章毕。
第四章6第四章()V G L T S T Δ=−−⋅Δ=−过冷：液体金属开始结晶的温度必须低于平衡熔点Tm ，此现象称之为过冷。
过冷度ΔT=Tm-T 。
过冷度ΔT 越大，凝固相变驱动力ΔG V 越大。
过冷度ΔT 越大，凝固相变驱动力ΔG V越大。
第五节液－固界面形貌的稳定性第六节共晶合金的凝固第七节包晶合金的凝固第四章发生形核的过程，也称z非自发形核（heterogeneous nucleation外来质点或型壁界面提供的衬底进行生核过程，亦称“异质形核”或“非均质形核工业金属凝固大都是异质生核。
第四章第四章系统自由能变化= 体积自由能的变化SLV A G V G σ+Δ⋅=ΔΔG -系统自由能变化V,A -分别为晶胚的体积和表面积σSL -晶胚的界面能ΔG V -单位体积液态金属凝固时自由能的变化10第四章凝固的结晶学基础SL V r G r G σππ23434+Δ−=ΔLS m r r T T L G σππ23434+⋅Δ−=ΔLS m r T T L r σππ23434+Δ⋅−=对于半径为r 的球形晶胚（均质生核），0=∂Δ∂r G T L T G r m LS V LS Δ=Δ−=σσ22*令，则有求得临界晶核半径：V LS G r Δ=σ2*mV T TL G Δ−=Δ因1、临界形核半径第四章TL T G r mLS V LS Δ=Δ−=σσ22*r ＜r*时，r ↑→ΔG ↑r = r*处时，ΔG 达到最大值r ＞r*时，r ↑→ΔG ↓实际上金属结晶的过冷度一般为几分之一到几十摄氏度。
材料成型原理上册第四章
三、液相只有有限扩散时的溶质再分配
凝固过程分为三个阶段： 凝固过程分为三个阶段： 最初过渡区 稳定态区 最后过渡区
x′
凝固稳定状态阶段富集层溶质分布规律（指数衰减曲线）： 凝固稳定状态阶段富集层溶质分布规律（指数衰减曲线）： 稳定状态阶段富集层溶质分布规律
CL 1− K = C 0 [1 + K0
四种单向凝固条件下的溶质分布情况示意图。 四种单向凝固条件下的溶质分布情况示意图。
第四章 单相及多相合金的结晶 10
第二节 合金凝固界面前沿 的成分过冷
一、“成分过冷”条件和判据 成分过冷”
二、“成分过冷”的过冷度 成分过冷”
第四章 单相及多相合金的结晶
11
一、“成分过冷” 一、“成分过冷”条件和判据
第四章 单相及多相合金的结晶
1
第一节 凝固过程溶质再分配 第二节 合金凝固界面前沿的成分过冷 第三节 “成分过冷”对合金单相固溶体 结晶形态的影响 第四节 共晶合金的凝固
第四章 单相及多相合金的结晶
2
第一节 凝固过程溶质再分配
以从一端开始凝固的棒状亚共晶合金为例， 以从一端开始凝固的棒状亚共晶合金为例，分别讨论在下 述四种凝固条件下，铸件凝固过程中溶质的分布变化。 述四种凝固条件下，铸件凝固过程中溶质的分布变化。
第四章 单相及多相合金的结晶
19
三、成分过冷作用下的胞状组织 的形成及其形貌
胞状界面的成分过冷区的宽度约在0.0l一0.1cm之间，随 一 之间， 胞状界面的成分过冷区的宽度约在 之间 着成分过冷的增大，发生： 着成分过冷的增大，发生：
沟
槽
不规则的胞状界面
狭长的胞状界面
规则胞状态
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L
S
L
图 从柱状枝晶的外生生长转变为 等轴枝晶的内生生长
树枝晶形态：在液体内部自由形核生长，从自由能的角度看 应该是球体。但为什么又成为树枝晶的形态呢？ 在近平衡状态下,多面体的棱角前沿液相中的溶质浓度梯 度较大,其扩散速度较快；而大平面前沿液相中溶质梯度较小, 其扩散速度较慢；这样棱角处晶体长大速度大,平面处较小, 近于球形的多面体逐渐长成星形,从星形再生出分枝而成树枝 状。 宏观上，平面生长、胞状生长和柱状树枝晶生长都属于晶 体自形壁生核，然后由外向内单向延伸的生长方式，称为外 生生长。而等轴晶是液体内部自由生长的，称为内生生长。
热平衡方程导出 ：
GS S GLL vL
所以：
GS S GL L v L
