根据
K R =
τ 与 1
1
A V R =
所以凝固时间依次为： t 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：
图1 铸件在砂型中凝固时的温度分布曲线
图2 铸件在金属型中凝固时的温度分布曲线
t=0.02h t=0.0h
热物性 材料 导热系数λ W/(m·K) 比热容C J/(kg·K) 密度ρ kg/m 3 热扩散率a m 2/s 结晶潜热 J/kg 纯铝 212 1200 2700 6.5?10-5 3.9?105 砂型
0.739
1840
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τ-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：
2
222ρλc b =，=1475 ，
()()[]
S i T T c L T T b K -+ρπ-=
10112022 = 0.9433 (m s m/
)
根据公式
K
ξ
τ=
计算出不同时刻铸件凝固层厚度s 见下表,
τ
ξ-曲线见图3。
τ (s) 0 20 40 60 80 100 120 ξ (mm)
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： 取ξ ＝10 mm ， 代入公式解得： τ=112.4 (s) ； 利用“折算厚度法则”计算铸件的完全凝固时间：
11A V R = = 8.824 (mm) 2
??? ??=K R τ = 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(min cm/) 对A 有：R A = V A ／A A =1.23cm
图3 τξ-关系曲线
60
120
τA=R A2／K A2=2.9min
对B有: R B= V B／A B=1.33cm
τB=R B2／K B2=3.4min
对C有：R C= V C／A C=1.2cm
τC=R C2／K C2=2.57min
对D有：R D= V D／A D=1.26cm
τD=R D2／K D2=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，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。
8. 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。
第三章金属凝固热力学与动力学
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。并结合图3-1及式（3-6）说明过冷度ΔT是影响凝固相变驱动力ΔG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：
VdP
SdT
dG+
-
=
（1）
并根据数学上的全微分关系：
dy
y
F
dx
x
F
y
x
dF
x
y
??
?
?
?
?
?
?
+
?
?
?
?
?
?
?
=
)
,
(
得：
dP
P
G
dT
T
G
dG
T
P
?
?
?
?
?
?
?
+
?
?
?
?
?
?
?
=
（2）
比较（1）式和（2）式得：
V
P
G
S
T
G
T
P
=
?
?
?
?
?
?
?
-
=
?
?
?
?
?
?
?
,
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。
A A A A
B
B
C C
C
C
D
D
D
(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 。
(3)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3-1 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（3-6）式来看，
m
m V T T
H 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 。
怎样理解溶质平衡分配系数K 0的物理意义及热力学意义？ 答：（1）K 0的物理意义如下：
溶质平衡分配系数K 0定义为：特定温度T*下固相合金
成分浓度C *S 与液相合金成分浓度C *
L 达到平衡时的比值：
K 0 =
**L
S
C C
K 0＜1时，固相线、液相线构成的张角朝下，K 0越小，
固相线、液相线张开程度越大，开始结晶时与终了结晶时的固相成分差别越大，最终凝固组织的成分偏析越严重。
K 0＞1时，固相线、液相线构成的张角朝上，K 0越大，
固相线、液相线张开程度越大，开始结晶时与终了结晶时的固相成分差别越大，最终凝固组织的成分偏析越严重。
（2）K 0的热力学意义如下：
根据相平衡热力学条件，平衡时溶质在固相及液相中化学位相等
)()(T T S i L i μμ=
L
P
T G ??? ????S
P
T G ??? ???? K 0＜1
C 0K 0
C 0/K 0
T
C
*S
C
*L
C 0
C ，%
T
*
平衡分配系数K O 的物理意义
经推导
]
)
()(exp[
**0RT
T T f f C C K S oi L oi S
i L i L
S μμ-=
=
（1）
稀溶液时，
,1==S
i L i f f 于是有：
]
)
()(exp[
**0RT
T T C C K S oi L oi L
S μμ-==
（2）
由（1）及（2）式可知溶质平衡分配系数主要取决于溶质在液、固两相中的标准化学位，对于实际合金，
还受溶质在液、固两相中的活度系数
f
影响。平衡时溶质在固
相和液相中化学位相等，即
)()(T T S
i L i μμ= 。当平衡被打破时，
)()(T T S
i L i μμ≠。欲达到新平衡，只有通过溶质扩散改变液固两相溶质组元活度，从而建立新的平衡，使
)()(T T S i L i μμ=。
3．结合图3-3及图3－4解释临界晶核半径r*和形核功ΔG*的意义，
以及为什么形核要有一定过冷度。 答：（1）临界晶核半径r*的意义如下： r ＜r*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； r ＞r*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ΔG*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ΔG≥ΔG*时，液相才开始形核。
T
ΔT 1
ΔT *
T 1
r max
r*
r
o
T m
T N r
图3-4 液态金属r°、r*与T 的关系及临界过冷度ΔT *
（2）形核必须要有一定过冷度的原因如下： 由形核功的公式：
图3-3 液相中形成球形晶胚时自由能变化
2
3316???
?
?????=?*T H T V G m m S SL σπ （均质形核）
he G *? =
4cos cos 323
1633
θθπσ+-???? ?
?????m S m LS
H T V T （非均质形核）
对某种晶体而言，V S 、
均为定值，ΔG*∝ΔT －
2，过冷度ΔT 越小，形核功ΔG*越大，ΔT→0时，ΔG*→∞，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。
4．比较式（3-14）与式（3-18）、式（3-15）与式（3-19），说明为什么异质形核比均质形核容易，以及影
响异质形核的基本因素和其它条件。
答：
V S SL ho G V r ?-
=*
σ2T
H T V m m
s SL ?????=
σ2 （3-14）
r he *=
T
H T V G V m m
S SL V S SL ??=?-
σσ22 （3-18）
2
3316???
?
?????=?*
T H T V G m m S SL ho
σπ （3-15）
*
he
G ?
4cos cos 323
1632
3
θθπσ+-???? ?
?????=
m S m LS H T V T (3-19)
（1）异质形核比均质形核容易的原因如下： 首先，从（3-14）式和(3-18)式可以看出：
非均质形核时的球缺的临界曲率半径与均质形核时的相同，但新生固相的球缺实际体积却比均质形核时的
晶核体积小得多 ，所以，从本质上说，液体中晶胚附在适当的基底界面上形核，体积比均质临界晶核体积小得多时便可达到临界晶核半径 。 再从（3-15）式和(3-19)式可以看出：
ΔG
**
??+-=
ho he
G )cos cos 32(413θθ
令 ()=θf 4cos cos 323θ
θ+-，其数值在0~1之间变化
则
ΔG *
*??=ho
he
G f )(θ
显然接触角θ大小(晶体与杂质基底相互润湿程度)影响非均质形核的难易程度。 由于通常情况下，接触角θ
远小于180o
，所以，非均质形核功ΔG *
he 远小于均质形核功ΔG *ho ，非均质形
m
m
SL
T H 、、?σ
核过冷度ΔT*比均质形核的要小得多。
综合上述几方面原因，所以异质形核比均质形核容易得多。 (2)影响异质形核的基本因素如下：
首先，非均质形核必须满足在液相中分布有一些杂质颗粒或铸型表面来提供形核基底。其次，接触角
180≠θ°， 因为当180=θ°时，*
he
G ?=ΔG ho *，此时非均质形核不起作用。
影响异质形核的其它条件：
a.基底晶体与结晶相的晶格错配度的影响。
%100?-=
N
N
c a a a δ （a N —结晶相点阵间隔，a C —杂质点阵间隔）
错配度δ越小，共格情况越好，界面张力σSC 越小，越容易进行非均质形核。 b.过冷度的影响。
过冷度越大，能促使非均匀形核的外来质点的种类和数量越多，非均匀形核能力越强。
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学条件及晶面取向。
设晶体内部原子配位数为ν，界面上（某一晶面）的配位数为η，晶体表面上有N 个原子位置只有N A 个固
相原子（
N N x A
=
），则在熔点T m 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(~
x x x x x x kT H NkT F m m S m --++-??? ???=?νη
)
1ln()1(ln )1(x x x x x ax --++-= （1）
?
?
