第4章-單相合金與多相合金的凝固課件

Chapter4Solidificationofsingle-phaseandmulti-phasealloys

第四章單相合金與多相合金的凝固凝固過程中的傳質(zhì)基本原理傳質(zhì)控制方程：菲克第二定律：（非穩(wěn)態(tài)、無總體流動、無化學(xué)反應(yīng)）菲克第一定律：jA—體系中A物質(zhì)的質(zhì)量通量密度，kg/(m2.s)JA--體系中A物質(zhì)的摩爾通量密度，mol/(m2.s)一維穩(wěn)態(tài)分子擴(kuò)散：質(zhì)量傳遞的動力是什么？§4-1

單相合金的凝固一、凝固過程中的溶質(zhì)再分配1、起因：同一溫度下的固相與液相溶質(zhì)的溶解度不同。溶質(zhì)分配系數(shù)：C0二平衡凝固時(shí)溶質(zhì)的再分配固相與液相中溶質(zhì)擴(kuò)散充分進(jìn)行。平衡凝固時(shí)固相和液相的溶質(zhì)濃度：1、固相無擴(kuò)散，液相均勻混合三、近平衡凝固時(shí)的溶質(zhì)再分配(b)凝固開始，(c)T*、fs時(shí)，(d)凝固末期固相內(nèi)成分不均勻——晶內(nèi)偏析2、固相無擴(kuò)散，液相只有有限擴(kuò)散而無對流起始瞬態(tài)穩(wěn)定態(tài)終止瞬態(tài)張承甫等，凝固理論與凝固技術(shù)，1985凝固進(jìn)入穩(wěn)定狀態(tài)時(shí)，式中為離開界面的距離，DL為溶質(zhì)在液相中的擴(kuò)散系數(shù)，R為界面推進(jìn)速度。結(jié)合邊界條件有通解和特解分別為：（4-15）稱作“特性距離”3、固相無擴(kuò)散，液相有對流(a)液相容積足夠大；(b)液相容積有限如果液相容積很大，則擴(kuò)散層以外液相中的溶質(zhì)濃度接近合金原始。擴(kuò)散層δ內(nèi)溶質(zhì)擴(kuò)散場可用下式描述:將邊界條件代入，得到：δ上式兩邊同減C0，得到界面前液相內(nèi)溶質(zhì)濃度分布方程δ(4-16)

如果液相容積有限，則溶質(zhì)富集層δ以外的液相成分，在凝固過程中將不再維持原始合金成分C0值不變而是逐漸提高。用表示溶質(zhì)富集層δ以外的液相平均溶質(zhì)濃度，則

(4-17)攪拌對流愈強(qiáng)：δ越小，越小，即固相的溶質(zhì)越少生長速度愈大：R越大，越接近于C0，四、成分過冷1、溶質(zhì)富集引起界面前液體凝固溫度（熔點(diǎn)、液相線溫度）變化。合金原始成分C0，平衡結(jié)晶溫度T0，液相線斜率mLmLCx隨距離x變化，液相中只有擴(kuò)散時(shí)：x=0時(shí)，x=∞時(shí)，mL或Ti2、成分過冷的形成——內(nèi)因＋外因（冷卻速度，G）成分過冷度（動力學(xué)過冷度ΔTK很小，可忽略時(shí)）：GL為外界冷卻引起的溫度梯度(實(shí)際溫度直線的斜率)mLTi成分過冷的條件：影響成分過冷區(qū)寬度和過冷度大小的因素：工藝因素：GL,R合金本身的因素：DL,mL,k,C03、成分過冷的本質(zhì)（1）溶質(zhì)富集使平衡結(jié)晶溫度大為降低，減小了實(shí)際過冷度，甚至阻礙晶體生長。（2）成分過冷使界面不穩(wěn)定，將不能保持平面。(b)無溶質(zhì)再分配的界面前過冷情況?有成分過冷五、成分過冷對單相合金凝固過程的影響1、無成分過冷的平面生長平面生長的條件：圖界面前方無成分過冷時(shí)平面生長