式中 λS，λL — 固、液两相的导热系数； ρ，L — 合金的密度和结晶潜热。 单相合金晶体生长中同时受到传热和传质过程的影响，要保持 平界面生长方式，温度梯度要高，而生长速度要低。合金的性 质也有影响，C0和 愈大，k偏离1愈远，DL愈大，界面愈趋 向于平面生长。
图
立方晶系枝晶的生长方向
a）小平面生长
b）非小平面生长
（2）枝晶间距取决于潜热的散热条件，即冷却速度 一次枝晶间距：
d1 A1G
1 3
1/ 2 1/ 2 L
v
3
二次枝晶间距： 或
d 2 A2 (ts )
1 3
1
d 2 A2 T GL R
1
3
枝晶间距指的是相邻同次枝晶之间的垂直距离。主轴 间距为d1，二次分枝间距为d2，三次分枝间距为d3。在树 枝晶的分枝之间，充填着溶质含量高的晶体，产生溶质 偏析，导致材质或形成产品的性能降低。
非规则共晶：金属－非金属（非小平面－小平面）相 非金属－非金属（小平面－小平面）相
小平面相生长的各相异性，导致共晶晶 体的形状不规则
根据凝固条件 又可分为自由共晶 和 定向共晶两种
定向共晶是组成共晶的两相沿特定的方向耦合 生长形成的一维共晶组织。 自由共晶 与等轴晶凝固相似，耦合地向四周生 长形成共晶团。
1 k 0 vx / D Tx T0 mC0 ( e ) k0
x=0时， x=∞时，
Tx 0 T0
mC0 (1 k0 ) T1 k0
Tx T0
2、成分过冷的形成——内因＋外因（冷却速度）
成分过冷度（ΔTK很小，可忽略）：
TC Tx (T1 Gx)
合金原始成分C0，平衡结晶温度T0，液相线斜率m
T0 T x m C x C0
Tx T0 m(Cx C0 )
Tx T0 m(Cx C0 )
液相中只有扩散时：
1 K0 v Cx C0 1 exp K0 DL
L
x
3、较宽成分过冷区的柱状树枝晶生长
随着界面前方成分过冷区加宽， 凸起晶胞将向熔体伸展更远； 原来胞晶抛物状界面逐渐变得 不稳定。晶胞生长方向开始转 向优先的结晶生长方向，胞晶 的横向也将受晶体学因素的影 响而出现凸缘结构，当成分过 冷加强时，凸缘上又会出现锯 齿结构即二次枝晶.
dTL(x)/dx x=0 T1 GL TL(x)
1、无成分过冷的平面生长 平面生长的条件：
GL mC0 1 K 0 v DL K0
T1
dTL(x)/dx x=0 GL TL(x)
GS T2 S L
Δ TK
图 界面前方无成分过冷时 平面生长 a）局部不稳定界面 b）最终稳定界面
(a) 局部不稳定界面
S
L
(b) 最终稳定界面
稳定界面的推进速率即晶体的生长速率 v 可由界面上
二．共晶转变
共晶成分的合金结晶时，两相趋向同时析出，但总是有先
有后，通常先析出一个相，再在其表面析出另一相，形成共 同的生长界面，然后共同生长。共同生长的界面称为共生界 面。形成共生界面的过程，是共晶合金的生核过程。两相共 同生长称为共生生长。
三、共晶组织特点与共晶共生区
1、二元共晶凝固组织特点 （1）生长方式不同，可将共晶分为规则共晶和非规则共晶。 （2）规则共晶中两个共晶相以层片状或棒状生长，形成 规则结构。 金属相－金属相，金属－金属间化合物， （非小平面－非小平面相）（粗糙界面）
一．共晶合金液态结构的特点 对固溶体单相合金：接近熔点时，在液态下主要存在一种 A游动原子集团，溶质原子B则分布于A原子集团内及集团之 间的空穴中。溶有B的A原子集团内的原子排列方式与固溶体 相似，因此可以由原子集团生长为固溶体的晶核。 共晶合金结晶时，液体中能同时析出两种固相，有理由推 测它在液体时必然存在两种排列方式类似两个共晶相的原子集 团。这种设想已为液态共晶品合金的X射线衍射所证实。
产生“成分过冷”必须具备两个条件： 一是固-液界面前沿溶质的富集引起成分再分配； 二是固-液界面前方液相的实际温度分布，或温度分布梯度GL必 须达到一定的值。
成分过冷的条件：
1 k 0 vx / D Tx T0 mC0 ( e ) k0
L
dTL ( x) GL dx'
x 0GS T2 SΔ源自TKLSL
图
S L
柱状枝晶生长过程
生长
热 流
成分过冷区加宽 (a) (b) (c) (d)
胞状生长向枝晶生长的转变
将出现二次枝晶的胞晶称为胞状树枝晶，或柱状树枝晶。 如果成分过冷区足够宽，二次枝晶在随后的生长中又会在 其前端分裂出三次枝晶。
