材料加工原理作业答案.docx

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材料加工原理作业答案

材料加工原理作业答案

作业

第一章液态金属的结构与性质

1、如何理解实际液态金属结构及其三种“起伏”特征？

理想纯金属液态结构能量起伏和结构起伏；实际纯金属液态结构存在大量多种分布不均匀、存在方式（溶质或化合物）不同的杂质原子；金属（二元合金）液态结构存在第二组元时，表现为能量起伏、结构起伏和浓度起伏；实际金属（多元合金）液态结构相当复杂，存在着大量时聚时散，此起彼伏的原子团簇、空穴等，同时也含有各种固态、气态杂质或化合物，表现为三种起伏特征交替；能量起伏指液态金属中处于热运动的原子能量有高有低，同一原子的能量也会随时间而不停变化，出现时高时低的现象。

结构起伏指液态金属中大量不停“游动”着的原子团簇不断分化组合，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，这样此起彼伏，不断发生着的涨落过程，似乎团簇本身在“游动”一样，团簇的尺寸及内部原子数量都随时间和空间发生着改变的现象。

浓度起伏指在多组元液态金属中，由于同种元素及不同元素之间的原子间结合力存在差别，结合力较强的原子容易聚集在一起，把别的原于排挤到别处，表现为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的现象

2、根据图1-8及式（1-7）说明动力学粘度的物理意义和影响粘度的因素，并讨论粘度在材料成形中的意义

动力学粘度的物理意义：

表示作用于液体表面的外加切应力大小与垂直于该平面方向上的速度梯度的比例系数。

是液体内摩擦阻力大小的表征

影响粘度的因素：

1）液体的原子之间结合力越大，则内摩擦阻力越大，粘度也就越高；2）粘度随原子间距δ增大而降低，与δ3成反比；3）η与温度T的关系总的趋势随温度T而下降。

（实际金属液的原子间距δ也非定值，温度升高，原子热振动加剧，原子间距随之而增大，因此η会随之下降。

）4）合金组元（或微量元素）对合金液粘度的影响，如果混合热Hm为负值，合金元素的增加会使合金液的粘度上升（Hm为负值表明异类原子间结合力大于同类原子，因此摩擦阻力及粘度随之提高）如果溶质与溶剂在固态形成金属间化合物，则合金液的粘度将会明显高于纯溶剂金属液的粘度，这归因于合金液中存在异类原子间较强的化学结合键。

通常，表面活性元素使液体粘度降低，非表面活性杂质的存在使粘度提高

粘度在材料成形中的意义：

1）粘度对铸件轮廓的清晰程度将有很大影响：

在薄壁铸件的铸造过程中，流动管道直径较小，雷诺数值小，流动性质属于层流。

此时，为提高铸件轮廓清晰度，可降低液体粘度，此时应适当提高过热度或者加入表面活性物质等；2）影响热裂、缩孔、缩松的形成倾向：

由于凝固收缩形成压力差而造成的自然对流均属于层流性质，此时粘度对流动的影响就会直接影响到铸件的质量；3）影响精炼效果及夹杂或气孔的形成：

粘度η较大时，夹杂或气泡上浮速度较小，会影响精炼效果；铸件及焊缝的凝固中，夹杂物和气泡难以上浮排除，易形成夹杂或气孔；4、影响钢铁材料的脱硫、脱磷、扩散脱氧：

而金属液和熔渣中的动力学粘度η低则有利于扩散的进行，从而有利于脱去金属中的杂质元素；5、熔渣及金属液粘度降低对焊缝的合金过渡的进行有利；6、对缩孔、缩松、晶粒大小和偏析的影响，即η愈大，铸件内部缩孔或缩松倾向增大。

另外，η大时，将使凝固过程中对流困难而造成晶粒粗化；

因素，浇注温度越高、充型压头越大，则液态金属的充型能力越好；4、铸件结构方面的因素，在铸件材质、铸型性质及浇铸条件相同的条件下，同体积铸件模数越大，由于与铸型接触的表面积小，散热较缓慢，因而液态金属的充型能力越好。

