第4章+单相合金与多相合金的凝固

1第四章单相合金及多相合金的凝固2按照液态金属凝固过程中晶体形成的特点，合金分为：单相合金——指在凝固过程中只析出一个固相的合金，如固溶体、金属间化合物；多相合金——指在凝固过程中同时析出两个以上新相的合金，如具有共晶、包晶或偏晶转变的合金。3凝固过程中溶质传输的主要理论基础是质量传输的两个扩散定律：菲克第一定律：对于一个A、B物质的二元系或多元系，溶质A在扩散场中某处的扩散通量与溶质在该处的浓度梯度成正比；菲克第二定律：对于不稳扩散，在一维扩散的情况下，扩散场任一点的浓度随时间的变化率与该点的浓度梯度随空间的变化率成正比。4第一节单相合金的凝固第二节共金合金的凝固第三节偏晶合金与包晶合金的凝固第四节对流对凝固组织的影响及半固态金属的凝固第五节金属基复合材料的凝固主要内容5第一节单相合金的凝固一固-液界面前言的溶质再分配现象二平衡凝固时的溶质再分配三近平衡凝固时的溶质再分配四成分过冷五“成分过冷”对单相合金凝固过程的影响6一、固-液界面前沿的溶质再分配现象1溶质再分配现象的产生除纯金属外，单相合金的凝固过程一般是在一个固液两相共存的温度区间完成的。在区间内的任一点，共存两相都具有不同的成分，因此结晶过程必然导致界面处固液两相成分的分离；同时，由于界面处两相成分随温度降低而变化，故晶体生长与传质过程必然相伴而生。这样，从形核开始到凝固结束，在整个结晶过程中固液两相内部将不断进行着溶质元素的重新分布过程，称为合金结晶过程中的溶质再分配。7平衡凝固——在一定的压力下，凝固体系的温度、成分完全由相应合金系的平衡相图所规定的理想状态下的凝固过程。近平衡凝固——对于大多数实际的材料加工而言，所涉及的合金凝固过程一般不符合平衡凝固的条件，合金凝固过程中的固液两相成分并不符合平衡相图的规定，但是在固液界面处合成分符合平衡相图，这种情况称为界面凝固，相应的凝固过程称为近平衡凝固，也称正常凝固过程。非平衡过程——极端条件下的凝固过程。一些凝固过程（如某些快速冷却）完全背离平衡过程，即使在固液界面处也不符合平衡相图的规定，产生所谓的“溶质捕获”现象，这类凝固过程称为非平衡凝固过程。82溶质平衡分配系数在给定的温度下，平衡固相溶质浓度CS与液相溶质浓度CL的比值描述了在固液两相共存条件下溶质原子在界面两侧的平衡分配特征9合金的熔点随溶质浓度增加而降低，CS<CL，k<1；合金的熔点随溶质浓度增加而降低，CS>CL，k>1.10二、平衡凝固条件下的溶质再分配平衡凝固是指液、固相溶质成分完全达到平衡状态图对应温度的平衡成分，即固、液相中成分均能及时充分扩散均匀。开始（

T=TL）时：

CS=kC0CL=C0凝固过程(T=T*)中，固-液界面上成分为：固、液相质量分数fs、fL与固液相成分间关系式：凝固终了时，固相成分均匀地为:CS=C0，CL=C0/k可见：平衡凝固时溶质的再分配仅取决于热力学参数k，而与动力学无关，即此时此刻的动力学条件是充分的。凝固进行虽然存在溶质的再分配，但最终凝固结束时，固相的成分为液体合金原始成分C0。11三、近平衡凝固时的溶质再分配该情况下溶质在固相中没有扩散，而在液相中充分混合均匀。起始凝固时与平衡凝固时相同：CS=kC0，CL=C0凝固过程中固－液界面上的成分为（夏尔Scheil公式）：因接着凝固时由于固相中无扩散，成分沿斜线由kC0逐渐上升。1固相无扩散、液相均匀混合的溶质再分配12随着固相分数（fS）增加，凝固界面上固、液相中的溶质含量均增加，因此已经凝固固相的平均成分比平衡的要低。当温度达到平衡的固相线时，势必仍保留一定的液相（杠杆原理），甚至达到共晶温度TE时仍有液相存在。这些保留下来的液相在共晶温度下将在凝固末端形成部分共晶组织。132固相无扩撒、液相无对流只有有限扩散时的溶质再分配凝固过程分为三个阶段：