(100)
4、宽成分过冷区的自由树枝晶生长
3、成分过冷的本质
（1）溶质富集使平衡结晶温度大为降低，减小了 实际过冷度，甚至阻碍晶体生长。 （2）成分过冷使界面不稳定，将不能保持平面。
纯金属在正温度梯度下,为平面生长方式,在负温度梯度 下为枝晶生长方式 . 对合金,在正温度梯度下且无成分过冷时，同纯金属一样， 界面为平界面形态；在负温度梯度下，也与纯金属一样,为树 枝状。但合金的树枝状生长还与溶质再分配有关。 但合金在正的温度梯度时，合金晶体的生长方式还会由 于溶质再分配而产生多样性：当稍有成分过冷时为胞状生长 ，随着成分过冷的增大（即温度梯度的减小），晶体由胞状 晶变为柱状晶、柱状枝晶和自由树枝晶（等轴枝晶）。
在1600℃下对纯Fe-C合金进行X线及中子衍射，发现： 当碳量低于1.8％时，随着碳量的增加，Fe原子间距从纯铁的 2.60A逐渐增加到2.67A，类似于固溶的效果。当碳量高于1.8 ％时，再增加碳量，Fe原子间距不再增大。这相当于碳量超 过E点，合金由固溶体型转为共晶型后，Fe原子集团中溶碳 量不再明显增加，多余的碳除在空穴中外，便以另一相的原 子集团存在。由于Fe-C合金中高碳相有两种，多余碳的存在 方式有类似石墨的C原子集团及类似Fe3C的富C原子集团， 这是Fe-C合金的特点。
2、窄成分过冷区的胞状生长
T1 dTL(x)/dx x=0 GL TL(x)
GL mC0 1 K 0 v DL K0
(a) GS T2 Δ TK
S
L
(b)
溶质汇集区
S
L
(c)
图 a）窄成分过冷区的形成 b）平界面在成分过冷作用下 失去稳定 c）稳定的胞状界面形态的形 成
对宏观平坦的界面，产生的任何凸起，都必将面临较 大的过冷，而以更快的速度向前长大。同时不断向周围的 熔体中排出多余的溶质，凹陷区域溶质浓度增加得更快， 因凹陷区域的溶质向熔体扩散比凸起部分更困难。凸起部 分快速生长的结果，导致凹陷部分溶质进一步浓集。 溶质富集降低了凹陷区熔体的过冷度，从而抑制凸起 晶体的横向生长。凸起晶体前端的生长受成分过冷区宽度 的限制，不能自由地向前伸展。 当由于溶质的富集，而使界面各处的液相成分达到相 应温度下的平衡温度时，界面形态趋于稳定。 在窄成分过冷区的作用下，不稳定的宏观平坦界面就 转变成一种稳定的、由许多近似于旋转抛物面的凸出圆胞 和网络状凹陷的沟槽所构成的新的界面形态，这种形态称 为胞状晶。以胞状向前推进的生长方式，称为胞状晶生长 方式。
GL mC0 1 K 0 v DL K0
成分过冷的过冷度:
TC Tx (T1 Gx)
mLC0 (1 k0 ) v TC [1 exp( x)] GL x k0 DL TCmax mLC0 (1 k0 ) GL DL vmLC0 (1 k0 ) [1 ln ] k0 v GL DL k0
5、树枝晶的生长方向和枝晶间距 （1）立方晶系<100>晶向生长 密排六方为（1010）方向生长 对于小平面生 长的枝晶结构，其 生长表面均为慢速 生长的密排面；对 于非小平面生长的 粗糙界面的非晶体 学性质与其枝晶生 长中的鲜明的晶体 学特征尚无完善的 理论解释
体心立方为<110>晶向
(110) (110) a) <100> (111) (111) (110) (111) (111) <100> b) <100> (111) (111) <100>
在所有情况下，过冷度增大，则共生区变宽。 共生区的对称与否可能与相的析出倾向及生长速度有关。
实际共晶共生区
图6-3 非小平面－非小平面共晶共生区
* 合金只要过冷在共生区内结晶，两个相便能共生生长， 所得组织为共生共晶，其特点为两相交途紧密掺合。 * 共晶成分的剩余液体也可能不采取共生生长的方式结晶 ，而是两相各自独立生长，所得的组织中没有共生共晶的特 征。这种两相不是以共同的界面生长的方式称为离异生长， 所得的组织称为离异共晶。
v 图5-9 C0、GL/v 对单相合金晶体形貌的影响
各种晶体形貌间的关系如图所示。平面晶是溶质浓度 C0=0的特殊情况。溶质浓度一定时，随着GL的减小和v的增 大；或GL和V一定时，随着C0的增大，晶体形貌由平面晶依 次转变成胞状晶、胞状树枝晶、柱状树枝晶和等轴树枝晶。