铸件结构越复杂，厚薄过渡面越多，则型腔结构越复杂，流动阻力越大，充型能力也越差。

（可以认为合金的流动性是在确定条件下的充型能力。

灰口铸铁、硅黄铜的流动性最好；铸钢的流动性最差）

6、试述液态金属停止流动的两种主要机理

液态金属停止流动机理，随金属的结晶特性（取决于结晶温度范围）可分：

①窄温度范围，在金属的过热热量未散失尽以前为纯液态流动，为第Ⅰ区，金属液继续流动，冷的前端在型壁上凝固结壳，而后的金属液是在被加热了的管道中流动，冷却强度下降。

由于液流通过Ⅰ区终点时，尚具有一定的过热度，将已凝固的壳重新熔化，为第Ⅱ区。

故，该区是先形成凝固壳，又被完全熔化。

第Ⅲ区是未被完全熔化而保留下来的一部分固相区，在该区的终点金属液耗尽了过热能量。

在第Ⅳ区，液相和固相具有相同的温度——结晶温度。

由于在该区的起点处结晶开始较早，断面上结晶完毕也较早，往往在它附近发生堵塞。

此类金属的流动性与固体层内表面的粗糙度、毛细管阻力及在结晶温度下的流动能力有关；②宽结晶温度合金停止流动机理，对于宽结晶温度范围的合金，试验表明，在液态金属的前端析出15-20％的固相量时，流动就停止。

结晶温度范围越宽，枝晶就越发达，液流前端析出相对较少的固相量，即在相对较短的时间内，液态金属便停止流动。

具有最大溶解度的合金流动性最小

第二章凝固温度场

1、名词解释：

等温面；等温线；温度梯度；热流密度；铸件凝固时间；模数；焊接线能量

等温面：

温度场中在同一时刻下相同温度各点所组成的空间曲面。

等温线：

某个特殊平面与等温面相截的交线。

温度梯度：

对于一定温度场，沿等温面或等温线某法线方向的温度变化率。

温度梯度越大，图上反映为等温面（或等温线）越密集，具有方向性的物理量（所谓温度梯度就是两相邻等温面之间的温度，温度梯度是向量，其方向垂直于等温面，其正方向是指向温度增加的方向）。

热流密度：

单位时间内通过单位面积的热量。

铸件的凝固时间：

是指从液态金属充满型腔后至凝固完毕所需要的时间。

模数：

将V1与A1推广理解为一般形状铸件的体积与表面积，并令R=V1/A1。

R-为铸件的折算厚度。

[原意：

V1-为铸件凝固层的体积（而并非是铸件体积），A1-铸件与铸型的接触面积]。

焊接线能量：

单位长度焊件上的热输入，即E=q/v，q-为焊接热源的有效输入功率，v-为焊接速度。

2、什么是初始条件和边界条件？

常见边界条件有哪几类？

初始条件：

是指物体开始导热时（即t=0时）的瞬时温度分布；边界条件：

是指导热体表面与周围介质间的热交换情。

第一类边界条件：

给定物体表面温度Tw随时间t的变化关系，表达式为Tw=f（t）；第二类边界条件：

给出通过物体表面的比热流随时间t的变化关系，表达式为；第三类边界条件：

给出物体周围介质温度以及物体表面与周围介质的换热系数，表达式为：

。

以第三类边界条件最为常见。

3、从界面阻热的变化讨论铸件凝固过程温度场分布

①金属铸件与绝热型铸型—类型：

砂型、石膏型、陶瓷型等多数非金属铸型属此类，铸型导热系数远小于凝固金属；特点：

凝固铸件内及液态金属中温度分布可认为是近似均匀的。

此时铸件内的凝固、散热速度主要取决于铸型的热物理性能，界面热阻可忽略；铸型内表面温度接近铸件温度，铸型内温度梯度很大，当铸型足够厚时，其外表面温度保持起始温度。

②界面热阻较大的金属铸型---当金属型内耐高温涂层较厚或涂层导热性较差时，界面涂层的热阻较铸件与铸型的热阻大得多，此时铸件的凝固、散热速度主要取决于涂层的厚度与导热性能；铸件与金属型中的温度梯度可忽略不计，温度降集中在界面上③界面热阻很小的金属铸型--当金属型的表面涂层很薄涂层材料的导热性能很好时，界面热阻相对于金属铸型、铸件内的热阻可忽略不计，此时铸件的凝固、散热速度主要取决于铸件与铸型的热物理性能；可近似认为界面上没有温度降④非金属铸件与金属铸型—类型：