? ???=νηαm kT H m ~
（2）
k 为玻尔滋曼常数，S T H m m ~/~
?=?f 为单个原子的熔融熵，
α被称为Jackson 因子。 通过分析比较不同α值时相对自由能与界面原子占据率可以看出：
α≤2时，ΔF S 在x =0.5（晶体表面有一半空缺位置）时有一个极小值，即自由能最低；
2＜α＜5时，ΔFS 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；
α＞5时，ΔF S 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。α非常大时，ΔF S 的两个最小值出现在x →0，x →1的地方（晶体表面位置已被占满）。
若将α=2，ν
η=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 ηα/~=?
k k 45
.012=?=，对
于一摩尔，熔融熵ΔS f =4kN A =4R （其中：N A 为阿伏加德罗常数，R 为气体常数）。由（2）式可知，熔融熵ΔS f 上升，则α增大，所以ΔS f ≤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，η/ν值取决于界面是哪个晶面族。对于密排晶面，η/ν值是高
的，对于非密排晶面，η/ν值是低的，根据式（2），η/ν值越低，α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α＜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α作为两类固-液界面结构的判据：
α≤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; α＞5 时，此时的固-液界面（晶体表面）为光滑界面;
α=2～5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。
固-液界面结构如何影响晶体生长方式和生长速度？同为光滑固-液界面，螺旋位错生长机制与二维晶核生
长机制的生长速度对过冷度的关系有何不同？ 答：（1）固-液界面结构通过以下机理影响晶体生长方式：
粗糙面的界面结构,有许多位置可供原子着落，液相扩散来的原子很容易被接纳并与晶体连接起来。由热力
学因素可知生长过程中仍可维持粗糙面的界面结构。只要原子沉积供应不成问题，可以不断地进行“连续生长”，其生长方向为界面的法线方向。
对于光滑面，由于光滑界面在原子尺度界面是光滑的，单个原子与晶面的结合较弱，容易跑走，因此，只
有依靠在界面上出现台阶，然后从液相扩散来的原子沉积在台阶边缘，依靠台阶向侧面生长（“侧面生长”）。 台阶形成的方式有三种机制：二维晶核机制，螺旋位错机制，孪晶面机制 。 固-液界面结构通过以下机理晶体影响生长速度：
对粗糙界面而言，其生长方式为连续生长，生长速度R 1与实际过冷度ΔT 成线性关系 。
2
1m m T R T H D R ????=
=μ1ΔT （D 为原子的扩散系数，R 为气体常数，μ1为常数）
对光滑界面而言 ：
二维晶核台阶生长的速度为 R 2 =
?
???
???-T b
exp 2μ （μ2、b 为常数）
螺旋位错台阶生长速度为
2
33T R ??=μ （μ3为常数）
(2)螺旋位错生长机制与二维晶核生长机制的生长速度对过冷度的关系不同点如下：
对二维晶核生长机制而言，在ΔT 不大时生长速度R 2几乎为零，当达到一定ΔT 时R 突然增加很快，其生
长曲线R~ΔT 与连续生长曲线相遇，继续增大ΔT ，完全按连续方式进行。
对螺旋位错生长机制而言 ，在过冷度不太大时，速度与ΔT 的平方成正比。在过冷度相当大时，其生长速
度与连续生长方式相重合。由于其台阶在生长过程中不会消失，生长速度比二维台阶生长要快。此外，与二维晶核台阶生长相比较，二维晶核在ΔT 小时生长速度几乎为零，而螺旋位错生长方式在小ΔT 时却已具有一定的生长速度。
第四章 单相及多相合金的结晶
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。
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
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:
图 4-43 二元合金相图
K 0＜1
C 0K 0
C 0/K 0
T
C
*S
C
*L
C 0
C
T
*
Tm
设上题合金成分为C 0=C B =10%。 )1(000)1(-*
-=K S S f C K C
证明已凝固部分(
s
f )的平均成分
S C 为
()[]
0110K
S S
S f f C C --=
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T L 与
s f 之间关系（m T 为纯
组元A 的熔点，
L
m 为液相线斜率的值）:
()1
001---=K S L m L
f C m T T
解： (a)
)1(-=ko l o l f c C
(b)
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。
60%
30%
20
56
s
f df f oC s f k c s
s
ko o o /0
)1()
1(??
????=?--[]
s
s f k f c c f o o s o s /)1(--=()[]
110K
S S
S f f C C --=)
(1m l l T T m C l
--=()
1
001---=K S L m L f C m T T
答：在固相无扩散而液相仅有扩散条件下凝固速度变大时 （1）固相成分将发生下列变化： 当凝固速度增大时，固液界面前沿的液相 和固相都将经历：稳定态→ 不稳定态→ 稳定态的过程。如右图所示，当R 2＞R 1时 在新、旧稳定状态之间，C S ＞C 0。重新 恢复到稳定时，C S 又回到C 0。R 2上升 越多，1
2/R R 越大， 不稳定区内C S 越高。
（2）溶质富集层的变化情况如下： 在其它条件不变的情况下，R 越大，在 固-液界面前沿溶质富集越严重，曲线 越陡峭。 如右图所示。
R 2越大， 富集层高度ΔC 越大，过渡 区时间（Δt ）越长，过渡区间也就越 宽。 在新的稳定状态下，富集区的面 积将减小。
A-B 二元合金原始成分为C 0=C B =2.5%，K 0=0.2，
L
m =5，自左向右单向凝固， 固相无扩散而液相仅有扩
散（D L =3×10-5cm 2/s ）。达到稳定态凝固时，求
(1)固-液界面的*
*L S C C 和；
(2)固-液界面保持平整界面的条件。
解：（1）求固-液界面的*
*L S C C 和 ：
由于固相中无扩散而液相中仅有限扩散的情况下达到稳定状态时，满足： 0
*K C C L =
，C *S = C 0
代入C 0=C B =2.5%，K 0=0.2 即可得出：
0*K C C L =
=2.0%
5.2=12.5％
C *S = C 0 = 2.5％
(2)固-液界面保持平整界面的条件 ：
当存在“成分过冷”时，随着的“成分过冷”的增大，固溶体生长方式 将 经历：胞状晶→柱状树枝晶
→内部等轴晶（自由树枝晶） 的转变过程，所以只有当不发生成分过冷时，固-液界面才可保持平整界面，即需满足
R
G L ≥
00)1(K K D C m L L -
R 2＞R 1
R 2
R 1
R 2＞R 1
代入
L
m =5，C 0=C B =2.5% ，D L =3×10-5cm 2/s ， K 0=0.2
可得出：
R
G L ≥1.67×104 ℃/cm 2s 即为所求.
在同一幅图中表示第一节描述的四种方式的凝固过程中溶质再分配条件下 固相成分的分布曲线。
答:四种方式凝固过程中溶质再分配条件下固相成分的分布曲线:
(单向凝固时铸棒内溶质的分布)
根据式（4-6），分析有效分配系数K E 的三种情况。
解:
N L
D R
L e
K K C C δ-*
-+=
)1(000
（4-6a ）
N L
D R S
e
K K K C C δ-
*-+=)1(000
（4-6b ）
有效分配系数K E 的三种情况如下:
①K E = K 0(K E 最小)：发生在
L
N
D R δ＜＜1时 ，发生在慢生长速度和最大的搅动或对流情况下，这时δ
N
很小，
相当“液相充分混合均匀”的情况。
②K E =1（K E 最大）：发生在
L
N
D R δ＞＞1时，即快生长速度凝固、或没有任何对流，δ
N 很大的情况下，相
当于“液相只有有限扩散”的情况。
③K 0＜K E ＜1：相当于液相部分混合（对流）的情况，工程实际中常在这一范围。
论述成分过冷与热过冷的涵义以及它们之间的区别和联系。
成分过冷的涵义:合金在不平衡凝固时，使液固界面前沿的液相中形成溶质富集层，因富集层中各处的合金
成分不同，具有不同的熔点，造成液固前沿的液相处于不同的过冷状态，这种由于液固界面前沿合金成分不同造成的过冷。
热过冷的涵义: 界面液相侧形成的负温度剃度，使得界面前方获得大于k T ?的过冷度。 成分过冷与热过冷的区别 :
热过冷是由于液体具有较大的过冷度时，在界面向前推移的情况下，结晶潜热的释放而产生的负温度梯度
所形成的。可出现在纯金属或合金的凝固过程中，一般都生成树枝晶。
成分过冷是由溶质富集所产生，只能出现在合金的凝固过程中，其产生的晶体形貌随成分过冷程度的不同
而不同，当过冷程度增大时，固溶体生长方式由无成分过冷时的“平面晶”依次发展为：胞状晶→柱状树枝晶→内部等轴晶（自由树枝晶）。 成分过冷与热过冷的联系:
对于合金凝固，当出现“热过冷”的影响时，必然受“成分过冷”的影响，而且后者往往更为重要。即使
液相一侧不出现负的温度梯度，由于溶质再分配引起界面前沿的溶质富集，从而导致平衡结晶温度的变化。在负温梯下，合金的情况与纯金属相似，合金固溶体结晶易于出现树枝晶形貌。
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 ＜
N
L
D R
L
L L e K K D C m δ-+-0
011
当“液相只有有限扩散”时，δN =∞，
0C C L =，代入上式后得
R G L
＜0
00)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C0,C0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K0 ,K0＜1时，K0 越小,越有利于成分过冷；K0＞1时，K0越大,越有利于成分过冷。(注:其中的G L和R 为工艺因素,相对较易加以控制; m L , C0 , D L , K0 ,为材料因素,较难控制)
10.分别讨论“成分过冷”对单相固溶体及共晶凝固组织形貌的影响？
答:“成分过冷”对单相固溶体组织形貌的影响:
随着“成分过冷”程度的增大，固溶体生长方式由无“成分过冷”时的“平面晶”依次发展为：胞状晶→柱状树枝晶→内部等轴晶（自由树枝晶）。
“成分过冷”对共晶凝固组织形貌的影响:
1)共晶成分的合金，在冷速较快时，不一定能得到100％的共晶组织，而是得到亚共晶或过共晶组织，甚至
完全得不到共晶组织；
2）有些非共晶成分的合金在冷速较快时反而得到100％的共晶组织；
3）有些非共晶成分的合金，在一定的冷速下，既不出现100％的共晶组织，也不出现初晶+共晶的情况，而是出现“离异共晶”。
11. 如何认识“外生生长”与“内生生长”？由前者向后者转变的前提是什么？仅仅由成分过冷因素决定
吗？
答:“外生生长”: 晶体自型壁生核，然后由外向内单向延伸的生长方式，称为“外生生长”。平面生长、胞状生长和柱状树枝晶生长都属于外生生长.