起始瞬态稳态阶段终止瞬态14可见：达到稳态时需要的距离x取决于R/DL和k，当k<1时，适应于起始态，其长度的特征距离为DL/Rk，在此距离处形成的固相成分上升到最大值[1-1/e]倍，即稳态时的67%。而当

时，进入稳态凝固阶段。15X’特征距离凝固稳定状态阶段富集层溶质分布规律（指数衰减曲线）：当时，｛CL(x’)－C0｝降到:称为溶质富集层的“特性距离”。16凝固最后，当液相溶质富集层厚度大约等于剩余液相区的长度时，溶质扩散受到单元体末端边界的阻碍，溶质无法扩散。此时固液界面处C*S和C*L同时升高，进入凝固终止瞬态。数学模型如下：实际上，总是希望扩大稳态而缩小二个过渡区，以获得无偏析的材质或成形产品，而讨论分析凝固过程溶质再分配的规律的意义也就在这里。173固相无扩散、液相有对流时的溶质再分配

在部分混合情况下，固-液界面处的液相中存在一扩散边界层，在边界层内只靠扩散传质（静止无对流），在边界层以外的液相因有对流作用成分得以保持均一。液相充分大时边界层宽度δ内任意一点x΄液相成分：当液相不是充分大时：液相部分混合达稳态时C*s及C*L值：18令为有效分配系数，kE与平衡分配系数k0的关系：kE=k0：发生在＜＜1时，即慢生长速度和最大的搅动对流，δ很小时，这相当于前面讨论的液相完全混合的情况。kE=1：发生在＞＞1时，即快生长速度凝固、或没有任何对流，δ很大的情况，这相当于液相只有扩散时的情况。k0＜kE＜1：相当于液相部分混合(有对流)的情况，工程中常在该范围。四种单向凝固条件下的溶质分布情况示意图。19

单向凝固时铸棒内溶质的分布

总结：20曲线的形状受凝固速度R、溶质在液相中的扩散系数DL、分配常数k影响，R越大，DL越小，k越小，则在固-液界面前沿溶质富集越严重，曲线越陡峭。另外，最初过渡区的长度取决于k、R、DL的值，k越大、R越大或DL越小，则最初过渡区越短；最后过渡区长度比最初过渡区的要小得多，与溶质富集层的“特性距离”的数量级相同。214绝对的非平衡凝固如快速凝固、激光重熔、合金雾化冷却凝固221、“成分过冷”条件和判据2、“成分过冷”的过冷度四、成分过冷231、“成分过冷”条件和判据“成分过冷”的形成条件分析

（k＜1情况下)：→

界面前沿形成溶质富集层→

液相线温度TL(x’)随x’增大上升→

当GL（界面前沿液相的实际温度梯度）小于液相线的斜率时，即:

出现“成分过冷”。24液相中只有有限扩散时形成“成分过冷”的判据液相部分混合时形成“成分过冷”的判据

25由判据可见，下列条件有助于形成“成分过冷”：液相中温度梯度小（GL小）；晶体生长速度快，R大；mL大，即陡的液相线斜率；原始成分浓度高，C0大；液相中溶质扩散系数DL低；k＜1时，k小；k＞1时，k