a）局部不穩(wěn)定界面

b）最終穩(wěn)定界面穩(wěn)定界面的推進(jìn)速率即晶體的生長速率R可由界面上熱平衡方程導(dǎo)出

：所以：式中λS，λL—固、液兩相的導(dǎo)熱系數(shù)；

ρ，L—合金的密度和結(jié)晶潛熱。2、窄成分過冷區(qū)的胞狀生長圖a）窄成分過冷區(qū)的形成

b）平界面在成分過冷作用下失去穩(wěn)定c）穩(wěn)定的胞狀界面形態(tài)的形成Al-0.1Cu合金凝固橫截面組織G/R＝4.5×104(K·sec/cm2)Al-0.1Cu,G/R＝0.42×104(K·sec/cm2)合金定向凝固組織a)縱向b)橫向3、較寬成分過冷區(qū)的柱狀樹枝晶生長圖柱狀枝晶生長過程圖5-5胞狀生長向枝晶生長的轉(zhuǎn)變4、寬成分過冷區(qū)的自由樹枝晶生長圖從柱狀枝晶的外生生長轉(zhuǎn)變?yōu)?/p>

等軸枝晶的內(nèi)生生長枝狀晶＋自由樹枝晶（等軸晶）5、樹枝晶的生長方向和枝晶間距（1）立方晶系<100>晶向生長密排六方為（1010）方向生長體心立方為<110>晶向圖5-8立方晶系枝晶的生長方向a）小平面生長b）非小平面生長（2）枝晶間距取決于潛熱的散熱條件，即冷卻速度一次枝晶間距：二次枝晶間距：或圖5-9C0、GL/R對單相合金晶體形貌的影響R30

大部分合金存在著兩個(gè)或兩個(gè)以上的相，多相合金的凝固比單相固溶體的凝固情況復(fù)雜。本節(jié)討論最為普遍的共晶合金凝固方式及組織。一、共晶組織的分類及特點(diǎn)二、共晶組織的形成機(jī)理§4-2共晶合金的結(jié)晶31（一）規(guī)則共晶與非規(guī)則共晶（二）非平衡狀態(tài)下的共晶共生區(qū)（三）離異生長及離異共晶一、共晶組織的分類及特點(diǎn)32規(guī)則共晶：金屬—金屬，如:Pb-Sn

，Ag-Cu層片狀共晶

金屬—金屬間化合物，如:Al-Al3Ni棒狀共晶

非規(guī)則共晶金屬—非金屬，如:Fe-C,Al-Si

共晶非金屬—非金屬，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（一）規(guī)則共晶與非規(guī)則共晶33金屬-金屬共晶及金屬-金屬間化合物共晶多為第Ⅰ類共晶，其典型的顯微形態(tài)是有規(guī)則的層片狀，或其中有一相為棒狀，因此稱為“規(guī)則共晶”。規(guī)則共晶長大時(shí)，兩相彼此緊密相連，相互依賴生長，兩相前方的液體區(qū)域中存在溶質(zhì)的運(yùn)動。這種長大方式稱之為“共生生長”。粗糙-粗糙界面（非小晶面-非小晶面）共晶34金屬-非金屬共晶屬于第Ⅱ類共晶體，長大過程往往仍是相互偶合的“共生”長大，但由于小晶面相（非金屬相）晶體長大具有強(qiáng)烈的方向性，且對凝固條件（如雜質(zhì)元素或變質(zhì)元素）十分敏感，容易發(fā)生彎曲和分枝，所得到的組織較為無規(guī)則，屬于“不規(guī)則共晶”。粗糙-光滑界面（非小晶面-小晶面）共晶35Al-Si共晶合金組織長大過程的數(shù)值模擬