“内生生长”: 等轴枝晶在熔体内部自由生长的方式则称为“内生生长”。
如果“成分过冷”在远离界面处大于异质形核所需过冷度（ΔT异），就会在内部熔体中产生新的晶核，造成“内生生长”，使得自由树枝晶在固-液界面前方的熔体中出现。
外生生长向内生生长的转变的前提是:成分过冷区的进一步加大。
决定因素: 外生生长向内生生长的转变是由成分过冷的大小和外来质点非均质生核的能力这两个因素所决定的。大的成分过冷和强生核能力的外来质点都有利于内生生长并促进内部等轴晶的形成。
12. 影响枝晶间距的主要因素是什么？枝晶间距与材料的机械性能有什么关系？
答: 影响枝晶间距的主要因素:
纯金属的枝晶间距主要决定于晶面处结晶潜热散失条件，而一般单相合金的枝晶间距则还受控于溶质元素在枝晶间的扩散行为。通常采用的有一次枝晶（柱状晶主干）间距d1、和二次分枝间距d2两种。前者是胞状晶和柱状树枝晶的重要参数，后者对柱状树枝晶和等轴枝晶均有重要意义。
一次枝晶间距与生长速度R、界面前液相温度梯度G L直接相关，在一定的合金成分及生长条件下，枝晶间距是一定的，R及G L增大均会使一次间距变小。
二次臂枝晶间距与冷却速度（温度梯度G L及生长速度R）以及微量变质元素（如稀土）的影响有关。
枝晶间距与材料的机械性能:
枝晶间距越小，组织就越细密，分布于其间的元素偏析范围就越小，故越容易通过热处理而均匀化。而且，这时的显微缩松和非金属夹杂物也更加细小分散，与成分偏析相关的各类缺陷（如铸件及焊缝的热裂）也会减轻，因而也就越有利于性能的提高。
13. 根据共晶体两组成相的Jackson因子，共晶组织可分为哪三类？它们各有何生长特性及组织特点？答: 根据共晶体两组成相的Jackson因子，共晶组织可分为下列三类:
（1）粗糙-粗糙界面（非小晶面-非小晶面）共晶.
（2）粗糙-光滑界面（非小晶面-小晶）共晶.
（3）光滑-光滑界面（小晶面-小晶面）共晶.
各自何生长特性及组织特点:
第（1）类共晶，生长特性为: “共生”生长,即在共晶偶合长大时，两相彼此紧密相连，而在两相前方的液体区域存在溶质的运动, 两相有某种相互依赖关系.
组织特点为:对于有共晶成分的合金,其典型的显微形态是有规则的层片状或其中有一相为棒状或纤维状(即规则共晶);对于非共晶成分的合金，在共晶反应前，初生相呈树枝状长大，所得到的组织由初晶及共晶体所组成。
第(2)类共晶体，生长特性为: 长大过程是相互偶合的共生长大.
组织特点为: 组织较为无规则的,且容易发生弯曲和分枝.
第(3)类共晶体, 生长特性为: 长大过程不再是偶合的
组织特性为: 所得到的组织为两相的不规则混合物
14.试描述离异共晶组织的两种情况及其形成原因。
答:离异共晶组织有两种情况: “晶间偏析”和“晕圈”。
晶间偏析的形成原因如下:
(1)由系统本身的原因:
如果合金成分偏离共晶点很远，初晶相长得很大，共晶成分的残留液体很少，类似于薄膜分布于枝晶之间。
当共晶转变时，一相就在初晶相的枝晶上继续长出，而把另一相单独留在枝晶间.
(2)由另一相的生核困难所引起:
合金偏离共晶成分，初晶相长得较大。如果另一相不能以初生相为衬底而生核，或因液体过冷倾向大而使该相析出受阻时，初生相就继续长大而把另一相留在枝晶间。
晕圈的形成原因:
由两相在生核能力和生长速度上的差别所引起的,所以在两相性质差别较大的非小晶面-小晶面共晶合金中常见到晕圈组织。
15.试述非小晶面-非小晶面共生共晶组织的生核机理及生长机理，组织特点和转化条件。
答：非小晶面-非小晶面共生共晶组织的生核机理如下：
如下图（示意图可不画出）所示，晶转变开始时，熔体首先析出富A组元的α固溶体小球。α相的析出促使界面前沿B组元原子的不断富集，且为β相的析出提供了有效的衬底，从而导致β相固溶体在α相球面上的析出。在β相析出过程中，向前方的熔体中排出A组元原子，也向与小球相邻的侧面方向(球面方向)排出A原子。由于两相性质相近，从而促使α相依附于β相的侧面长出分枝。α相分枝生长又反过来促使β相沿着α相的球面与分枝的侧面迅速铺展，并进一步导致α相产生更多的分枝。交替进
材料成型基本原理第十八章答案
第十九章思考与练习 1.主应力法的基本原理和求解要点是什么？ 答：主应力法（又成初等解析法）从塑性变形体的应力边界条件出发，建立简化的平衡方程和屈服条件，并联立求解，得出边界上的正应力和变形的力能参数，但不考虑变形体内的应变状态。其基本要点如下： ⑴把变形体的应力和应变状态简化成平面问题（包括平面应变状态和平面应 力状态）或轴对称问题，以便利用比较简单的塑性条件，即 G -二=七S。对于形状复杂的变形体，可以把它划分为若干形状简单的变形单元，并近似地认为这些单元的应力应变状态属于平面问题或轴对称问题。 ⑵根据金属流动的方向，沿变形体整个（或部分）截面（一般为纵截面）切取包含接触面在 内的基元体，且设作用于该基元体上的正应力都是均布的主应力，这样，在研究基元体的力的平衡条件时，获得简化的常微分方程以代替精确的偏微分方程。接触面上的摩擦力可用库仑摩擦条件或常摩擦条件等表示。 ⑶在对基元体列塑性条件时，假定接触面上的正应力为主应力，即忽略摩擦 力对塑性条件的影响，从而使塑性条件大大简化。即有二X- J y=叙（当二X > 二y） ⑷将经过简化的平衡微分方程和塑性条件联立求解，并利用边界条件确定积分常数，求得接 触面上的应力分布，进而求得变形力。 由于经过简化的平衡方程和屈服方程实质上都是以主应力表示的，故而得名“主应力法”。 2 .一20钢圆柱毛坯，原始尺寸为-5Qmm 50mm ,在室温下镦粗至高度h=25mm 设接触表面摩擦切应力E =0.2丫。已知Y =746 ￡2Q MPa ,试求所需的变形力P和单位流动压力P O
解：根据主应力法应用中轴对称镦粗得变形力算得的公式 . Y 而本题.=0.2Y 与例题.=mk , k =—相比较得：m=0.4,因为该圆柱被压缩至 2 h=25mm 根据体积不变定理，可得r e =25 ,2 , d=50 2 ,h=25 又因为 Y = 746 ；0.2 （1 -—2 ） 15 3 .在平砧上镦粗长矩形截面的钢坯，其宽度为 a 、高度为h ,长度 l a ,若接触面上的摩擦条件符合库仑摩擦 定律，试用主应力法推导单位流动压力 P 的表 达式。 解：本题与例1平面应变镦粗的变形力相似，但又有 其不同点，不同之处在于■= U^y 这个摩擦条件，故在 2U ；二 y ^y LdX 中是一个一阶微分方程， J 算得的结果不一样，后面的答案也不 h 一样， 4 .一圆柱体，侧面作用有均布压应力 G ,试用主应力法求镦粗力 P 和单位流动压力p （见图19-36） 解：该题与轴对称镦粗变形力例题相似，但边界条件不一样，当r =r e ,二 re -J 0 而不是二re =0 ,故在例题中，求常数C 不一样: 2 . C = X e ? 2k 飞0 h 2τ ■ -y （X -X e ） 2k — h m d P = 丫（1 图 19-36
材料成型原理考试试卷B-答案
