1、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，两相彼此紧密相邻，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
2、以某合金生产厚大平板铸件，凝固首先析出α初生相，其生长速度R=8μm/s，溶质B原子在液相中的扩散系数DL=5600μm²/s，到共晶阶段形成α-β层片状规则共晶，其片间距为5.6μm.
（1）分别估算初生相及共晶生长阶段相固液界面前沿的溶质富集边界层厚度；
（2）比较两阶段边界层厚度的差别，并对此现象给予理论解释。
解：（1）初生相阶段： 溶质富集边界层厚度约（2倍特征距离）
=2x5600/8=1400μm
共晶生长阶段： 溶质富集边界层厚度约（片层距的一半）
/2=5.6/2=2.8μm
(2) 由上述计算结果可见，层片状规则共晶生长过程，其固液界面前沿的溶质富集边界层厚度，比单相生长过程的溶质富集边界层厚度要小得多，而且，其溶质富集程度也小得多。
从物理过程看，这种差别的内在原因在于，层片状规则共晶生长过程中，共晶相邻的两相生长排出的多余原子，由于凝固界面前沿横向扩散，横向扩散耦合的结果使界面前的溶质富集边界层厚度大大缩小。
3、图6—12b中所表达的界面上成分分布为连续的周期性曲线，为什么图6—12c所表达的液相线温度T却为两条不连续的凹陷曲线（结合共晶点附近α，β两相的液相线及其延长线予以考虑）？
答：
由图6-12b可知，在液相成分为=位置的精确地为共晶温度，而那些靠近界面处相的点，因为横向扩散使这些区域的液体有更低的B含量（低于），比如，图中界面处两相的成分相同且低于（注意：界面处的成分并非像过去教科书标注的那样必然为）。由图6-10b分析可得，界面处成分（＜）所对应的界面液相线温度高于（图6-12c），且随升高（向左）而降低，随后越过最大值而下降，随之又上升，故而其呈现凹陷曲线（图6-12c左侧）。另一方面，界面处相前的熔体成分所对应液相线温度与相比要低（提示：相前对应成分的根据相图上相液相线延长线来分析），因而，在两相界面处液相线温度是一个突变值。相前的熔体呈现凹陷曲线（图6-12c右侧）的原因，可参考的凹陷情况做分析。
4、根据共晶片层间距的最小过冷度准则并参考相关参数Kc，Kr的推导过程，讨论合金性质K0，DL及液—固界面张力SL对规则共晶λe的影响。（凝固速度R不变）
答：凝固速度R不变，即假定在凝固条件不变（实际中R受铸件壁厚、位置及其凝固时间顺序，以及铸型性质等因素影响），由公式（6-5）
可知，
取决于合金性质参数，。而根据公式（6-1）
因此，DL、K0越小时，越大，即可知越小；
另一方面，由公式（6-3）及（4-8a）：
及
因为曲率与成正比，即，可见，与界面张力成正比，故越小（两相润湿性越好），越小，越小。
5、理解共晶结晶的两种界面失稳的条件、组织形态、影响因素及其规律。
答：界面失稳包括：单相界面失稳、两相界面同时失稳两种情况。
对于单相界面失稳，其失稳条件是：共晶两相中某一相的界面前沿发生了成分过冷，从而该相优先生长突出于原本两相的共同界面。其最终组织形态为：单相树枝晶以及它们之间的两相层片状（或纤维状）共晶体，形成一种混合组织。影响因素及其规律：对于偏离共晶成分较大的合金液体，过冷到共晶温度以下发生着共晶凝固，此合金的液相线总是高于共晶温度，对应于初生相的共晶中一相处于更高的过冷状态，因此趋于比共晶体更快的生长速度，该相一旦在一些位置突破共晶生长界面伸到前方的液体中，则其固液界面前方易形成长距离的溶质富集边界层（将远大于λ/2），于是此单相将会发生严重的成分过冷，必然形成单相的树枝晶。而其它位置却保持正常的共晶生长，其结果即为图6-17a右侧所示的组织形态。因此，一方面，合金成分偏离共晶点越远，越容易发生；另一方面，从工艺因素看，在GL/R较低条件下（很小的温度梯度及较高的生长速度）更易出现。