36非金屬-非金屬屬于第Ⅲ類共晶體，長大過程不再是偶合的。所得到的組織為兩相的不規(guī)則混合物，也屬于“不規(guī)則共晶”。兩相非偶合生長形成不規(guī)則共晶規(guī)則共晶體a)琥珀睛-茨醇共晶,b)偶氮苯-苯偶酰共晶,c)四溴化碳-六氯乙烷光滑-光滑界面（小晶面-小晶面）共晶37

根據(jù)平衡相圖，共晶反應(yīng)只發(fā)生在一個(gè)固定的成分，任何偏離這一成分的合金凝固后都不能獲得100％的共晶組織。如Pb-Sn合金在平衡凝固時(shí)，只有Pb-61.9Sn的共晶合金才能獲得100％共晶組織。

非平衡凝固過程，由于共晶生長動力學(xué)因素的影響，共晶組織有以下三種情況：

1)共晶成分的合金，在冷速較快時(shí)，不一定能得到100％的共晶組織，而是得到亞共晶或過共晶；

2）有些非共晶成分的合金在冷速較快時(shí)可以在TE以下溫度得到100％的共晶組織，該區(qū)域稱之為共生區(qū)（圖中陰影區(qū)）；

3）有些非共晶成分的合金，在一定冷速下，既不出現(xiàn)100％的共晶組織，也不出現(xiàn)初晶+共晶的情況，而是出現(xiàn)“離異共晶”。

（二）非平衡狀態(tài)下的共晶共生區(qū)381、“對稱型共生區(qū)”

2、“非對稱型共生區(qū)”3、共生區(qū)的概念的意義39兩個(gè)組元熔點(diǎn)相近、兩條液相線基本對稱、兩相長大速度基本相同的非小晶面-非小晶面合金，容易形成對稱型共生區(qū)。

1、“對稱型共生區(qū)”40

當(dāng)兩個(gè)組元熔點(diǎn)相差較大，兩條液相線不對稱時(shí)，共晶點(diǎn)往往偏向于低熔點(diǎn)組元一側(cè)，而共生區(qū)則由共晶點(diǎn)向高熔點(diǎn)組元一側(cè)傾斜。原因：由于濃度起伏和擴(kuò)散，共晶成分附近的低熔點(diǎn)相在非平衡結(jié)晶條件下較高熔點(diǎn)相更易于析出，其生長速度也更快。因此結(jié)晶時(shí)往往容易出現(xiàn)低熔點(diǎn)組元一側(cè)的初生相。為了滿足共生生長所需的基本條件，就需要合金液在含有更多高熔點(diǎn)組元成分的條件下進(jìn)行共晶轉(zhuǎn)變。2、“非對稱型共生區(qū)”41

把平衡相圖概念和不平衡共晶結(jié)晶動力學(xué)過程聯(lián)系了起來；可以滿意地解釋非平衡結(jié)晶現(xiàn)象：如非共晶成分的合金可以結(jié)晶成100％的共晶組織，而共晶成分的合金結(jié)晶時(shí)反而得不到100％共晶組織；共生區(qū)的概念與平衡圖并不矛盾，在無限緩慢的冷卻條件下，共生區(qū)退縮到共晶點(diǎn)E，合金液即按平衡相圖所示的規(guī)律進(jìn)行結(jié)晶。3、共生區(qū)的概念的意義421、離異生長與離異共晶的概念