2．内应力按其产生的原因可分为 热应力 、 相变应力 和 机械应力 三种。。 11、塑性变形时不产生硬化的材料叫做 理想刚塑性材料 。 12、韧性金属材料屈服时， 密席斯屈服 准则较符合实际的。 13、硫元素的存在使得碳钢易于产生 热脆 。 14、应力状态中的 压 应力，能充分发挥材料的塑性。 15、平面应变时，其平均正应力 ｍ 等于 中间主应力 ２。 16、钢材中磷使钢的强度、硬度提高，塑性、韧性 降低 。 17、材料在一定的条件下，其拉伸变形的延伸率超过１００％的现象叫 超塑性 。 18、材料经过连续两次拉伸变形，第一次的真实应变为 １＝０.1，第二次的真实应变为 ２＝０.25，则总的真实应变 ＝0.35。 19、固体材料在外力作用下发生永久变形而不破坏其完整性的能力叫材料的 塑性 。 1、液态金属的流动性越强，其充型能力越好。 （ √ ） 2、金属结晶过程中，过冷度越大，则形核率越高。 （ √ ） 3、实际液态金属（合金）凝固过程中的形核方式多为异质形核。 （ √ ） 4、根据熔渣的分子理论，B>1时氧化物渣被称为碱性渣。 （ √ ） 5、根据熔渣的离子理论，B2>0时氧化物渣被称为碱性渣。 （√ ） 6、合金元素使钢的塑性增加，变形拉力下降。 （ × ） 7. 合金钢中的白点现象是由于夹杂引起的。 （ × ） 8 . 结构超塑性的力学特性为m k S 'ε=，对于超塑性金属m =0.02-0.2。 （ × ） 9. 影响超塑性的主要因素是变形速度、变形温度和组织结构。 （ √ ） 10．屈雷斯加准则与密席斯准则在平面应变上，两个准则是一致的。 （ × ） 11．变形速度对摩擦系数没有影响。 （ × ） 12. 静水压力的增加，有助于提高材料的塑性。 （ √ ） 13. 碳钢中冷脆性的产生主要是由于硫元素的存在所致。 （ × ） 14. 塑性是材料所具有的一种本质属性。 （ √ ） 15. 在塑料变形时要产生硬化的材料叫变形硬化材料。 （ √ ） 16. 塑性变形体内各点的最大正应力的轨迹线叫滑移线。 （ √ ） 17. 二硫化钼、石墨、矿物油都是液体润滑剂。 （ × ） 18．碳钢中碳含量越高，碳钢的塑性越差。 （ √ ） 3. 简述提高金属塑性的主要途径。 答：一、提高材料的成分和组织的均匀性 二、合理选择变形温度和变形速度 三、选择三向受压较强的变形方式 四、减少变形的不均匀性
材料成型原理试卷一B试题教(学)案答案
重庆工学院考试试卷（B） 一、填空题（每空2分，共40分） 1．液态金属本身的流动能力主要由液态金属的、和等决定。 2．液态金属或合金凝固的驱动力由提供。 3．晶体的宏观生长方式取决于固液界面前沿液相中的温度梯度，当温度梯度为正时，晶体的宏观生长方式为，当温度梯度为负时，晶体的宏观生长方式为。 5．液态金属凝固过程中的液体流动主要包括和。6．液态金属凝固时由热扩散引起的过冷称为。 7．铸件宏观凝固组织一般包括、和 三个不同形态的晶区。 8．内应力按其产生的原因可分为、和三种。 9．铸造金属或合金从浇铸温度冷却到室温一般要经历、和 三个收缩阶段。
10．铸件中的成分偏析按范围大小可分为和二大类。 二、下列各小题均有多个答案，选择最适合的一个填于横线上（每空1分，共9分）。 1.塑性变形时，工具表面的粗糙度对摩擦系数的影响工件表面的粗糙度 对摩擦系数的影响。 Ａ、大于；Ｂ、等于；Ｃ、小于； 2.塑性变形时不产生硬化的材料叫做。 Ａ、理想塑性材料；Ｂ、理想弹性材料；Ｃ、硬化材料；3.用近似平衡微分方程和近似塑性条件求解塑性成形问题的方法称 为。 Ａ、解析法；Ｂ、主应力法；Ｃ、滑移线法；4.韧性金属材料屈服时，准则较符合实际的。 Ａ、密席斯；Ｂ、屈雷斯加；Ｃ密席斯与屈雷斯加； 5.塑性变形之前不产生弹性变形（或者忽略弹性变形）的材料叫做。Ａ、理想弹性材料；Ｂ、理想刚塑性材料；Ｃ、塑性材料； 6.硫元素的存在使得碳钢易于产生。 Ａ、热脆性；Ｂ、冷脆性；Ｃ、兰脆性； 7.应力状态中的应力，能充分发挥材料的塑性。 Ａ、拉应力；Ｂ、压应力；Ｃ、拉应力与压应力；8.平面应变时，其平均正应力 ｍ中间主应力 ２。 Ａ、大于；Ｂ、等于；Ｃ、小于；
材料成型基本原理习题答案
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？答：（1）液体与固体及气体比较的异同点可用下表说明 （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
重庆理工大学材料成型原理试卷及答案
重庆理工大学考试试卷 材料成型原理（金属塑性成形部分） A 卷 共 7 页 一、填空题（每空1分，共 16 分） 1. 塑性成形中的三种摩擦状态分别是： 、 、 。 2. 物体的变形分为两部分：1） , 2) 。其中，引起 变化与球应力张量有关，引起 变化与偏应力张量有关。 3. 就大多数金属而言，其总的趋势是，随着温度的升高，塑性 。 4. 钢冷挤压前，需要对坯料表面进行 润滑处理。 5. 在 平面的正应力称主应力。该平面特点 ，主应力的方向与主剪应力方向的夹角为 或 。剪应力在 平面为极值，该剪应力称为： 。 6. 根据变形体的连续性，变形体的速度间断线两侧的法向速度分量必须 。 二、下列各小题均有多个答案，选择最适合的一个填于横线上（每空1分，共13分） 一般而言，接触面越光滑，摩擦阻力会越小，可是当两个接触表面非常光滑时，摩擦阻力反而提高，这一现象可以用哪个摩擦机理解释 。 Ａ、表面凹凸学说； Ｂ、粘着理论； Ｃ、分子吸附学说 计算塑性成形中的摩擦力时，常用以下三种摩擦条件，在热塑性变形时，常采用哪个 。 Ａ、库伦摩擦条件； Ｂ、摩擦力不变条件； Ｃ、最大摩擦条件 下列哪个不是塑性变形时应力—应变关系的特点 。 Ａ、应力与应变之间没有一般的单值关系； Ｂ、全量应变与应力的主轴重合 C 、应力与应变成非线性关系 4. 下面关于粗糙平砧间圆柱体镦粗变形说法正确的是 。 Ａ、I 区为难变形区； B 、II 区为小变形区； C 、III 区为大变形区 5. 下列哪个不是动可容速度场必须满足的条件 。 Ａ、体积不变条件； Ｂ、变形体连续性条件； Ｃ、速度边界条件； D 、力边界条件 6. 韧性金属材料屈服时， 准则较符合实际的。 Ａ、密席斯； Ｂ、屈雷斯加； Ｃ密席斯与屈雷斯加； 7. 塑性变形之前不产生弹性变形（或者忽略弹性变形）的材料叫做 。 Ａ、理想弹性材料； Ｂ、理想刚塑性材料； Ｃ、塑性材料； 8. 硫元素的存在使得碳钢易于产生 。 Ａ、热脆性； Ｂ、冷脆性； Ｃ、兰脆性； 9. 应力状态中的 应力，能充分发挥材料的塑性。 Ａ、拉应力； Ｂ、压应力； Ｃ、拉应力与压应力； 10. 根据下面的应力应变张量，判断出单元体的变形状态。 ??????????=80001000010ij σ ??????????--=4-0001-2027-ij σ ????? ?????=10000000020-ij σ （ ） （ ） （ ） A 、平面应力状态； B 、平面应变状态； C 、单向应力状态； D 、体应力状态 11. 已知一滑移线场如图所示，下列说法正确的是： 。 A 、C 点和B 点的ω角相等，均为45°； B 、如果已知B 、 C 、 D 、 E 四点中任意点的平均应力，可以求解其他三点的平均应力； C 、D 点和E 点ω角相等，均为-25°
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1过冷度：金属的理论结晶温度和实际结晶温度的差值 2均质形核：在没有任何外来的均匀熔体中的形核过程 3异质形核：在不均匀的熔体中依靠外来杂质或者型壁面提供的衬底进行形核的过程 4异质形核速率的大小和两方面有关，一方面是过冷度的大小，过冷度越大形核速率越快。二是和界面有关界面和夹杂物的特性形态和数量来决定，如果夹杂物的基底和晶核润湿，那么形核速率大。 5形核速率：在单位时间单位体积生成固相核心的数目 6液态成型：将液态金属浇入铸型之，凝固后获得具有一定形状和性能的铸件或者铸锭的方法 7复合材料：有两种或者两种以上物理和化学性质不同的物质复合组成一种多相固体 8定向凝固：使金属或者合金在熔体中定向生长晶体的方法 9溶质再分配系数：凝固过程当中，固相侧溶质质量分数和液相侧溶质质量分数的比值 10流动性是确定条件下的充型能力，液态金属本身的流动能力叫做流动性 11液态金属的充型能力是指液态金属充满铸型型腔获得完整轮廓清晰的铸件能力 影响充型能力的因素：（1）金属本身的因素包括金属的密度、金属的比热容、金属的结晶潜热、金属的粘度、金属的表面力、金属的热导率金属的结晶特点。（2）铸型方面的因素包括铸型的蓄热系数、铸型的温度、铸型的密度、铸型的比热容、铸型的涂料层、铸型的透气性和发气性、铸件的折算厚度（3）浇注方面的因素包括液态金属的浇注温度、液态金属的静压头、浇注系统中的压头总损失和。12影响液态金属凝固过程的因素：主要因素是化学成分冷却速度是影响凝固过程的主要工艺因素液态合金的结构和性质以及冶金处理（孕育处理、变质处理、微合金化）等对液态金属的凝固也有重要影响 13液态金属凝固过程当中的液体流动主要包括自然对流和强迫对流，自然对流是由于密度差和凝固收缩引起的流动，由密度差引起的对流成为浮力流。凝固过程中由传热。传质和溶质再分配引起液态合金密度的不均匀，密度小的液相上浮，密度大的下沉，称为双扩散对流，凝固以及收缩引起的对流主要主要产生在枝晶之间，强迫对流是由液体受到各种方式的驱动力产生的对流，例如压力头。机械搅动、铸型震动、外加磁场。 14铸件的凝固方式：层状凝固方式（动态凝固曲线之间的距离很小的时候）、体积凝固方式（动态凝固曲线之间的距离很大的时候）、中间凝固方式（介于中间情况的时候）、 15影响铸件凝固方式的因素有二：一是合金的化学成分，二是铸件断面上的温度梯度。 16热力学能障动力学能障：热力学能障是右被迫处于高自由能过度状态下的界面原子产生的他能直接影响系统自由能的大小，动力学能障是由于金属原子穿越界面过程引起的，他与驱动力的大小无关，而仅仅取决于界面的结构和性质，例如激活自由能。单从热力学条件来看，液相的自由能已经大于固相的自由能，固相为稳定相，相变应该没有能障，但是要想液相原子具有足够的的能量越过高能界面，还需动力学条件，因此液态金属凝固过程中必须克服热力学和动力学两个能障。液态金属在成分、温度、能量、上不是均匀的，即存在成分、能量、结构