注塑、熔模金属铸造中压制腊模；特点：

非金属铸件导热性差，界面热阻和金属型热阻可忽略，铸件的凝固、散热速度主要取决于铸件自身的热物理性能，温度降主要发生在铸件一侧

4、常见铸件凝固方式分为几类？

影响凝固方式的因素有哪些？

分为三类：

当固液两相区很窄时称为逐层凝固方式，反之为糊状凝固方式（体积凝固方式），固液两相区宽度介于两者之间的称为“中间凝固方式”，铸件凝固方式对凝固液相的补缩能力影响很大。

影响凝固方式的因素：

①合金凝固温度区间的影响，在铸件断面温度梯度相近情况下，固液相区宽度取决于铸件合金凝固温度区间的大小；随着C质量分数的增加，碳钢结晶温度区间增大，固液相区宽度增加；在砂型中，低碳钢近于逐层凝固方式，中碳钢近于中间凝固方式，高碳钢近于体积凝固方式。

②温度梯度的影响，当铸件合金成分确定后，铸件断面固液相区的宽度取决于铸件中的温度梯度。

大的温度梯度固液相区较窄，合金近于逐层凝固方式；温度梯度较为平坦时，固液相区明显加宽，合金近于体积凝固方式。

（对于同一种合金，采用砂型比金属型时的固液相区要宽得多）

5、简述焊接热源作用的基本类型及其初始条件案和边界条件。

①点热源—热源作用于厚大焊件表面上一点，如厚板表面焊道施焊或表面堆焊；半无限大物体。

②线热源—热源作用于薄板焊件截面内一条垂线上，如薄板全熔透对焊接；无限大薄板。

③面热源--热源作用于杆状焊件某截面上，如钢筋闪光对焊；无限大细杆。

初始条件和边界条件：

①焊接温度场的边界条件与焊件的形状、尺寸有关。

厚大焊件，热能主要在焊件内部传导，焊件表面与周围介质间的热交换可以忽略不计。

但随焊件厚度减小，比表面积增大，与周围介质间的热交换就变得不容忽视。

因此，薄板和细杆的焊接需要考虑表面散热问题，边界换热条件一般属于前述第三类边界条件，即给定表面换热系数和介质温度。

②焊接温度场的初始条件一般比较简单，可以认为焊件初始温度均匀，等于环境温度或焊前预热温度，多层焊时取初始温度为层间温度。

6、试述影响焊接温度场的因素。

①焊件尺寸，当固定热源分别作用在厚大件、薄板和细长杆上时，假设焊件从热源获得的瞬时热能相等，可以比较三种情况下焊件的温度变化速率厚大件的散热最快，温度下降速度最快，其次是薄板，而细杆的散热速度最慢。

不同厚度下移动热源焊接温度场的分布形态基本相同，但在其他因素不变的情况下，随着板厚减薄，焊件表面的高温区域增大；②焊接热物理性能，主要是指焊件材料导热能力的影响（热扩散率a），在相同E下，a越大，热量散失越大，相同温度等温线所包围的区域就越小；③热源种类和焊接规范；④多层焊

第三章金属凝固热力学与动力学

从P73页的2-6题中任选3道

2.怎样理解溶质平均分配系数K0的物理意义及热力学意义？

①物理意义：

对于K0＜1，K0越小，固相线和液相线张开程度越大，固相成分开始结晶时与终了结晶时差别越大，最终凝固组织的成分偏析越严重。

因此常将∣1-K0∣称为“偏析系数”。

实际合金的K0大小受合金类别及成分、微量元素的存在影响。

此外，由于液相线及固相线不为直线，所以凝固中也随温度的改变而有所变化；②热力学意义：

K0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影响。

液固两相标准化学位只有纯物质在熔点温度时两者才相等，在二元二相系统中不可能相等，所以K0≠1，K0的值不仅与温度和压力有关，同时还取决于溶剂和溶质的种类，因为第三组元会影响溶质的活度系数f，所以二元系中加入微量第三组元，可改变K0。