2、晶間偏析型離異共晶的形成3、“暈圈”離異共晶形成（三）離異生長及離異共晶43在共晶轉(zhuǎn)變中也存在著合金液不能進(jìn)入共生區(qū)的情況：共晶兩相沒有共同的生長界面，它們各自以不同的速度獨(dú)立生長，即兩相的析出在時(shí)間上和空間上都是彼此分離的，因而形成的組織沒有共生共晶的特征。這種非共生生長的共晶結(jié)晶方式稱為離異生長，所形成的組織稱離異共晶。離異共晶分“晶間偏析型”和“暈圈型”兩種類型。1、離異生長與離異共晶的概念44當(dāng)一相大量析出，而另一相尚未開始結(jié)晶時(shí)，將形成晶間偏析型離異共晶。由系統(tǒng)本身的原因所引起：如果合金成分偏離共晶點(diǎn)很遠(yuǎn)，初晶相長得很大，共晶成分的殘留液體很少，類似于薄膜分布于枝晶之間。當(dāng)共晶轉(zhuǎn)變時(shí)，一相就在初晶相的枝晶上繼續(xù)長出，面把另一相單獨(dú)留在枝晶間。由另一相的生核困難所引起：合金偏離共晶成分，初晶相長得較大，如另一相不能以初生相為襯底而生核，或因液體過冷傾向大使該相析出受阻時(shí)，初生相就繼續(xù)長大而把另一相留在枝晶間。2、“晶間偏析型”離異共晶45兩相性質(zhì)差別較大的非小晶面—小晶面共晶合金中能更經(jīng)常地見到這種暈圈組織。由于兩相在生核能力和生長速度上的差別，第二相環(huán)繞著領(lǐng)先相表面生長而形成一種鑲邊外圍層的情況，此外圍層稱為“暈圈”。3、“暈圈型”離異共晶形成46如果領(lǐng)先相的固-液界面全部是慢生長面，會被快速生長的第二相暈圈所封閉，則兩相與熔體之間就沒有共同的生長界面，而只有形成暈圈的第二相與熔體相接觸，所以原先的領(lǐng)先相只能依靠原子通過暈圈的擴(kuò)散進(jìn)行，最后形成領(lǐng)先相呈球團(tuán)狀結(jié)構(gòu)的離異共晶組織。球墨鑄鐵的共晶轉(zhuǎn)變是其典例。封閉型圈暈47

如果領(lǐng)先相的固—液界面是各向異性的，第二相只能將其慢生長面包圍住，而其快生長面仍能突破暈圈的包圍并與熔體相接觸，則暈圈是不完整的。這時(shí)兩相仍能組成共同的生長界面而以共生方式進(jìn)行偶合結(jié)晶。灰鑄鐵中的片狀石墨與奧氏體的共生生長則屬此類。

48二、共晶組織的形成機(jī)理（一）非小平面—非小平面共生共晶的形成（二）非小平面—小平面共晶合金的結(jié)晶49

層片狀共晶組織的形核及長大

棒狀共晶生長（一）非小晶面—非小晶面共生共晶的形成50

層片狀共晶組織是最常見的一類非小晶面一非小晶面共生共晶組織?，F(xiàn)以球狀共晶團(tuán)為例，討論層片狀共晶組織的形成過程。1、層片狀共晶生核過程及“搭橋”方式2、共生過程的協(xié)同生長3、片層距的調(diào)整4、胞狀、樹枝狀共晶的形成層片狀共晶組織的形核及長大51

β相固溶體在α相球面上的析出

領(lǐng)先相富A組元的α固溶體小球析出

界面前沿B組元原子的不斷富集

向前方及側(cè)面的熔體中排出A組元原子

α相依附于β相的側(cè)面長出分枝

β相沿著α相的球面與側(cè)面迅速鋪展

交替進(jìn)行……

形成具有兩相沿著徑向并排生長的球形共生界面雙相核心1、共晶團(tuán)的形成52“搭橋”方式：領(lǐng)先相表面一旦出現(xiàn)第二相，則可通過這種彼此依附、交替生長的方式產(chǎn)生新的層片來構(gòu)成所需的共生界面，而不需要每個(gè)層片重新生核。層片狀共晶的兩種形核、長大方式示意圖。532、共生過程的協(xié)同生長非小晶面向前生長不取決于晶體的性質(zhì)，只取決于熱流方向及原子擴(kuò)散。共生協(xié)同生長：兩相各向其界面前沿排出另一組元的原子，a相生長排出的組元B為β相生長創(chuàng)造了條件，而β相生長排出的A組元為a相的生長創(chuàng)造了條件。由于α相前沿富B，而β相前沿富A，擴(kuò)散速度正比于溶質(zhì)的濃度梯度，因此橫向擴(kuò)散速度比縱向大的多。共晶兩相通過橫向擴(kuò)散不斷排走界面前沿積累的溶質(zhì)，且又互相提供生長所需的組元，彼此合作，齊頭并進(jìn)地快速向前生長。54→此處B原子聚集而濃度升高→α相在此處推進(jìn)的速度變慢→形成凹坑→