大工艺因素材料因素262、“成分过冷”的过冷度

以液相只有扩散的情况为例：“成分过冷”区的最大过冷度：“成分过冷”所引起的固液共存区域宽度：成分过冷度表示为：27“成分过冷”对单相合金凝固过程的影响1、热过冷及其对纯金属液固界面形态的影响2、“成分过冷”对合金固溶体晶体形貌的影响规律3、成分过冷作用下的胞状组织的形成及其形貌4、较宽成分过冷作用下的枝晶生长5、自由树枝晶的生长6、枝晶间距281、热过冷及其对纯金属液固界面形态的影响纯金属液相在正温度梯度的区域内晶体生长的凝固界面通常为平直形态，其温度低于平衡熔点温度Tm，过冷度ΔTk提供凝固所必须的动力学驱动力，称为“动力学过冷”

。29当界面液相一侧形成负温度梯度时纯金属界面前方获得大于ΔTk的过冷度。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”（仅与传热过程有关）。纯金属在负温度梯度下可发展为树枝晶。302、“成分过冷”对合金固溶体晶体形貌的影响规律随“成分过冷”程度增大，固溶体生长方式：

→平面晶→胞状晶

→胞状树枝晶(柱状树枝晶)

→内部等轴晶(自由树枝晶)31合金固溶体凝固时的晶体生长形态a)不同的成分过冷情况

b)无成分过冷平面晶c)窄成分过冷区间

胞状晶d)成分过冷区间较宽柱状树枝晶

e)宽成分过冷内部等轴晶323、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胞状晶的生长方向垂直于固-液界面（与热流相反与晶体学取向无关）。胞状晶可认为是一种亚结构。334、较宽成分过冷作用下的枝晶生长随界面前成分过冷区逐渐加宽→胞晶凸起伸向熔体更远处→胞状晶择优方向生长→胞状晶的横断面出现凸缘→短小的锯齿状“二次枝晶”（胞状树枝晶）在成分过冷区足够大时，二次枝晶上长出“三次枝晶”。345、自由树枝晶的生长（1）自由树枝晶形成条件（2）为什么成为树枝晶的形态（3）“外生生长”与“内生生长”的概念35（1）自由树枝晶形成条件界面前成分过冷的极大值大于熔体中非均质形核所需的过冷度时，在柱状枝晶生长的同时，前方熔体内发生非均质形核过程，并在过冷熔体中的自由生长，形成了方向各异的等轴晶（自由树枝晶）。等轴枝晶的存在阻止了柱状晶区的单向延伸，此后的结晶过程便是等轴晶区不断向液体内部推进的过程。36（2）为什么成为树枝晶的形态晶体的表面总是由界面能较小的晶面组成，宽而平的面是界面能小的晶面，而棱与角的狭面为界面能大的晶面。界面能大的晶面（垂直）生长速度较快，长成等轴树枝晶。方向性较强的非金属晶体，其平衡态的晶体形貌具有清晰的多面体结构；方向性较弱的金属晶体，其平衡态近乎球形。但在近平衡态下，多面体的棱角前沿液相中的溶质浓度梯度大，其扩散速度也大，而大平面的反之，这样棱角处晶体长大速度大，平面处小，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。37不等轴自由树枝晶（两维）生长过程的数值模拟。纯镍等轴树枝晶长大过程的数值模拟38（3）“外生生长”与“内生生长”的概念晶体自型壁生核，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”。396、枝晶间距枝晶间距：指相邻同次枝晶间的垂直距离。是树枝晶组织细化程度的表征。实际中，枝晶间距采用金相法测得统计平均值，通常采用的有一次枝晶（柱状晶主干）间距d1、二次分枝间距

d2

、和三次分枝间距

d3。40材料性能好热裂纹倾向小且分散显微缩松、夹杂物细小成分趋于均匀化细晶强化效果显著枝晶间距小41枝晶间距的预测一次间距d1的表达式：二次枝晶间距d2的表达式：冈本平HuntJ.D△TS—非平衡凝固的温度区间，A—与合金性质相关的常数42R与GL的乘积相当于冷却速度（oC/sec）。冷却速度大，二次枝晶间距d2越小。微量变质元素（如稀土）影响合金CL、k、σsl，也可使二次枝晶间距d2减小。冷却速度降低43第二节共晶合金的凝固