凝固过程的实际溶质分配系数与K0往往有较大差别。

3.结合图3-3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。

晶核形成时，系统自由能变化ΔG由两部分组成，即作为相变驱动力的液-固体积自由能之差ΔGV（负）和阻碍相变的液-固界面能σLS（正）；第一项体积自由能部分使系统能量降低，第二项表面自由能使系统能量升高。

①R＜r*时，r↑→ΔG↑；②R=r*处时，ΔG达到最大值ΔG*；③R＞r*时，r↑→ΔG↓其中，r*称为临界晶核半径；对应于r*的ΔG*（最大值）称为形核功。

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，也从数学上证明了为什么物质凝固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匀形核容易，以及影响异质形核的基本因素和其他条件。

非均质形核过冷度ΔT比均质形核临界过冷度ΔT*小得多时就能大量成核

非均质形核的形核条件（影响因素）①结晶相的晶格与杂质基底晶格的错配度δ的影响，

；②杂质表面状态对非均质形核的影响，在曲率半径、接触角相同时，凹面杂质的活化粒子最多，形核率最高，平面次之，凸面最差；③过冷度的影响，非均质形核的过冷度随金属液冷速的增加而加大。

在金属液中存在形核能力不同的多种物质时，其形核行为与过冷度有关；过冷度越大，能促使非均匀形核外来质点所谓的种类和数量越多，非均匀形核能力越强

5.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。

①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（密排面还是非密排面），非密排晶面（高指数晶面）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；②固-液微观界面究竟是粗糙面还是光滑面主要取决于合金系统的热力学性质熔融，熵越小，越容易成为粗糙界面；③晶体生长界面结构还受动力学因素影响，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，浓度低的物质结晶时易出现光滑界面特征。

粗糙界：

α≤2；平滑型界面：

α≥5；混合型：

α=2-5

一般大多数金属和少数有机物呈粗糙界面；大部分有机物及无机物属光滑界面

6.固-液界面结构如何影响晶体生长方式和生长速度？

同为粗糙面-光滑面，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？

固-液界面的性质（光滑还是粗糙界面）决定了晶体的生长方式。

①连续长大：

粗糙面的界面结构，许多位置均可为原子着落，液相扩散来的原子很容易被接纳与晶体连接起来。

生长方向为界面的法线方向，即垂直于界面进行生长；②台阶方式长大（侧面长大）：

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，依靠台阶向侧面长大。

故又称“侧面长大”；

①对连续长大的粗糙面生长速度为（D为原子的扩散系数，R为气体常数，μ1为常数。

连续生长方式的生长速度R1与实际过冷度ΔT成线性关系。

）

①；

②；

②二维晶核台阶生长的速度为上式（μ2、b为常数）；③

③螺旋位错台阶生长方式的速度为上式。

对二维晶核生长，在ΔT不大时，R2几乎为零，当ΔT达到一定值时，R突然增加很快，直至与连续生长曲线相遇；继续增大ΔT，则完全按连续方式生长；对螺形位错生长，当位错台阶很密时，接近于连续生长方式，生长速度比二维台阶生长要快。

与二维台阶生长相比较，螺形位错生长方式在ΔT很小时就具有一定的生长速度在；

不同点：

小的过冷度下，具有光滑界面结构的物质，其生长方式按螺形位错生长；当过冷度很大时，易于按连续方式生长。

晶体实际生长一般很少按二维晶核生长方式进行

第四章单相及多相合金的结晶

从P105页的9-14题中任选3题

9.何为成分过冷判据?