材料成型基本原理期末考试总结
名词解释 1溶质平衡分配系数;特定温度T*下固相合金成分浓度C*S与液相合金成分C*L达到平衡时的比值。 2缩孔：纯金属火共晶合金铸件中最后凝固部位形成的大而集中的孔洞； 缩松:具有宽结晶温度温度范围的合金铸件凝固中形成的细小而分散的缩孔； 3沉淀脱氧：将脱氧元素（脱氧剂）溶解到金属液中以FeO直接进行反应而脱氧，把铁还原的方法。 4均质形核:形核前液相金属或合金中无外来固相质点而从液相自身发生形核的过程，所以也成“自发形核”（实际生产中均质形核是不太可能的）非均质形核:依靠外来质点或型壁界面而提供的衬底进行生核过程，亦称“异质形核”或“非自发形核”。 5.简单加载:是指在加载过程中各应力分量按同一比例增加，应力主轴方向固定不变。 6.冷热裂纹:冷裂纹是指金属经焊接或铸造成形后冷却到较低温度时产生的裂纹，热裂纹是金属冷却到固相线附近的高温区时所产生的开裂现象 7.最小阻力定律:当变形体质点有可能沿不同方向移动时，则物体各质点将沿着阻力最小的方向移动. 填空 1.动力学细化四个内容:铸型振动、超声波振动、液相搅拌、流变铸造 2.铸件宏观凝固组织一般包括表层细晶粒区、中间柱状晶区和内部等轴晶区三个不同的形态的晶区 3.细化铸件宏观凝固组织的措施有合理地控制浇注工艺和冷却条件、孕育处理、动力学细化等三个方面 4.微观偏析的两种主要类型为晶内偏析与晶界偏析，宏观偏析按由凝固断面表面到内部的成分分布，有正常偏析与逆偏析两类 5.铸造过程中的气体主要来源是熔炼过程和浇注过程和铸型 6.我们所学的特殊条件下的凝固包括快速凝固和失重条件下凝固和定向凝固 7.液态金属（合金）凝固的驱动力由过冷度提供，而凝固时的形核方式有：均质形核和非均质形核两种 8.晶体的生长方式有连续生长和台阶方式生长两种 9.凝固过程的偏析可分为：微观偏析和宏观偏析两种 10.液体原子的分布特征为:长程无序，短程有序，即液态金属原子团的结构更类似于固态金属 11.Jakson因子α可以作为固液界面微观结构的判据，凡α<=2的晶体，其生长界面为粗糙，凡α>5的晶体，其生长界面为光滑 12.液态金属需要净化的有害元素包括碳氧硫磷 13.塑形成形中的三种摩擦状态分别是干摩擦、流体摩擦、边界摩擦 14.对数应变的特点是具有真实性、可靠性、和可加性 15.就大多数金属而言，其总的趋势是随着温度的升高，塑形增加 16.钢冷挤压时，需要对胚料表面进行磷化、皂化润滑处理 选择题1.塑形变形时，工具表面粗糙度对摩擦系数的影响（A）工件表面的粗糙度对摩擦系数的影响 A大于B等于C小于 2.塑形变形时，不产生硬化的材料叫做（A）A理想塑形材料B理想弹性材料C硬化材料 3.用近似平衡微分方程和近似塑形条件求解塑形成形问题的方法称为（B）A解析法B主应力法C滑移线法 4.韧性金属材料屈服时（A）准则较符合实际的 A密席斯B屈雷斯加C密席斯与屈雷斯加 5.塑形变形之前不产生弹性变形（或者忽略弹性变形）的材料叫做（B）A理想弹性材料B理性刚塑形材料C塑形材料 6.硫元素的存在使碳钢易产生（A）A热脆性B冷脆性C兰脆性 7.应力状态中的（B）应力，能充分发挥材料的塑形A拉应力B压应力C拉应力与压应力 8.平面应变时，其平均正应力σs（B）中间主应力σz.A大于B等于C小于 9.钢材中磷使钢的强度、硬度提高，塑形、韧性（B）.A提高B降低C没有变化 简答题1.简述顺序凝固原则和同时凝固原则的优缺点和适用范围 答：（1）铸件的顺序凝固原则是采取各种措施保证铸件各部分按照距离冒口的远近，由远及近朝着冒口方
材料成形原理经典试题及答案
《材料成形基础》试卷（A）卷 考试时间：120 分钟考试方式：半开卷学院班级姓名学号 一、填空题（每空0.5分，共20分） 1. 润湿角是衡量界面张力的标志，润湿角?≥90°，表面液体不能润湿固体；2．晶体结晶时，有时会以枝晶生长方式进行，此时固液界面前液体中的温度梯度为负。3．灰铸铁凝固时，其收缩量远小于白口铁或钢，其原因在于碳的石墨化膨胀作用。 4. 孕育和变质处理是控制金属（或合金）铸态组织的主要方法，两者的主要区别在于孕育主要影响生核过程，而变质则主要改变晶体生长方式。 5．液态金属成形过程中在固相线附近产生的裂纹称为热裂纹，而在室温附近产生的裂纹称为冷裂纹。 6．铸造合金从浇注温度冷却到室温一般要经历液态收缩、固态收缩和凝固收缩三个收缩阶段。 7．焊缝中的宏观偏析可分为层状偏析和区域偏析。 8．液态金属成形过程中在附近产生的裂纹称为热裂纹，而在附近产生的裂纹成为冷裂纹。 9．铸件凝固方式有逐层凝固、体积凝固、中间凝固，其中逐层凝固方式容易产生集中性缩孔，一般采用同时凝固原则可以消除；体积凝固方式易产生分散性缩松，采用顺序凝固原则可以消除此缺陷。 10．金属塑性加工就是在外力作用下使金属产生塑性变形加工方法。
1.12．塑性变形时，由于外力所作的功转化为热能，从而使物体的温度升高的现象称为 温度效应。 2.13．在完全不产生回复和再结晶温度以下进行的塑性变形称为冷变形。 14．多晶体塑性变形时，除了晶内的滑移和产生，还包括晶界的滑动和转动。 3.15．单位面积上的内力称为应力。 4.16．物体在变形时，如果只在一个平面内产生变形，在这个平面称为塑性流平面。17．细晶超塑性时要求其组织超细化、等轴化和稳定化。18．轧制时，变形区可以分为后滑区、中性区和前滑区三个区域。19．棒材挤压变形时，其变形过程分为填充和挤压两个阶段。20．冲裁件的切断面由圆角带、光亮带、断裂带三个部分组成。 二、判断题（在括号内打“√”或“×”，每小题0.5分，共10分）1．酸性渣一般称为长渣，碱性渣一般称为短渣，前者不适宜仰焊，后者可适用于全位置焊。(√ ) 2．低合金高强度钢焊接时，通常的焊接工艺为：采取预热、后热处理，大的线能量。( x ) 3．电弧电压增加，焊缝含氮量增加；焊接电流增加，焊缝含氮量减少。(√ ) 4．电弧电压增加时，熔池的最大深度增大；焊接电流增加，熔池的最大宽度增大。( x ) 5．在非均质生核中，外来固相凹面衬底的生核能力比凸面衬底弱。( x ) 6．液态金属导热系数越小，其相应的充型能力就越好；与此相同，铸型的导热系数越小，越有利于液态金属的充型。(√ ) 7.在K0<1的合金中，由于逆偏析，使得合金铸件表层范围内溶质的浓度分布由外向内逐渐降低。(√ ) 8. 粘度反映了原子间结合力的强弱，与熔点有共同性，难熔化合物的粘度较高，而熔点较低的共晶成分合金其粘度较熔点较高的非共晶成分合金的低。 (√ ) 9．两边是塑性区的速度间断线在速端图中为两条光滑曲线，并且两曲线的距离即为速度间断线的间断值。(√ )
高分子材料成型原理题库(简化)
