能过形核和生长方式而实现转变。

14、 均匀形核与非均匀形核的差别是什么？

均匀形核在均匀熔体中形核，在熔体各处概率相同，热力学能障较大，所需的驱动力也较大。均匀形核是对纯金属而言的。

非均匀形核在不均匀的熔体中依靠外来杂质或型壁界面提供的衬底表面进行形核。发生在外来界面处，因此热力学能障比较小，所需的驱动力也较小。实际液态金属中的形核过程中一般是非均匀形核。

单向合金与多相合金的凝固：

1、 设相图中液相线与固相线为直线，证明平衡分配系数为常数。

2、 分别推导合金在平衡凝固和固相中无扩散、液相完全混合条件下凝固时，固-液界面处的液相温度TL*与固相质量分数fs的关系。

固无扩，液相混：cs*fs+cl*fl=c0, fs+fl=1, (cs-cl)dfs=fl*dcl得到cs=k0c0(1-fs)^(k0-1)

3、 分析溶质在固相中无扩散、液相中只有扩散条件下的溶质再分配过程。

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4、 Al-Cu相图的主要参数为CE=33%Cu，Cs=5.65%Cu，Tm=660℃，TE=548℃。用Al-1%Cu合金浇一细长圆棒，使其从左到右单向凝固，冷却速度足以保持固-液界面为平界面，当固相无Cu扩散，液相中Cu充分混合时，求： (1) 凝固10%时，固-液界面的Cs*和CL*。 (2) 凝固完毕时，共晶体所占的比例。

(3) 画出沿试棒长度方向Cu的分布曲线图，并标明各特征值。

5、 试述成分过冷与热过冷的含义以及它们之间的区别与联系？

由熔体实际温度分布所决定的过冷状态称为热过冷；由溶质再分配导致界面前方熔体成分及其凝固稳定发生变化而引起的过冷称为成分过冷。

热过冷与成分过冷之间的根本区别是前者仅受传热过程控制，而后者则同时受传热过程和传质过程制约，但其实在晶体生长过程中，界面前方的热过冷只不过是成分过冷在 C0=0 时的一个特例，两者在本质上是一致的。

6、 什么是温度过冷？什么是成分过冷？各自对固液界面形态有什么影响？

在纯金属凝固中，结晶温度固定，因而其过冷状态仅与界面前方的局部温度分布有关。这种由熔体实际温度分布所决定的过冷状态称为温度过冷。

对于一般单相合金，结晶过程中产生溶质再分配，过冷状态由界面前方熔体的实际温度和熔体液相线温度共同决定。这种由溶质再分配导致的界面前方熔

炉体成分及其凝固温度发生变化而引起的过冷称为成分过冷。

7、 何谓成分过冷判据？成分过冷的大小受哪些因素的影响？成分过冷对晶体的生长方式有何影响？

成分过冷值及成分过冷区宽度既取决于凝固过程中的工艺条件 GL 与 R，也与合金本身性质 C0，K0，m 及 DL 有关，其中 R、C0、m 越大，GL、DL 越小，k0偏离 1 越远，则成分过冷值越大，过冷区越宽。无成分过冷时，界面以平面生长方式长大；随成分过冷的出现及增大，界面生长方式将逐步转变为胞状生长，然后过渡为枝晶生长；当成分过冷继续增大，合金的宏观结晶状态将由柱状枝晶的外生生长到等轴晶的内生生长转变。

8、 影响枝晶间距的主要因素是什么？枝晶间距与材质的质量有何关系？

决定枝晶间距的首要因素是 GL 与 R，晶体某处液相温度梯度越高，生长速度越快，则枝晶间距就越小。枝晶间距越小，组织就细密，分布于其间的元素偏析范围就越小，铸件越容易经过热处理而均匀化且显微缩松和非金属夹杂物也更加细小分散，越有利于提高性能。

9、 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联系？它们对共晶合金的结晶方式有何影响？

（1）共生生长的基本条件：

a.共晶两相应有相近的析出能力，后析出相易于在领先相得表面生核，从而便

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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，另一相得形核困难：偏离共晶成分，初晶相长的较大，另一相不易形核或液体过冷度太大而使该相析出受阻；

?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）

1）非小面--非小面：共生生长，形成两相规则排列的层片状，棒状，条带状共生共晶组织，特殊情况下形成晶间偏析型离异共晶组织。

2）非小面--小面：第二相以镶边的结构将领先相包围形成晕圈状的双相结构。如果晕圈结构是非封闭的，则以共生生长的方式进行结晶，但共生界面在局部是不稳定的，领先相的生长形态决定着共生两相的结构形态。如果晕圈结构是封闭的，则以离异方式生长。