B原子擴(kuò)散越發(fā)困難→新的β相片層則在此處形成，

凝固速度越快，相應(yīng)的片間距就會越小。

α相片層中心處B原子擴(kuò)散比α-β交界要困難得多3、片間距的調(diào)整55A、B兩相每相排出第三組元的原子無法橫向擴(kuò)散，只能向液體內(nèi)部擴(kuò)散形成富集層（達(dá)到幾百個(gè)層片厚度數(shù)量級）在適當(dāng)?shù)墓に嚄l件下(如GL較小、R較大時(shí))，界面前方液體產(chǎn)生成分過冷，導(dǎo)致界面形態(tài)的改變，形成胞狀界面。當(dāng)?shù)谌M元濃度較大，或在更大的凝固速度下，成分過冷進(jìn)一步擴(kuò)大，胞狀共晶將發(fā)展為樹枝狀共晶組織，甚至還會導(dǎo)致共晶合金自外生生長到內(nèi)生生長的轉(zhuǎn)變。4、胞狀、樹枝狀共晶的形成（第三組元的影響）56棒狀共晶生長形成棒狀共晶的一般條件：如果一相的體積分?jǐn)?shù)小于1／π時(shí)，該相將以棒狀結(jié)構(gòu)出現(xiàn)；如果體積分?jǐn)?shù)在1/π~?之間時(shí)，兩相均以片狀結(jié)構(gòu)出現(xiàn)。棒狀共晶：該組織中一個(gè)組成相以棒狀或纖維狀形態(tài)沿著生長方向規(guī)則地分布在另一相的連續(xù)基體中。57如果第三組元在兩相中的平衡分配系數(shù)相差較大，則可能出現(xiàn)第三組元僅引起一個(gè)組成相產(chǎn)生成分過冷。產(chǎn)生成分過冷相的層片在生長過程中將會越過另一相層片的界面而伸入液相中，通過搭橋作用，落后的一相將被生長快的一相割成篩網(wǎng)狀，并最終發(fā)展成棒狀組織。第三組元的影響58

由于小平面本身存在著多種不同的生長機(jī)制，故這類共晶合金比非小平面-非小平面共晶合金具有更為復(fù)雜的組織形態(tài)變化，且對生長條件的變化也表現(xiàn)出高度的敏感。即使是同一種合金，在不同的條件下則能形成多種形態(tài)各異、性能懸殊的共生共晶甚至離異共晶組織。這類共晶合金最具有代表性的是Fe-C和A1-Si兩種合金。（二）非小平面—小平面共晶合金的結(jié)晶59領(lǐng)先相石墨以旋轉(zhuǎn)孿晶生長機(jī)制垂直于棱柱面以[10T0]方向呈片狀生長，而奧氏體則以非封閉暈圈形式包圍著石墨片（0001）基面跟隨著石墨片一起長大。伸入液相的石墨片前端通過旋轉(zhuǎn)孿晶的作用不斷改變生長方向而發(fā)生彎曲，并不斷分枝出新的石墨片。奧氏體則依靠石墨片[10T0]方向生長過程中在其周圍形成的富Fe液層而迅速生長，并不斷將石墨片的側(cè)面包圍起來。在高純度Fe-C合金共晶凝固中，領(lǐng)先相石墨的外露面為（0001）基面，往往按螺旋位錯(cuò)生長機(jī)制垂直于基面按[000l]方向生長，從而形成球狀石墨+奧氏體暈圈的離異共晶組織。在一般工業(yè)Fe-C合金中，由于氧、硫等第三組元雜質(zhì)的影響，共晶石墨則以旋轉(zhuǎn)孿晶生長機(jī)制沿[10T0]方向生長，從而形成片狀石墨結(jié)構(gòu)的共生共晶組織。如果在工業(yè)鐵液中加入微量的鎂或鈰等球化元素，也可得到球狀石墨的離異共晶組織?；诣T鐵共晶共生生長60a）變質(zhì)前,b)0.1%Sr變質(zhì)后,c)0.1%Sr變質(zhì)后Al-Si