对于两相界面失稳，其失稳条件是：合金存在着第三组元，由于其不能够通过横向扩散而在界面前沿形成严重的富集，在两相界面前沿处所形成的成分过冷。其最终组织形态为：形成胞状共晶或树枝状共晶。影响因素及其规律：第三组元（杂质）含量越高，其K0越小K0< 6、如图6—23b所示，其三条横虚线将共晶温度以下爱分成四个不同的过冷区域。若通过改变凝固条件分别使C0成分的合金液体直接过冷到四个不同的区域（从上到下将它们分别称为①②③④四个过冷区），根据共晶与单相枝晶因R的高低而竞争的情况，试讨论这四个过冷区所对应的组织类型及形貌。 答： ①过冷区： R处于第一个速率区间，此时共晶生长速率 Reut最大，成分与界面温度相交于平面共生区，将全部形成平面共生共晶体形貌。 ②过冷区： R处于第二个速率区间，此时Rβ为最大速度，成分与界面温度相交于共生区右侧，发生单相枝晶与其间的共晶伴随生长，且枝晶突出于共晶界面之前；此外，由于过冷度较大，共晶体形貌为胞状或树枝状。因此，最终组织为相枝晶加胞状共晶。 ③过冷区 ：R处于第三个速率区间，此时共晶生长速率 Reut又为最大，成分与界面温度又相交于共生区，组织为完全的共晶体。此外，由于过冷度更大，形貌为等轴共晶体。 ④过冷区 ： R处于第四个速率区间，此时Rα为最大速度，成分与界面温度相交于共生区左侧，组织为共晶体和失稳的α树枝晶，即等轴共晶体及α树枝晶。 7.根据偏离汇聚……交替生长机制，参考图6-26中的曲线，解释以下问题： 非小平面—小平面非规则共晶平均过冷度大于规则共晶；其液—固界面为非等温面。 答：不规则共晶稳定生长过程中，其中体积分数小的小平面相的两个相邻片层以“偏离”和“汇聚”的方式交替进行，所形成的片层间距在极值间距与分枝间距(Branching Space)之间波动，根据图6-26中的曲线，>之处的过冷度必然大于对应的最小过冷度，且随着增大继续提高。因此，非小平面—小平面非规则共晶的平均过冷度必然大于规则共晶的过冷度（处）。 对于非小平面-小平面非规则共晶，由于偏离汇聚交替的生长机制，共晶两相的生长界面以凸起（正曲率）和凹陷（负曲率）形态而动态变化的，因而其界面形态是参差不齐的，且共晶生长界面不同位置的差别较大，所对应的过冷度也不相同，即不再是常量（不同于规则共晶为常量的情形），因此，共晶生长的液-固界面的温度也不同（图中也可看出），即为非等温面。 8. 根据表6—1数据，完成以下计算分析： ）凝固速度R分别为9μm/s及μm/s条件下Al-Cu合金共晶体的最小间距λe及最小过冷度△Te，并对其结果进行简要讨论。 ）若取Fe-C（片状石墨）非规则共晶的的比值3.0，计算灰铸铁在R=0.138μm/s凝固条件下共晶体中石墨片的平均间距λa，并计算结果与图6-28a所示的实际组织进行比较。 表6—1 不同合金共晶反应相关参数的参考值 1)Al-Cu合金：当R=9um/s时， =4.62×109=4.62×10-3 =0.47×10-6=0.47 ==3.362 ==0.28K 同理，当R=um/s时， ==1.26 ==0.75K 可见，凝固速度R增大，共晶片层距减小，而共晶过冷度则增大。 2)Fe-C（片状石墨）非规则共晶，当R=0.138um/s时， =151×109=151×10-3 =2.36×10-6=2.36 ==10. 因=3， =31.92 计算值31.92，略小于图6-28a)的实际组织（R=0.138um/s条件下）中的石墨平均间距（统计平均大约45），但也基本接近。 9、基于片状石墨-奥氏体共晶生长的微观机制，①解释灰铸铁石墨成为片状的根本原因；②描述灰铸铁共晶团内石墨的空间形态。 答：①灰铸铁共晶团生长过程中，在固液界面处石墨G前端突出于奥氏体之外的铁液中。由于铁液与石墨棱柱面与的界面张力σG-L(100)低于与其基面的界面张力σG-L(0001)，根据热力学能量最低原理，则石墨棱柱面(100)倾向暴露于铁液，其快生长特性得以发挥从而按[100]方向推进而较快生长。另一方面，G的基面(0001)包裹在共晶团的奥氏体中，由于主要依赖于C原子在固相γ的扩散而进行，其增厚速度受到严重制约，又因G基面本身生长较慢的特性，所以[0001]方向增厚的速度远低于突入液体的G [100]方向的推进速度，即R[0001]< 灰铸铁共晶团的片状石墨空间形貌 10、参考图6-30、图6-24b、图6-33所示的相关内容，描述亚共晶球墨铸铁的石墨球从形核到凝固结束的结晶过程。 答：根据铁碳相图，亚共晶成分的球墨铸铁的铁水，在冷却至液相线之下则析出初生奥氏体且发展为树枝晶。此外，尽管为亚共晶成分，但因球化及孕育处理造成的局域热力学及动力学条件，石墨球也独自在铁液中形核析出。G球易在熔体中漂移，且一旦与初生γ枝晶相遇则易与之连为一体，并很快为其包围。而于初生γ的G球在共晶阶段当然也很快为共晶γ所包围（如图6-24b的封闭晕圈形式的离异共晶）。