大部分合金存在着两个或两个以上的相，多相合金的凝固比单相固溶体的凝固情况复杂。本节讨论最为普遍的共晶合金凝固方式及组织。一、共晶组织的分类及特点二、共晶组织的形成机理44一、共晶组织的分类及特点（一）规则共晶与非规则共晶（二）非平衡状态下的共晶共生区（三）离异生长及离异共晶45（一）规则共晶与非规则共晶规则共晶：金属—金属，如:Pb-Sn，Ag-Cu层片状共晶

金属—金属间化合物，如:Al-Al3Ni棒状共晶

非规则共晶金属—非金属，如:Fe-C,Al-Si

共晶非金属—非金属，如:琥珀睛-茨醇共晶

粗糙－粗糙界面粗糙—光滑界面光滑—光滑界面46粗糙-粗糙界面（非小晶面-非小晶面）共晶金属-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，因此称为“规则共晶”。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”。47Al-Al3Ni棒状共晶（上——纵截面，下——横截面）Pb-Sn层片状共晶48粗糙-光滑界面（非小晶面-小晶面）共晶金属-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”。49Al-Si共晶合金组织长大过程的数值模拟

50光滑-光滑界面（小晶面-小晶面）共晶非金属-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”。两相非偶合生长形成不规则共晶规则共晶体a)琥珀睛-茨醇共晶,b)偶氮苯-苯偶酰共晶,c)四溴化碳-六氯乙烷51根据平衡相图，共晶反应只发生在一个固定的成分，任何偏离这一成分的合金凝固后都不能获得100％的共晶组织。如Pb-Sn合金在平衡凝固时，只有Pb-61.9Sn的共晶合金才能获得100％共晶组织。（二）非平衡状态下的共晶共生区非平衡凝固过程，由于共晶生长动力学因素的影响，共晶组织有以下三种情况：

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；2）有些非共晶成分的合金在冷速较快时可以在TE以下温度得到100％的共晶组织，该区域称之为共生区（图中阴影区）

；3）有些非共晶成分的合金，在一定冷速下，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”。521、“对称型共生区”

2、“非对称型共生区”3、共生区的概念的意义531、“对称型共生区”两个组元熔点相近、两条液相线基本对称、两相长大速度基本相同的非小晶面-非小晶面合金，容易形成对称型共生区。542、“非对称型共生区”当两个组元熔点相差较大，两条液相线不对称时，共晶点往往偏向于低熔点组元一侧，而共生区则由共晶点向高熔点组元一侧倾斜。原因：由于浓度起伏和扩散，共晶成分附近的低熔点相在非平衡结晶条件下较高熔点相更易于析出，其生长速度也更快。因此结晶时往往容易出现低熔点组元一侧的初生相。为了满足共生生长所需的基本条件，就需要合金液在含有更多高熔点组元成分的条件下进行共晶转变。553、共生区的概念的意义把平衡相图概念和不平衡共晶结晶动力学过程联系了起来；可以满意地解释非平衡结晶现象：如非共晶成分的合金可以结晶成100％的共晶组织，而共晶成分的合金结晶时反而得不到100％共晶组织；有助于对共生生长和离异生长这两种不同共晶方式作进一步分析和探讨。共生区的概念与平衡图并不矛盾，在无限缓慢的冷却条件下，共生区退缩到共晶点E，合金液即按平衡相图所示的规律进行结晶。56（三）离异生长及离异共晶1、离异生长与离异共晶的概念

2、晶间偏析型离异共晶的形成3、“晕圈”离异共晶形成571、离异生长与离异共晶的概念在共晶转变中也存在着合金液不能进入共生区的情况：共晶两相没有共同的生长界面，它们各自以不同的速度独立生长，即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。离异共晶分“晶间偏析型”和“晕圈型”两种类型。582、“晶间偏析型”离异共晶由系统本身的原因所引起：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，面把另一相单独留在枝晶间。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。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。593、“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”。60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。球墨铸铁的共晶转变是其典例。61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。灰铸铁中的片状石墨与奥氏体的共生生长则属此类。62二、共晶组织的形成机理（一）非小平面—非小平面共生共晶的形成（二）非小平面—小平面共晶合金的结晶63（一）非小晶面—非小晶面共生共晶的形成