成分过冷的大小受哪些因素的影响？

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。

11.如何认识外生生长与内生生长？

由前者向后者转变得前提是什么？

仅仅由成分过冷因素决定吗？

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；

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”

前提：

成分过冷区的进一步加大促使外生生长向内生生长的转变。

这个转变是由成分过冷的大小和外来质点非均质形核能力这两个因素决定的。

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？

枝晶间距与材料的力学性能有什么关系？

因素：

晶面处结晶潜热散失条件

关系：

枝晶间距小，细晶强化效果显著；成分趋于均匀化；显微缩松、夹杂物细小且分散；热裂纹倾向小，材料性能好

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？

①粗糙－粗糙界面（非小晶面-非小晶面），金属-金属共晶及金属-金属间化合物共晶多为第Ⅰ类共晶，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，规则共晶长大时，两相彼此紧密相连，相互依赖生长，两相前方的液体区域中存在溶质的运动。

这种长大方式称之为“共生生长”。

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，所得组织由初晶及共晶体组成；

②粗糙—光滑界面（非小晶面-小晶面）,金属-非金属共晶属于第Ⅱ类共晶体，长大过程往往仍是相互偶合的“共生”长大，但由于小晶面相（非金属相）晶体长大具有强烈的方向性，且对凝固条件（如杂质或变质元素）十分敏感，容易发生弯曲和分枝而占优势，所得到的组织较为无规则，属于“不规则共晶”；

③光滑—光滑界面（小晶面-小晶面）,非金属-非金属属于第Ⅲ类共晶体，长大过程不再是偶合的。

所得到的组织为两相的不规则混合物，也属于“不规则共晶”

14.试描述离异共晶组织的两种情况及其形成原因。

离异共晶分“晶间偏析型”和“晕圈型”两种类型

“晶间偏析型”离异共晶：

当一相大量析出，而另一相尚未开始结晶时，将形成晶间偏析型离异共晶；形成原因有两种，一是系统本身；二是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，如另一相不能以初生相为衬底而生核，或因液体过冷倾向大使该相析出受阻时，初生相就继续长大而把另一相留在枝晶间。

“晕圈型”离异共晶形成：

两相性质差别较大的非小晶面—小晶面共晶合金中能更经常地见到这种晕圈组织。

由于两相在生核能力和生长速度上的差别，第二相环绕着领先相表面生长而形成一种镶边外围层的情况，此外围层称为“晕圈”（领先相是高熔点的非金属相）；封闭型圈晕：

如果领先相的固-液界面全部是慢生长面，会被快速生长的第二相晕圈所封闭，则两相与熔体之间就没有共同的生长界面，而只有形成晕圈的第二相与熔体相接触，所以原先的领先相只能依靠原子通过晕圈的扩散进行，最后形成领先相呈球团状结构的离异共晶组织。

不完整型圈晕：

如果领先相的固—液界面是各向异性的，第二相只能将其慢生长面包围住，而其快生长面仍能突破晕圈的包围并与熔体相接触，则晕圈是不完整的。

这时两相仍能组成共同的生长界面而以共生方式进行偶合结晶。

第五章铸件与焊缝宏观组织及其控制

第六章特殊条件下的凝固与成形

1、铸件典型宏观凝固组织由哪几部分构成？

它们的形成机理如何？

表面细等轴晶区（激冷晶区）：

紧靠型壁外壳层，由紊乱排列的细小等轴晶组成，仅几个晶粒厚度；中间柱状晶区：

由自外向内沿着热流方向彼此平行排列的柱状晶组成，垂直于型壁排列；内部等轴晶区：

由紊乱排列的粗大等轴晶所组成；

形成机理：

①表面激冷区中的晶粒通常是无方向性的细等轴晶。

根据传统理论，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采取枝晶方式生长，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，一旦型壁附近的晶粒互相连结而构成稳定的凝固壳层，凝固将转为柱状晶区由外向内生长，表面激冷细晶粒区将不再发展。

因此稳定的凝固壳层形成得越早，表面细晶粒区向柱状晶区转变也就越快，表面激冷区也就越窄；②一般情况下柱状晶区是由表面细晶粒区发展而成；但也可直接从型壁处长出，稳定凝固壳层一旦形成，柱状晶就直接由表面细等轴晶凝固层某些晶粒为基底

向内生长，发展成柱状晶，由于固-液界面处单向的散热条件（垂直于界面方向），处在凝固界面前沿的晶粒在垂直于型壁的单向热流作用下便转而以枝晶状单向延伸生长；对于纯金属，其凝固前沿基本上呈平面生长，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晶组织，对于合金，柱状晶区开始于稳定凝固壳层的产生，而结束于内部等轴晶区的形成。