在共晶阶段，伴随γ外壳的增厚，石墨球借助碳通过γ外壳由外向内的扩散而长大，这种共晶生长模式直至凝固结束。 从热力学角度，图6-30的石墨晶格结构，石墨基面及棱柱面与铁水界面张力的相对关系转变为σG-L(0001)＜σG-L(100)。在此条件下，不难理解，铁液中的石墨以基面(0001)为外露面成为生长界面，而棱柱面(100)却隐匿起来，凝固形成球状石墨。此外，为γ包围的G球生长过程受熔体中有害元素干扰而发生畸变的几率也将大大降低。 需要注意的是，根据第一段的描述，亚共晶球铁的实际共晶凝固，并非完全是如图6-24b的一个个孤立的封闭晕圈形式的共晶团（以往教科书的描述），一些G-γ共晶团实际是同属于相同的早期形成的奥氏体是树枝晶，如下图（6-33）所示。 亚共晶球铁奥氏体枝晶及共晶团实际形貌 11、基于未变质Al-Si合金共晶Si的TPRE生长机制，阐述变质共晶Si的IIT机制。哪些现象可作为IIT机制的依据？ 答：未变质Al-Si合金共晶Si的TPRE生长机制，即“孪晶面凹角台阶机制”。该机制认为，未变质Al-Si合金共晶生长中，钻石面心立方结构的Si晶体以唯一的<112>晶向生长，生长过程难以改变其特征方向。此外，Si晶体的（111）面可形成角度为141°的凹角孪晶，其沟槽处的生长台阶为Si原子着落提供了便利，维持Si晶体生长及一定程度分枝。然而，未变质共晶Si的孪晶密度低，因而分枝相对有限，加之特定的生长取向共同确定了其平直、粗大的板片状形貌特征。 变质共晶Si的IIT机制，即“杂质促发孪晶机制”。该机制分析认为，变质元素吸附并聚集在Si的生长界面前沿，在共晶生长中不断封锁共晶Si原有孪晶台阶，而又不断促发大量新的凹角孪晶，使共晶Si分枝比未变质时要频繁得多。而且，孪晶密度的显著增大使得共晶Si原先的强各向异性生长特性大为减弱（不再是单一的<211>生长取向）。于是，共晶Si由变质前分枝有限且粗片状长大模式锐变为大量频繁分枝的纤维状生长，最终共晶Si的形貌及尺寸均有了质的改变。 可作为IIT机制依据的现象包括：分枝频繁的纤维共晶Si构成的珊瑚状生长形态；变质后纤维共晶硅上孪晶密度大大高于未变质铝硅合金共晶硅的密度；变质元素几乎全部分布在共晶Si中，而在初生及共晶α-Al相中却可以忽略。 12、根据图6-42，阐述P及Sr对工业Al-Si合金共晶凝固特征参数的影响，进而阐述P及Sr对亚共晶Al-Si合金凝固组织的实际作用效果。 答：Sr变质对冷却曲线的影响：1）共晶形核温度TN降低，且再辉程度显著增大；2）因共晶平台温度TG降低而共晶生长过冷度△TG（TG与平衡共晶温度之差）增大；3）共晶凝固时间缩短。 而添加P却产生与Sr完全相反的影响，不再详述。 工业Al-Si合金熔体通常存在杂质P且形成化合物AlP。AlP可作为Si异质形核基底，它既可以引起初晶Si形核，使得近共晶成分的亚共晶Al-Si合金出现初晶Si（即亚共晶成分形成过共晶组织），也可以促进共晶体中领先相共晶Si的形核。据此，变质元素抑制了AlP作为Si异质形核的作用，且降低Si原子在熔体中的扩散系数，因此变质后的Al-Si合金共晶生长过冷度通常显著增大，共晶组织得以细化而起到变质效果。 13、从图6-44你能够看出哪些结论？ 答：由6-44图(a)及图(b)可以看出：未变质的共晶团尺度仅为几十微米，而Sr变质的共晶团则可达毫米尺度，即变质后铝硅合金的共晶团尺寸显著增大；获得完全变质效果，晶粒生长速度需大于临界生长速率（图6-44 (b)中水平虚线，R=7μm/S）；由于生长速率随时间的起伏，即使在同一共晶团晶粒之内，不同凝固部位的变质效果（共晶Si的形态）也可能随凝固时间及位置不同有明显区别。 14、虽然对Al-Si合金变质机制尚未获得最终认识，但在生产实际及研究中却已证实了一些重要的现象和规律，试简要综述Sr变质对亚共晶Al-Si工业合金各方面的作用现象和规律。下载本文
答：参数/单位 合金系 Pb-Sn Al-Cu Al-Si γ.Fe-C γ.Fe-Fe3C 共晶温度TE/℃ 183 548.2 577.2 1154.5 1147.1 共晶成分CE/wt% 61.9 32.7 12.6 4.26 4.30 相体积分数: 0.37 0.46 0.127 0.074 0.485 / 5.93×109 4.62×109 8.3×109 151×109 6.03×109 / 0.207×10-6 0.47×10-6 0.94×10-6 2.36×10-6 0.752×10-6