层片状共晶组织的形核及长大

棒状共晶生长64层片状共晶组织的形核及长大

层片状共晶组织是最常见的一类非小晶面一非小晶面共生共晶组织。现以球状共晶团为例，讨论层片状共晶组织的形成过程。1、层片状共晶生核过程及“搭桥”方式2、共生过程的协同生长3、片层距的调整4、胞状、树枝状共晶的形成651、共晶团的形成β相固溶体在α相球面上的析出领先相富A组元的α固溶体小球析出界面前沿B组元原子的不断富集向前方及侧面的熔体中排出A组元原子α相依附于β相的侧面长出分枝β相沿着α相的球面与侧面迅速铺展交替进行……形成具有两相沿着径向并排生长的球形共生界面双相核心66“搭桥”方式：领先相表面一旦出现第二相，则可通过这种彼此依附、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生核。层片状共晶的两种形核、长大方式示意图。67搭桥式生核方式彼此依附、交替生长的方式682、共生过程的协同生长非小晶面向前生长不取决于晶体的性质，只取决于热流方向及原子扩散。共生协同生长：两相各向其界面前沿排出另一组元的原子，a相生长排出的组元B为β相生长创造了条件，而β相生长排出的A组元为a相的生长创造了条件。由于α相前沿富B，而β相前沿富A，扩散速度正比于溶质的浓度梯度，因此横向扩散速度比纵向大的多。共晶两相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，齐头并进地快速向前生长。693、片间距的调整→此处B原子聚集而浓度升高→

α相在此处推进的速度变慢→形成凹坑→

B原子扩散越发困难→新的β相片层则在此处形成，凝固速度越快，相应的片间距就会越小。α相片层中心处B原子扩散比α-β交界要困难得多704、胞状、树枝状共晶的形成（第三组元的影响）A、B两相每相排出第三组元的原子无法横向扩散，只能向液体内部扩散形成富集层（达到几百个层片厚度数量级）在适当的工艺条件下(如GL较小、R较大时)，界面前方液体产生成分过冷导致界面形态的改变，形成胞状界面