高分子材料加工成型原理题库 一、填空： 1．聚合物具有一些特有的加工性质，如有良好的可模塑性，可挤压性，可纺性和可延性。 正是这些加工性，正是这些加工性质为聚合物材料提供了适于多种多样加工技术的可能性。 2．熔融指数是评价聚合物材料的可挤压性这一加工性质的一种简单而又实用的方法，而螺旋流动试验是评价聚合物材料的可模塑性这一加工性质的一种简单而又实用的方法。3．在通常的加工条件下，聚合物形变主要由高弹形变和粘性形变所组成。从形变性质来看包括可逆形变和不可逆形变两种成分，只是由于加工条件不同而存在着两种成分的相对差异。 4．PS、PP、PVC、PC、HDPE、PMMA和PA分别是聚合物聚苯乙烯、聚丙烯、聚氯乙烯、聚碳酸酯、高密度聚乙烯、聚甲基丙烯酸甲酯和聚酰胺的缩写。 5．聚合物的粘弹性行为与加工温度T有密切关系，当T>Tf时，主要发生粘性形变，也有弹性效应，当Tg材料成型原理试卷一B试题及答案
. 重庆工学院考试试卷（B） 一、填空题（每空2分，共40分） 1．液态金属本身的流动能力主要由液态金属的、和等决定。2．液态金属或合金凝固的驱动力由提供。 3．晶体的宏观生长方式取决于固液界面前沿液相中的温度梯度，当温度梯度为正时，晶体的宏观生长方式为，当温度梯度为负时，晶体的宏观生长方式为。 5．液态金属凝固过程中的液体流动主要包括和。6．液态金属凝固时由热扩散引起的过冷称为。 7．铸件宏观凝固组织一般包括、和 三个不同形态的晶区。 8．内应力按其产生的原因可分为、和三种。9．铸造金属或合金从浇铸温度冷却到室温一般要经历、和三个收缩阶段。 10．铸件中的成分偏析按范围大小可分为和二大类。 二、下列各小题均有多个答案，选择最适合的一个填于横线上（每空1分，共9分）。 1.塑性变形时，工具表面的粗糙度对摩擦系数的影响工件表面的粗糙度对 摩擦系数的影响。
. Ａ、大于；Ｂ、等于；Ｃ、小于； 2.塑性变形时不产生硬化的材料叫做。 Ａ、理想塑性材料；Ｂ、理想弹性材料；Ｃ、硬化材料； 3.用近似平衡微分方程和近似塑性条件求解塑性成形问题的方法称 为。 Ａ、解析法；Ｂ、主应力法；Ｃ、滑移线法； 4.韧性金属材料屈服时，准则较符合实际的。 Ａ、密席斯；Ｂ、屈雷斯加；Ｃ密席斯与屈雷斯加； 5.塑性变形之前不产生弹性变形（或者忽略弹性变形）的材料叫做。 Ａ、理想弹性材料；Ｂ、理想刚塑性材料；Ｃ、塑性材料； 6.硫元素的存在使得碳钢易于产生。 Ａ、热脆性；Ｂ、冷脆性；Ｃ、兰脆性； 7.应力状态中的应力，能充分发挥材料的塑性。 Ａ、拉应力；Ｂ、压应力；Ｃ、拉应力与压应力； 8.平面应变时，其平均正应力 ｍ中间主应力 ２。 Ａ、大于；Ｂ、等于；Ｃ、小于； 9.钢材中磷使钢的强度、硬度提高，塑性、韧性。 Ａ、提高；Ｂ、降低；Ｃ、没有变化； 三、判断题（对打√，错打×，每题1分，共7分） 1．合金元素使钢的塑性增加，变形拉力下降。（）
材料成型基本原理课后答案
第十三章思考与练习 简述滑移和孪生两种塑性变形机理的主要区别。 答：滑移是指晶体在外力的作用下，晶体的一部分沿一定的晶面和晶向相对于另一部分发生相对移动或切变。滑移总是沿着原子密度最大的晶面和晶向发生。 孪生变形时，需要达到一定的临界切应力值方可发生。在多晶体内，孪生变形是极其次要的一种补充变形方式。 设有一简单立方结构的双晶体，如图13-34所示，如果该金属的滑移系是{100} <100>，试问在应力作用下，该双晶体中哪一个晶体首先发生滑移？为什么？ 答：晶体Ⅰ首先发生滑移，因为Ⅰ受力的方向接近软取向， 而Ⅱ接近硬取向。 试分析多晶体塑性变形的特点。 答：①多晶体塑性变形体现了各晶粒变形的不同时性。 ②多晶体金属的塑性变形还体现出晶粒间变形的相互协调性。 ③多晶体变形的另一个特点还表现出变形的不均匀性。 ④多晶体的晶粒越细，单位体积内晶界越多，塑性变形的抗力大， 金属的强度高。金属的塑性越好。 4. 晶粒大小对金属塑性和变形抗力有何影响？ 答：晶粒越细，单位体积内晶界越多，塑性变形的抗力大，金属的强度高。金属的塑性越好。 5. 合金的塑性变形有何特点？ 答：合金组织有单相固溶体合金、两相或多相合金两大类，它们的塑性变形的特点不相同。 单相固溶体合金的塑性变形是滑移和孪生，变形时主要受固溶强化作用， 多相合金的塑性变形的特点：多相合金除基体相外，还有其它相存在，呈两相或多相合金，合金的塑性变形在很大程度上取决于第二相的数量、形状、大小和分布的形态。但从变形的机理来说，仍然是滑移和孪生。 根据第二相又分为聚合型和弥散型，第二相粒子的尺寸与基体相晶粒尺寸属于同一数量级时，称为聚合型两相合金，只有当第二相为较强相时，才能对合金起到强化作用，当发生塑性变形时，首先在较弱的相中发生。当第二相以细小弥散的微粒均匀分布于基体相时，称为弥散型两相合金，这种弥散型粒子能阻碍位错的运动，对金属产生显着的强化作用，粒子越细，弥散分布越均匀，强化的效果越好。 6. 冷塑性变形对金属组织和性能有何影响？ 答：对组织结构的影响：晶粒内部出现滑移带和孪生带； 晶粒的形状发生变化：随变形程度的增加，等轴晶沿变形方向逐步伸长，当变形量很大时，晶粒组织成纤维状； 晶粒的位向发生改变：晶粒在变形的同时，也发生转动，从而使得各晶粒的取向逐渐趋于一致（择优取向），从而形成变形织构。 对金属性能的影响：塑性变形改变了金属内部的组织结构，因而改变了金属的力学性能。 随着变形程度的增加，金属的强度、硬度增加，而塑性和韧性相应下降。即产生了加工硬化。 7. 产生加工硬化的原因是什么？它对金属的塑性和塑性加工有何影响？ 答：加工硬化：在常温状态下，金属的流动应力随变形程度的增加而上升。为了使变形继续下去，就需要增加变形外力或变形功。这种现象称为加工硬化。 加工硬化产生的原因主要是由于塑性变形引起位错密度增大，导致位错之间交互作用增强，大量形成缠结、不动位错等障碍，形成高密度的“位错林”，使其余位错运动阻力增大，于是塑性变形抗力提高。 8. 什么是动态回复？动态回复对金属热塑性变形的主要软化机制是什么？ 答：动态回复是层错能高的金属热变形过程中唯一的软化机制。 对于层错能高的金属，变形位错的交滑移和攀移比较容易进行，位错容易在滑移面间转移，使异号位错互相抵消，其结果是位错密度下降，畸变能降低，达不到动态再结晶所需的能量水平。 9. 什么是动态再结晶？影响动态再结晶的主要因素有哪些？
材料成型原理试卷一B试题及答案
重庆工学院考试试卷（B） 题号一二三四五六总分总分人 分数 一、填空题（每空2分，共40分） 得分评卷人 1．液态金属本身的流动能力主要由液态金属的、和等决定。2．液态金属或合金凝固的驱动力由提供。 3．晶体的宏观生长方式取决于固液界面前沿液相中的温度梯度，当温度梯度为正时，晶体的宏观生长方式为，当温度梯度为负时，晶体的宏观生长方式为。 5．液态金属凝固过程中的液体流动主要包括和。6．液态金属凝固时由热扩散引起的过冷称为。 7．铸件宏观凝固组织一般包括、和 三个不同形态的晶区。 8．内应力按其产生的原因可分为、和三种。9．铸造金属或合金从浇铸温度冷却到室温一般要经历、和三个收缩阶段。 10．铸件中的成分偏析按范围大小可分为和二大类。 二、下列各小题均有多个答案，选择最适合的一个填于横线上（每空1分，共9分）。 1.塑性变形时，工具表面的粗糙度对摩擦系数的影响工件表面的粗糙度对 摩擦系数的影响。
Ａ、大于；Ｂ、等于；Ｃ、小于； 2.塑性变形时不产生硬化的材料叫做。 Ａ、理想塑性材料；Ｂ、理想弹性材料；Ｃ、硬化材料； 3.用近似平衡微分方程和近似塑性条件求解塑性成形问题的方法称 为。 Ａ、解析法；Ｂ、主应力法；Ｃ、滑移线法； 4.韧性金属材料屈服时，准则较符合实际的。 Ａ、密席斯；Ｂ、屈雷斯加；Ｃ密席斯与屈雷斯加； 5.塑性变形之前不产生弹性变形（或者忽略弹性变形）的材料叫做。 Ａ、理想弹性材料；Ｂ、理想刚塑性材料；Ｃ、塑性材料； 6.硫元素的存在使得碳钢易于产生。 Ａ、热脆性；Ｂ、冷脆性；Ｃ、兰脆性； 7.应力状态中的应力，能充分发挥材料的塑性。 Ａ、拉应力；Ｂ、压应力；Ｃ、拉应力与压应力； 8.平面应变时，其平均正应力 ｍ中间主应力 ２。 Ａ、大于；Ｂ、等于；Ｃ、小于； 9.钢材中磷使钢的强度、硬度提高，塑性、韧性。 Ａ、提高；Ｂ、降低；Ｃ、没有变化； 三、判断题（对打√，错打×，每题1分，共7分） 得分评卷人 1．合金元素使钢的塑性增加，变形拉力下降。（）
材料成型基本原理第十八章答案