如果界面前方始终不利于等轴晶的形成与生长，则柱状晶区可以一直延伸到铸件中心，因此，柱状晶区的存在与否及宽窄程度取决于上述两个因素综合作用的结果。

如果在凝固初期就使得内部产生等轴晶的晶核，将会有效地抑制柱状晶的形成；③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，

2、试分析影响铸件宏观凝固组织的因素，列举获得等轴晶的常用方法

方法：

①合理地控制浇注工艺和冷却条件，浇注温度：

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。

但过低的浇注温度将降低液态金属的流动性，导致浇不足和冷隔等缺陷的产生；浇注方式：

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；浇注缓慢，浇注结束时过冷度较低，则越有利于晶核生成。

斜板浇注获得的晶粒度较六孔浇注更为细小。

控制冷却条件目的是形成宽的凝固区域和获得大的过冷，从而促进熔体生核和晶粒游离。

小温度梯度GL和高冷却速度R可以满足以上要求。

但就铸型的冷却能力而言，除薄壁铸件外，这二者不可兼得。

②孕育处理，孕育处理是浇注前或浇注过程中向液态金属中添加少量物质以达到细化晶粒、改善宏观组织目的的一种工艺方法，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生长机理，从而影响晶体形貌。

而在等轴晶组织的获得和细化中采用的则是孕育方法，孕育处理目的是造成大量晶核、细化晶粒。

常用孕育处理的方法包括合理选择孕育剂和合理确定孕育工艺

③动力学细化，动力学细化方法主要是采用机械力或电磁力引起固相和液相的相对运动，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，达到细化晶粒的效果常用的动力学细化方法如下：

铸型振动（在凝固过程中振动铸型可使液相和固相发生相对运动，导致枝晶破碎形成结晶核心，振动还可以引起局部的温度起伏，有利于枝晶熔断。

振动铸型可促使“晶雨”的形成）、超声波振动（可在液相中产生空化作用，形成空隙，从而提高了凝固过冷度，造成形核率的提高，使晶粒细化）、液相搅拌（连铸过程采用电磁搅拌的主要作用是提高连铸坯的质量，在浇铸断面较大的铸坯以及浇铸质量要求较高时，电磁搅拌技术便成为首选）、流变铸造（半固态铸造）（对于黑色金属的压铸件来说，能大大减轻金属对模具的热冲击）

3、试述焊接熔池中金属凝固的特点

熔焊时，在高温热源作用下，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。

当热源离开以后，熔池金属便开始了凝固，①熔池金属的体积小，冷却速度快（由于冷却快，温度梯度大，致使焊缝中柱状晶得到充分发展。

这也是造成高碳、高合金钢以及铸铁材料焊接性差的主要原因之一）②温差大、过热温度高（熔池金属中不同区域因加热与冷却速度很快，熔池中心和边缘存在较大的温度梯度，由于过热温度高，非自发形核的原始质点数大为减少，这也促使焊缝柱状晶的发展）③动态凝固过程，凝固过程是连续进行并随熔池而前进；④液态金属对流激烈，在熔池上部其方向一般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成分分布的均匀化与纯净化

4、讨论分析影响焊缝弯曲柱状晶形态的因素。

说明哪种形态的柱状晶最易于产生焊接纵向裂纹

因素：

熔池最大散热方向是液相等温线法线方向，晶体生长方向与最大散热方向正好相反,因此在生长过程中不断改变方向，形成弯曲状柱状晶；在熔合区上晶粒开始成长的瞬时,晶粒生长线速度R为零，即焊缝边缘的生长速度最慢。

而在热源移动后面的焊缝中心，晶粒生长速度R与焊接速度υ相等，生长最快。

一般等温线是弯曲的，其曲线上各点的法线方向不断地改变，因此晶粒生长的有利方向也随之变化，形成了特有的弯曲柱状晶的形态；焊接速度大时，焊接熔池长度增加,柱状晶趋向垂直于焊缝中心线生长，焊接速度越慢,柱状晶越弯曲。

最后结晶的低熔点夹杂物易被推移到焊缝中心区域，形成脆弱的结合面，因此垂直于焊缝中心线的柱状晶，易导致纵向热裂纹产生

5、采用急冷技术的的快速凝固方法主要分