共晶合金Sr

變質(zhì)前后的共晶Si

形態(tài)在Al-Si共晶合金液中加入Na、Sr等微量變質(zhì)元素，共晶生長中不斷封鎖共晶Si原有反射孿晶臺階而又不斷產(chǎn)生新的反射孿晶，使共晶Si不斷分枝，粗片狀共晶Si大大細(xì)化，并逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)槔w維狀共晶Si的組織。§4-3偏晶合金和包晶合金的凝固1.偏晶合金的凝固這種合金的特點(diǎn)是：①在一定溫度以上兩組元在液態(tài)無限互溶；②在固態(tài)有限互溶，各組元的k＜1；③在一定的成分和溫度范圍內(nèi)出現(xiàn)兩個(gè)互不溶解的液體Ll和L2；偏晶成分Cm的液體在Tm溫度時(shí)液體L1中能分解出兩個(gè)相：固相α和新的液相L2，即L1=α+L2

此轉(zhuǎn)變與共晶轉(zhuǎn)變非常相似，但共晶轉(zhuǎn)變是從液體中同時(shí)析出兩個(gè)固相而偏品轉(zhuǎn)變時(shí)只析出一個(gè)固相，另一個(gè)則為液相L2，故稱為偏晶。隨著溫度的下降，L2中會不斷析出α，最后殘余的液體L2在一定溫度時(shí)還會產(chǎn)生其它轉(zhuǎn)變，如共晶、包晶等。

偏晶合金的凝固分三種情況：(1)在這種情況下，液相L2不能潤濕固相，新析出的液相將不依賴于固相進(jìn)行異質(zhì)形核，而是在固—液界面的前沿液相中形核；并因兩種液體密度的不同而出現(xiàn)上浮或下沉現(xiàn)象。①如果液滴L2的上浮速度大于固液界面的推進(jìn)速度v，則它將上浮到液相L1的頂部。在這種情況下，α相將依溫度的推移，沿鑄型的垂直方向向上推進(jìn)，而L2將全部集中到試樣的頂端，其結(jié)果是試樣的下部全為α相，上部全部為β相。利用這種方法可以制取α相的單晶，其優(yōu)點(diǎn)是不發(fā)生成分偏析和成分過冷。半導(dǎo)體化合物HgTe單晶就是利用這一原理由偏晶系Hg-Te制取的。②如果液滴L2的上浮速度小于于固液界面的推進(jìn)速度v，其凝固如圖所示。(2)

此時(shí)，液滴L2可部分地潤濕固相，并在生長過程中被固相拉長，形成棒狀或纖維凝固組織。(3)

此時(shí)、液滴L2可完全潤濕固相。固相被液相L2封閉，不可能出現(xiàn)穩(wěn)定狀態(tài)，α相只能繼續(xù)地在L1-L2界面上形成，最終獲得α相和β相交替的分層組織。然而在實(shí)際凝固過程中，這種情況是少見的。2.包晶合金的凝固包晶合金的特點(diǎn)為：①液態(tài)無限互溶，固態(tài)有限互溶，②β在α中的分配系數(shù)小于1；③兩條液相線按同一方向傾斜。