第十九章思考与练习 1．主应力法的基本原理和求解要点是什么？ 答：主应力法（又成初等解析法）从塑性变形体的应力边界条件出发，建立简化 的平衡方程和屈服条件，并联立求解，得出边界上的正应力和变形的力能参数，但不考虑变形体内的应变状态。其基本要点如下： ⑴把变形体的应力和应变状态简化成平面问题（包括平面应变状态和平面应力状态）或轴对称问题，以便利用比较简单的塑性条件，即13s σσβσ-=。对于形状复杂的变形体，可以把它划分为若干形状简单的变形单元，并近似地认为这些单元的应力应变状态属于平面问题或轴对称问题。 ⑵根据金属流动的方向，沿变形体整个（或部分）截面（一般为纵截面）切取包含接触面在内的基元体，且设作用于该基元体上的正应力都是均布的主应力，这样，在研究基元体的力的平衡条件时，获得简化的常微分方程以代替精确的偏微分方程。接触面上的摩擦力可用库仑摩擦条件或常摩擦条件等表示。 ⑶在对基元体列塑性条件时，假定接触面上的正应力为主应力，即忽略摩擦力对塑性条件的影响，从而使塑性条件大大简化。即有 x y Y x y σσβσσ-=（当＞） ⑷将经过简化的平衡微分方程和塑性条件联立求解，并利用边界条件确定积分常数，求得接触面上的应力分布，进而求得变形力。 由于经过简化的平衡方程和屈服方程实质上都是以主应力表示的，故而得名“主应力法”。 2．一20钢圆柱毛坯，原始尺寸为mm 50mm 50?φ，在室温下镦粗至高度 h =25mm ，设接触表面摩擦切应力Y 2.0=τ 。已知MPa 74620 .0ε =Y ，试求所需的 变形力P 和单位流动压力p 。
解：根据主应力法应用中轴对称镦粗得变形力算得的公式)61(h d m Y p + = 而本题Y 2.0＝τ与例题2 ,Y k mk =＝τ相比较得：m=0.4,因为该圆柱被压缩至 h=25mm 根据体积不变定理，可得225=e r ， d=502 ,h=25 又因为Y ＝746) 15 221(2.0+ ε 3．在平砧上镦粗长矩形截面的钢坯，其宽度为a 、高度为h ，长度 l a ，若接触面上的摩擦条件符合库仑摩擦 定律，试用主应力法推导单位流动压力p 的表达式。 解：本题与例1平面应变镦粗的变形力相似，但又有 其不同点，不同之处在于y u στ＝这个摩擦条件，故在 dx h u d y y σσ 2- =中是一个一阶微分方程，y σ 算得的结果不一样，后面的答案也不 一样， 4．一圆柱体，侧面作用有均布压应力0 σ，试用主应力法求镦粗力P 和单位流动压力p (见图19-36)。 解：该题与轴对称镦粗变形力例题相似，但边界条件不一样，当e r r = ,0σσ=re 而不是0=re σ，故在例题中，求常数c 不一样： 22στ++=k x h c e 2)(2σ τσ ++-- =∴k x x h e y 图 19-36
材料成型原理(上)考试重点复习题
《材料成形原理》阶段测验 （第一章） 班级：姓名：学号成绩： 1、下图中偶分布函数g(r)，液体g(r)为c图，晶态固体g(r)为a图，气体g(r)为 b 图。 （a）（b）（c） 2、液态金属是由大量不停“游动”着的原子团簇组成，团簇内为某种有序结构，团簇周围是一些散乱无序的原子。由于“能量起伏”，一部分金属原子（离子）从某个团簇中分化出去，同时又会有另一些原子组合到该团簇中，此起彼伏，不断发生着这样的涨落过程，似乎原子团簇本身在“游动”一样，团簇的尺寸及其内部原子数量都随时间和空间发生着改变，这种现象称为结构起伏。 3、对于液态合金，若同种元素的原子间结合力F(A-A、B-B) 大于异类元素的原子间结合力F(A-B)，则形成富A及富B的原子团簇，具有这样的原子团簇的液体仅有“拓扑短程序”；若熔体的异类组元具有负的混合热，往往F(A -B)＞F(A-A、B-B)，则在液体中形成具有A-B化学键的原子团簇，具有这样的原子团簇的液体同时还有“化学短程序”。 4、液体的原子之间结合力（或原子间结合能U）越大，则内摩擦阻力越大，粘度也就越大。液 体粘度η随原子间结合能U按指数关系增加，即（公式）：?? ? ? ? ? = T U T B B k exp k 2 3 τ δ η。 5、加入价电子多的溶质元素，由于造成合金表面双电层的电荷密度大，从而造成对表面压力大，而使整个系统的表面张力增大。 6、铸件的浇注系统静压头H越大，液态金属密度 1 ρ及比热 1 C、合金的结晶潜热H ?越大，浇注温 度 浇 T、铸型温度T型越高，充型能力越强。 7、两相质点间结合力越大，界面能越小，界面张力就越小。两相间的界面张力越大，则润湿角越大，表示两相间润湿性越差。 8、铸件的浇注系统静压头H越大，液态金属密度 1 ρ及比热 1 C、 合金的结晶潜热H ?越小，浇注温度 浇 T、铸型温度T型越高， 充型能力越强。 9、右图为碱金属液态的径向分布函数RDF，请在图中标注液 态K的平均原子间距r1的位置，并以积分面积（涂剖面线）表 达液态K的配位数N1的求法。见图中标注 10、试总结原子间相互作用力、温度、原子间距、表面活性元 素对液态金属的粘度、表面张力的总体规律。（可写于背面）
材料成形原理重点及答案
一、名词解释 1 表面张力—表面上平行于表面切线方向且各方向大小相等的张力。表面张力是由于物体在表面上的质点受力不均匀所致。 2 粘度－表面上平行于表面切线方向且各方向大小相等的张力。或作用于液体表面的应力τ大小与垂直于该平面方向上的速度梯度dvx/dvy的比例系数。 3 表面自由能(表面能)－为产生新的单位面积表面时系统自由能的增量。 4 液态金属的充型能力－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，即液态金属充填铸型的能力。 5 液态金属的流动性－是液态金属的工艺性能之一，与金属的成分、温度、杂质含量及其物理性质有关。 6 铸型的蓄热系数－表示铸型从液态金属吸取并储存在本身中热量的能力。 7 不稳定温度场－温度场不仅在空间上变化，并且也随时间变化的温度场 稳定温度场－不随时间而变的温度场（即温度只是坐标的函数）： 8 温度梯度—是指温度随距离的变化率。或沿等温面或等温线某法线方向的温度变化率。 9 溶质平衡分配系数K0—特定温度T*下固相合金成分浓度CS*与液相合金成分CL*达到平衡时的比值。 10 均质形核和异质形核－均质形核(Homogeneous nucleation) ：形核前液相金属或合金中无外来固相质点而从液相自身发生形核的过程，亦称“自发形核” 。非均质形核(Hetergeneous nucleation) ：依靠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”。 11、粗糙界面和光滑界面－从原子尺度上来看，固－液界面固相一侧的点阵位置只有50％左右被固相原子所占据，从而形成一个坑坑洼洼凹凸不平的界面层。粗糙界面在有些文献中也称为“非小晶面”。 光滑界面—从原子尺度上来看，固－液界面固相一侧的点阵位置几乎全部为固相原子占满，只留下少数空位或台阶，从而形成整体上平整光滑的界面结构。也称为“小晶面”或“小平面”。 12 “成分过冷”与“热过冷”－液态合金在凝固过程中溶质再分配引起固－液界面前沿的溶质富集，导致界面前沿熔体液相线的改变而可能产生所谓的“成分过冷”。这种仅由熔体存在的负温度梯度所造成的过冷，习惯上称为“热过冷” 。 13 内生生长和外生生长－晶体自型壁生核，然后由外向内单向延伸的生长方式，称为“外生生长”。平面生长、胞状生长和柱状枝晶生长皆属于外生生长。等轴枝晶在熔体内部自由生长的方式则称为“内生生长”。 14 枝晶间距－指相邻同次枝晶间的垂直距离。它是树枝晶组织细化程度的表征。 15 共生生长－是指在共晶合金结晶时，后析出的相依附于领先相表面而析出，进而形成相互交叠的双相晶核且具有共同的生长界面，依靠溶质原子在界面前沿两相间的横向扩散，互相不断地为相邻的另一相提供生长所需的组元，彼此偶合的共同向前生长。 15离异生长－两相的析出在时间上和空间上都是彼此分离的，因而形成的组织没有共生共晶的特征。这种非共生生长的共晶结晶方式称为离异生长，所形成的组织称离异共晶。 16 孕育与变质－孕育主要是影响生核过程和促进晶粒游离以细化晶粒；而变质则是改变晶体的生长机理，从而影响晶体形
超有用的材料成型原理试卷试题及答案(精选.)