当第三组元浓度较大，或在更大的凝固速度下，成分过冷进一步扩大，胞状共晶将发展为树枝状共晶组织，甚至还会导致共晶合金自外生生长到内生生长的转变。71棒状共晶生长形成棒状共晶的一般条件：如果一相的体积分数小于1／π时，该相将以棒状结构出现；如果体积分数在1/π~½之间时，两相均以片状结构出现。棒状共晶：该组织中一个组成相以棒状或纤维状形态沿着生长方向规则地分布在另一相的连续基体中。72第三组元的影响如果第三组元在两相中的平衡分配系数相差较大，则可能出现第三组元仅引起一个组成相产生成分过冷。产生成分过冷相的层片在生长过程中将会越过另一相层片的界面而伸入液相中，通过搭桥作用，落后的一相将被生长快的一相割成筛网状，并最终发展成棒状组织。73（二）非小平面—小平面共晶合金的结晶由于小平面本身存在着多种不同的生长机制，故这类共晶合金比非小平面-非小平面共晶合金具有更为复杂的组织形态变化，且对生长条件的变化也表现出高度的敏感。即使是同一种合金，在不同的条件下则能形成多种形态各异、性能悬殊的共生共晶甚至离异共晶组织。这类共晶合金最具有代表性的是Fe-C和A1-Si两种合金。74领先相石墨以旋转孪晶生长机制垂直于棱柱面以[10T0]方向呈片状生长，而奥氏体则以非封闭晕圈形式包围着石墨片（0001）基面跟随着石墨片一起长大。伸入液相的石墨片前端通过旋转孪晶的作用不断改变生长方向而发生弯曲，并不断分枝出新的石墨片。奥氏体则依靠石墨片[10T0]方向生长过程中在其周围形成的富Fe液层而迅速生长，并不断将石墨片的侧面包围起来。在高纯度Fe-C合金共晶凝固中，领先相石墨的外露面为（0001）基面，往往按螺旋位错生长机制垂直于基面按[000l]方向生长，从而形成球状石墨+奥氏体晕圈的离异共晶组织。在一般工业Fe-C合金中，由于氧、硫等第三组元杂质的影响，共晶石墨则以旋转孪晶生长机制沿[10T0]方向生长，从而形成片状石墨结构的共生共晶组织。如果在工业铁液中加入微量的镁或铈等球化元素，也可得到球状石墨的离异共晶组织。灰铸铁共晶共生生长75Al–Si合金共生生长当领先相Si以反射孪晶生长机理在界面前沿不断分枝生长时，形成的共生共晶组织是在α-A1的连续基体中分布着紊乱排列的板片状Si的两相混合体。76a）变质前,b)0.1%Sr变质后,c)0.1%Sr变质后Al-Si共晶合金Sr变质前后的共晶Si形态在Al-Si共晶合金液中加入Na、Sr等微量变质元素，共晶生长中不断封锁共晶Si原有反射孪晶台阶而又不断产生新的反射孪晶，使共晶Si不断分枝，粗片状共晶Si大大细化，并逐渐转变为纤维状共晶Si的组织。77第三节偏晶合金与包晶合金的凝固一、偏晶合金的凝固偏晶合金大体积的凝固偏晶合金的单向凝固二、包晶合金的凝固平衡凝固非平衡凝固78第四节对流对凝固组织的影响及半固态金属的凝固一、对流对凝固组织的影响：（以低熔点类透明有机物为例）当平行于凝固界面的流速较小时：将发生枝晶间距增大，一次枝晶的成长方向偏向来流方向几度，来流方向的二次枝晶发达，而背流侧的二次枝晶几乎不成长；当流速增大到一定值时：原来的主轴晶停止生长，在背流处形成新的主轴晶，并与原来的主轴晶竞相生长，获得一种特殊的凝固组织——穗状晶；当流速与凝固界面垂直时：产生严重的宏观偏析。强烈的紊流可能冲刷新形成的枝晶臂，而造成晶粒繁殖，利于晶粒细化。79二、金属的半固态非枝晶组织与凝固机理经过激烈搅拌后的与未经搅拌的半固态浆料的凝固组织

见图4-31、4-32半固态初生晶粒转变机制的假说正常熟化引起的枝晶根部熔断论假说枝晶臂塑性弯曲和晶界浸润熔断论假说冷却速度与对流速度耦合作用模型80正常熟化引起的枝晶根部熔断论假说搅拌条件下的球状初生晶粒演化机制示意图（图4-33）。当增加剪切速率和固相含量及降低冷却速率时，可以加快其演化进程。可见，初生晶粒的大小主要与凝固时的冷却速率有关。冷却速率越高，初生固相晶粒越小，但当剪切速率大于某一值时，初生固相晶粒也随剪切速率的增加而增加。81枝晶臂塑性弯曲和晶界浸润熔断论假说枝晶在接近熔点温度附近虽然脆弱，但剪切不会使初生枝晶的二次枝晶臂立即折断，会使二次枝晶臂发生塑性弯曲，弯曲使枝晶臂产生附加位错群。这些位错将会因为该枝晶臂弯曲部位的回复和再结晶的发生而转变成晶界，则晶界处有具有θ角大小的取向错误，若θ角>20o，该晶界的晶界能比固液界面能大两倍以上，则大角度晶界最终会被液体薄膜完全浸润，最后枝晶臂就会由于晶界引发的浸润而从枝晶主干上脱落下来。如图4-3482冷却速度与对流速度耦合作用模型认为在固液两相区，枝晶难以机械断裂，枝晶碎断不是非枝晶组织形成的主要原因，由于电磁搅拌在熔体中产生的强烈混合和对流改变了传热和传质过程，使得晶粒在各个方向上的生长条件都相同，于是晶粒发生了类