對于合金成分為C0合金首先析出α枝晶。在α枝晶的長大過程，組元B在液相中富集，導(dǎo)致液相成分沿相圖中的液相線變化。當(dāng)溫度降至TP時(shí)，則發(fā)生包晶反應(yīng)LP+α=β

，β相在α相表面發(fā)生異質(zhì)形核，并很快沿表面生長，將α相包裹在中間。進(jìn)一步的包晶反應(yīng)通過β相內(nèi)的擴(kuò)散進(jìn)行。組元B自β與L界面向α與β界面擴(kuò)散，導(dǎo)致α與β界面向α相一側(cè)擴(kuò)展，而組元A則自α與β界面向β與L界面擴(kuò)散并導(dǎo)致該界面向液相擴(kuò)展，最后完成包晶反應(yīng)。由于固相擴(kuò)散速度比較緩慢，利于α相的大量形核。通常人們正是利用這一特點(diǎn)，進(jìn)行細(xì)化晶粒。

向鋁液中添加Ti，Ti和Al反應(yīng)生成TiAl3,

晶格相似：TiAl3

四方晶格;Al面心立方

晶格常數(shù)：2CAl＝80.8nm，差：5.7%

包晶反應(yīng)：L+TiAl3→α,使α依附在TiAl3質(zhì)點(diǎn)上形核。Zr、B等元素和Ti有類似的作用。商品化變質(zhì)劑：Al-Ti-B,Al-Ti-C。68§4-4對流對凝固組織的影響及半固態(tài)金屬的凝固一、對流對凝固組織的影響：（以低熔點(diǎn)類透明有機(jī)物為例）當(dāng)平行于凝固界面的流速較小時(shí)：將發(fā)生枝晶間距增大，一次枝晶的成長方向偏向來流方向幾度，來流方向的二次枝晶發(fā)達(dá)，而背流側(cè)的二次枝晶幾乎不成長；當(dāng)流速增大到一定值時(shí)：原來的主軸晶停止生長，在背流處形成新的主軸晶，并與原來的主軸晶競相生長，獲得一種特殊的凝固組織——穗狀晶；當(dāng)流速與凝固界面垂直時(shí)：產(chǎn)生嚴(yán)重的宏觀偏析。強(qiáng)烈的紊流可能沖刷新形成的枝晶臂，而造成晶粒繁殖，利于晶粒細(xì)化。69二、金屬的半固態(tài)非枝晶組織與凝固機(jī)理半固態(tài)初生晶粒轉(zhuǎn)變機(jī)制的假說正常熟化引起的枝晶根部熔斷論假說枝晶臂塑性彎曲和晶界浸潤熔斷論假說冷卻速度與對流速度耦合作用模型70正常熟化引起的枝晶根部熔斷論假說攪拌條件下的球狀初生晶粒演化機(jī)制示意圖（圖4-33）。當(dāng)增加剪切速率和固相含量及降低冷卻速率時(shí)，可以加快其演化進(jìn)程。

可見，初生晶粒的大小主要與凝固時(shí)的冷卻速率有關(guān)。冷卻速率越高，初生固相晶粒越小，但當(dāng)剪切速率大于某一值時(shí)，初生固相晶粒也隨剪切速率的增加而增加。71枝晶臂塑性彎曲和晶界浸潤熔斷論假說枝晶在接近熔點(diǎn)溫度附近雖然脆弱，但剪切不會使初生枝晶的二次枝晶臂立即折斷，會使二次枝晶臂發(fā)生塑性彎曲，彎曲使枝晶臂產(chǎn)生附加位錯(cuò)群。這些位錯(cuò)將會因?yàn)樵撝П蹚澢课坏幕貜?fù)和再結(jié)晶的發(fā)生而轉(zhuǎn)變成晶界，則晶界處有具有θ角大小的取向錯(cuò)誤，若θ角>20o，該晶界的晶界