陕西工学院考试试卷（B）标准答案 一、填空题（每空2分，共40分） 1．液态金属本身的流动能力主要由液态金属的成分、温度和杂质含量等决定。2．液态金属或合金凝固的驱动力由过冷度提供。 3．晶体的宏观生长方式取决于固液界面前沿液相中的温度梯度，当温度梯度为正时，晶体的宏观生长方式为平面长大方式，当温度梯度为负时，晶体的宏观生长方式为树枝晶长大方式。 5．液态金属凝固过程中的液体流动主要包括自然对流和强迫对流。6．液态金属凝固时由热扩散引起的过冷称为热过冷。 7．铸件宏观凝固组织一般包括表层细晶粒区、中间柱状晶区和内部等轴晶区三个不同形态的晶区。 8．内应力按其产生的原因可分为热应力、相变应力和机械应力三种。9．铸造金属或合金从浇铸温度冷却到室温一般要经历液态收缩、凝固收缩和固态收缩三个收缩阶段。 10．铸件中的成分偏析按范围大小可分为微观偏析和宏观偏析二大类。 二、下列各小题均有多个答案，选择最适合的一个填于横线上（每空1分，共9分）。 1.塑性变形时，工具表面的粗糙度对摩擦系数的影响大于工件表面的粗糙 度对摩擦系数的影响。
Ａ、大于；Ｂ、等于；Ｃ、小于； 2.塑性变形时不产生硬化的材料叫做Ａ。 Ａ、理想塑性材料；Ｂ、理想弹性材料；Ｃ、硬化材料； 3.用近似平衡微分方程和近似塑性条件求解塑性成形问题的方法称为 Ｂ。 Ａ、解析法；Ｂ、主应力法；Ｃ、滑移线法； 4.韧性金属材料屈服时，Ａ准则较符合实际的。 Ａ、密席斯；Ｂ、屈雷斯加；Ｃ密席斯与屈雷斯加；5.塑性变形之前不产生弹性变形（或者忽略弹性变形）的材料叫做Ｂ。 Ａ、理想弹性材料；Ｂ、理想刚塑性材料；Ｃ、塑性材料； 6.硫元素的存在使得碳钢易于产生A。 Ａ、热脆性；Ｂ、冷脆性；Ｃ、兰脆性； 7.应力状态中的B应力，能充分发挥材料的塑性。 Ａ、拉应力；Ｂ、压应力；Ｃ、拉应力与压应力； 8.平面应变时，其平均正应力 ｍB中间主应力 ２。 Ａ、大于；Ｂ、等于；Ｃ、小于； 9.钢材中磷使钢的强度、硬度提高，塑性、韧性 B 。 Ａ、提高；Ｂ、降低；Ｃ、没有变化； 三、判断题（对打√，错打×，每题1分，共7分） 1．合金元素使钢的塑性增加，变形拉力下降。（X ）
材料成型基本原理总结
. 材料成型力学原理部分 第十四章金属塑性变形的物理基础 1、塑形成形：利用金属的塑性，使金属在外力作用下成形的一种加工方法，亦称金属塑性加工或金属压力加工。 2、金属塑性成形的优点：生产效率高、材料利用率高、组织性能亦改变、尺寸精度高。 3、塑性成形工艺：锻造、轧制、拉拔、挤压、冲裁、成型 4、金属冷塑形变形的形式：1、晶内变形：滑移和孪生2、晶间变形：晶粒间发生相互滑动和转动 5、加工硬化：在常温状态下，金属的流动应力随变形程度的增加而上升，为了使变形继续下去，就需要增加变形外力或变形功。（指应变对时间的变化率） 6、热塑性变形时金属组织和性能的变化1、改善晶粒组织2、锻合内部缺陷3、破碎并改善碳化物和非金属夹杂物在钢中的分布4、形成纤维组织5、改善偏析 7、织构的理解：多晶体取向分布状态明显偏离随机分布的取向分布结构。 8、细化晶粒：1、晶粒越细小，利于变形方向的晶粒越多2、滑移从晶粒内发生止于晶界处，晶界越多变形抗力越大 9、热塑性变形机理：晶内滑移、晶界滑移和扩散蠕变 10、塑性：不可逆变形，表征金属的形变能力 11、塑性指标：金属在破坏前产生的最大变形程度 12、影响塑性的因素：1、化学成分和合金成分对金属塑性的影响2、组织状态对金属塑性的影响3、变形温度4、应变速率5、应力状态 13、单位流动压力P：接触面上平均单位面积上的变形力 14、碳和杂质元素的影响碳：其含量越高，塑性越差；磷：冷脆；硫：热脆性；氧：热脆性；氮：时效脆性、蓝脆、气孔；氢：氢脆、白点、气孔和冷裂纹等 15、合金元素的影响：塑性降低硬度升高 16、金属组织的影响（1）晶格类型（2）晶粒度（3）相组成(4)铸造组织 17、变形温度对金属塑性的影响：对大多少金属而言，总的趋势是随着温度升高，塑性增加。但是这种增加并不是线性的，在加热的某些温度区间，由于相态或晶界状态的变化而出现脆性区，使金属的塑性降低。（蓝脆区和热脆区） 18、变形抗力：指金属在发生塑性变形时，产生抵抗变形的能力一般用接触面上平均单位面积变形力来表示，又称单位面积上的流动压力 19、质点的应力状态：变形体内某点任意截面上应力的大小和方向 20、对变形抗力的影响因素：①化学成分：纯金属和合金②组织结构：组织状态、晶粒大小和相变③变形温度④变形程度：加工硬化⑤变形速度⑥应力状态 21、金属的超塑性：细晶超塑性、相变超塑性 第十五章应力分析 1、研究塑性力学时的四个假设：①连续性假设：变形体不存在气孔等缺陷②匀质性假设:质点的组织、化学成分等相同③各向同性假设④体积不变假设 2、质点：有质量但不存在体积或形状的点 3、内力：在外力作用下，物体内各质点之间就会产生相互作用的力。 4、应力：单位面积上的内力-----求法 5、点的应力状态：指变形体内一点任意方位微小面积截面上所承受的应力状况，即应力的大小和方向（名词解释） ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? z zy zx yz y yx xz xy x σ τ τ τ σ τ τ τ σ 作用在x面上 作用在y面上 作用在z面上 作用方向为z 作用方向为y 作用方向为x 6、（名词解释）主平面：τ=0的微分面叫做主平面 7、（名词解释）主应力：主平面上作用的正应力即为主应力 8、（名词解释）应力主方向：主平面上的法线方向则称为应力主方向或应力主轴（主应力方向） 9、应力状态特征方程：0 3 2 2 1 3= - - -J J Jσ σ σ 10、应力张量不变量：、 、 11、斜微分面上的正应力和切应力： 2 3 2 2 2 1 n m lσ σ σ σ+ + =、 2 2 3 2 2 2 1 2 2 3 2 2 2 2 2 1 2) (n m l n m lσ σ σ σ σ σ τ+ + - + + =、 2 2 3 2 2 2 2 2 1 2n m l Sσ σ σ+ + = 12、判断：主切应力面上的正应力是存在的Y；主平面上没有切应力Y。 13、主切应力平面：使切应力数值达到极大值的平面，其上所作用的切应力称为主切应力。（在主轴空间中，垂直一个主平面而与另两个主平面交角为45°的平面就是主切应力平面。） 14、主剪应力和最大剪应力：剪应力有极值的切面叫做主剪应力平面，面上作用的剪应力叫做主剪应力。取应力主轴为坐标轴，则任意斜切面上的剪应力可求得： 2 2 3 2 2 2 1 2 2 3 2 2 2 2 2 1 2) (n m l n m lσ σ σ σ σ σ τ+ + - + + = 、23 2 2 2 1 n m lσ σ σ σ+ + =、223 2 2 2 2 2 1 2n m l Sσ σ σ+ + = 15、当时，是球应力状态，此时主剪应力为零，只有正应力，表明球应力状态下只有正应力作用。 16、主剪应力中绝对值最大的一个，也就是一点所有方向切面上剪应力的最大值，叫做最大剪应力,以τmax表示。如设σ1>σ2>σ3，则τmax=±(σ1-σ3)/2 应注意到，每对主剪应力平面上的正应力都是相等的。 17、应力张量=应力偏张量（形状）+应力球张量（体积）： ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? = zz yz xz zy yy xy zx yx xx ij σ τ τ τ σ τ τ τ σ σ ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? + ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? - - - = m m m m zz yz xz zy m yy xy zx yx m xx σ σ σ σ σ τ τ τ σ σ τ τ τ σ σ 18、应力张量、应力偏张量、应力球张量：、 、 （P309） 19、以受力物体内任意点的应力主轴为坐标轴，在无限靠近该点作等倾斜的微分面上，其法线与三个主轴的夹角都相等； 20、等倾面：若斜截面的法线方向与三个坐标轴的夹角相等，