10、 试述非小平面-非小平面共生共晶组织的形核机理和生长机理、组织特点和转化条件。

1）形核机理：共晶转变开始时熔体首先通过独立形核析出领先相固溶体，相的析出一方面促使界面前沿组元原子不断富集，另一方面又为新相提供有效衬底，从而导致相固溶体相球面上析出。相的析出又反过来促进相的生长。显然，在领先相表面一旦出现第二相，则可通过一种彼此依附、交替生长的方式产生新的层片来构成所需的共生界面，而不需要每个层片重新形核，即通过搭桥方式来完成形核过程。

2）生长机理：在共生生长过程中，两相各向其界面前沿排出另一组元原子，并通过横向扩散不断排走界面前沿积累的溶质，且又互相提供生长所需的组元，彼此合作、相互促进，并排快速向前生长。

3）组织特点：由于两相彼此合作的性质，两相将并排析出且垂直于固-液界面长大，形成了两相规则排列的层片状、棒状或介于两者之间的条带状共生共晶组织。

4）转化条件：相间总界面能决定形成层片状还是棒状共生共晶组织。当某一相的体积分数时，结晶时倾向于形成棒状共晶组织，当时，结晶倾向于形成层片状共晶组织，当时，可能形成介于两者之间的条带状组织或两者共存的混合型组织。第三组元在共晶两相中的平衡分配系数相差较大，则层片状共晶易转化为棒状共晶。当合金中存在的第三相组元，在适当工艺条件下（如GL小，R大时），两相的层片或棒将会发生弯曲而形成扇形结构，当第三组元浓度较大或者更大的冷却速度下，成分过冷进一步扩大，胞状共晶将发展为树枝晶状共晶组织，甚至还会导致共晶合金由外生生长向内生生长转变。

11、 小平面-非小平面共晶生长的最大特点是什么？它与变质处理原理之间有什么关系？

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耦合的“共生”长

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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(如杂质元素或变质元素)十分敏感，容易发生弯曲和分枝，所得到的组织较为无规则属于“不规则共晶”。

变质：向液态金属中添加少量物质以达到细化晶粒、改善组织目的一种方法。即改变了凝固条件。

12、 规则共晶生长时可为棒状或片状，试证明当某一相的体积分数小于1/π时容易出现棒状结构。

13、 界面作用对人工复合材料的凝固有何影响？

当强化相表面与合金液表面相互浸润时，其本身就可以作为异质形核的核心，按异质形核的规律进行结晶，使组织得到细化。当强化相与合金液不浸润时，强化相被排斥于枝晶间或界面上，严重影响着复合材料的性能。

14、 分析：外界因素和合金因素是如何影响成分过冷的？各个因素的影响趋势如何？

工艺因素：1.液相中温度梯度小（GL小） 2.晶体生长速度快（R大） 合金本身因素：1.液相线斜率大（mL大） 2.原始成分浓度高（C0大） 3.液相中溶质扩散系数DL低 4.k0<1时,k0要小；k0>1时，k0要大

15、 分析：从成分过冷和晶体对称性的角度分析胞状晶侧面的不稳定性受哪些因素影响？并与平界面不稳定性比较之。

16、 初始过渡区的长度与哪些因素有关？为了尽快达到稳定均一的成分应该采取哪些措施？凝固速度的变化(增大或减小)对稳定区成分分布有何影响？ 17、 画图分析层片状规则共晶凝固界面前沿液相内的成分、过冷度和曲率半径的分布特征

凝固组织的形成与控制：

1、 铸件典型宏观凝固是由哪几部分构成的？它们的形成机理如何？

铸件的典型凝固组织为：表面细等轴晶区、中间柱状晶区、内部等轴晶区。 (1) 表面细等轴晶的形成机理：非均质形核和大量游离晶粒提供了表面细等轴晶区的晶核，型壁附近产生较大过冷而大量生核，这些晶核迅速长大并且互相接触，从而形成无方向性的表面细等轴晶区。

(2) 中间柱状晶的形成机理：柱状晶主要从表面细等轴晶区形成并发展而来，稳定的凝固壳层一旦形成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，便转而以枝晶状延伸生长。由于择优生长，在逐渐淘汰掉取向不利的晶体过程中发展成柱状晶组织。

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