第4章鑄件凝固組織

第四章鑄件凝固組織控制

鑄件凝固組織的形成等軸晶的晶粒細化多相合金凝固過程的變質處理凝固組織中的偏析及其控制凝固收縮及凝固組織致密度的控制合金液的凈化第1節(jié)鑄件凝固組織的形成一、鑄件凝固界面前沿液態(tài)金屬的過冷條件分析1、金屬凝固過程中液態(tài)金屬的成分過冷過冷：我們把在平衡凝固溫度以下，仍存在液體狀態(tài)金屬的現(xiàn)象叫做過冷。金屬的凝固其實是在平衡溫度以下開始的。純金屬冷卻時，冷卻曲線不一定像圖4-2所示，在凝固溫度呈水平狀，而根據(jù)不同的冷卻方法顯示種種形狀:

如果與金屬型的冷卻能力相比，液體金屬量足夠大的話，過冷的金屬剛一開始放出結晶潛熱的時候，參與溶液的溫度就迅速升至平衡凝固溫度，如圖5-1a所示；但是，當金屬液量少而鑄型的吸熱能力強的時候，過冷金屬放出的潛熱不能完全把殘余熔液的溫度升高到平衡凝固溫度，這時的冷卻曲線如圖5-1b所示。當金屬液量更少時，則如圖5-1c所示，則冷卻曲線上不會出現(xiàn)由于不斷放出潛熱而使溫度急劇升高的現(xiàn)象。成分過冷合金凝固時，凝固界面的成分過冷對凝固組織有很大的影響。所以我們首先說說成分過冷。如圖9-1，在k0＜1的合金系平衡相圖中，當溶質濃度為C0的合金液冷卻到溫度t時，最先凝固的固體含有的溶質濃度用C0k0表示，即析出比溶液純度高的晶體，此時，由固體向凝固界面析出的溶質相當于C0(1-k0)。然而，當析出于界面上的溶質沒有充分的時間在溶液中完全擴散時，就會出現(xiàn)如圖9-2所示的情況，靠近凝固界面的溶質濃度，比殘液中的平均濃度大。凝固溫度會隨著溶質濃度增大而降低，所以靠近凝固界面的溶液的凝固溫度降低，如圖9-2所示。

鑄型內溶液溫度和凝固溫度的關系如圖9-3a所示。剛澆注后靠型壁面的溶液具有最大的過冷，但是，凝固時如果在凝固界面處的溶質富集，如圖b所示，致使在凝固界面處有過冷減小。在凝固界面處析出的溶質難于擴散，溶質富集度不斷地增大，凝固界面的過冷也越來越小，凝固被局部抑制，僅在凝固界面內保留較大過冷的地方優(yōu)先推進。下面用圖9-4來說明這個問題。在微觀上看凹凸不平，但表面看卻是平滑的界面上推進的凝固界面，是很難期望溶質完全均勻地分布在這樣的界面上。圖9-4a所示，假定在凝固界面上的某一部位如A處的溶質偏析較小，而在另一部位如B處其偏析程度較大，如圖c,d所示,在部位B處凝固界面的過冷比部位A處小，所以凝固在部位A處優(yōu)先進行。換句話說，在部位B處凝固的推進受到抑制。嚴格地說，凝固界面溶液中的過冷減小，是由于溶質偏析和凝固伴隨放出潛熱而使溫度升高這兩方面引起的。2、金屬凝固過程中成分過冷的判據(jù)當單向凝固平界面生長達到穩(wěn)定態(tài)后，對于k0<1的物質來說，在固液界面前沿的液相內將形成穩(wěn)定的溶質富集層，該溶質富集層的厚度，與界面推進速度成反比。如前所述，固液界面前沿液相內的溶質濃度，隨距固液界面前沿的距離增加而減小，與此對應，液相線TL的分布線高于液相內的實際溫度Tq的分布線時，就會在凝固界面的前沿液相中形成成分過冷區(qū)，如圖4-13中的陰影部分。由Rutter和Chalmer等人提出了成分過冷準則，考慮到溫度梯度和濃度梯度這兩個具有相反效應的因素對界面穩(wěn)定性的影響作用，即，固液界面前沿液相一側正的溫度梯度和小的濃度梯度有利于界面的穩(wěn)定；相反，則不利于界面的穩(wěn)定。設液相線的斜率為mL，在平界面凝固條件下，界面處液體內溫度梯度應大于或者至少等于液相熔點溫度分布的梯度，即，經(jīng)過推導，可以得出在液相沒有對流只有擴散的情況下，成分過冷判別式的通用式，

由上式可以看出，合金的結晶溫度間隔越大，成份過冷的傾向就越大，平界面容易遭到破壞。3、鑄件凝固界面前液態(tài)金屬的過冷條件凝固界面前液態(tài)金屬的過冷條件如圖4-2所示。圖4-2a為凝固前沿液相中溫度梯度為負的情況，而圖4-2b則為凝固前沿液相中溫度梯度為正的情況。

圖4-2a的過冷度由熱過冷Tt、曲率過冷T

和成分過冷TC

三個部分組成，并且隨著距凝固界面距離的增大而增大；圖4-2b則僅有后兩項，并且過冷僅局限在凝固界面附近。

圖4-2b反映了大多數(shù)鑄件和鑄錠凝固過程的情況。由于液相中的對流和導熱傳熱，隨著凝固過程的進行，液相溫度不斷下降，過冷區(qū)擴大，過冷度也隨之增大。二、鑄件凝固條件對鑄件凝固組織形成的影響1、鑄件生產(chǎn)過程的傳熱條件分析鑄件的凝固組織是由合金的成分及冷卻條件決定的。在合金成分給定之后，形核及生長這兩個決定凝固組織的關鍵環(huán)節(jié)是由傳熱條件控制的。

鑄件生產(chǎn)過程的傳熱包括合金充型過程的傳熱和充型結束后的凝固及冷卻過程的傳熱兩個階段。但一般可將鑄造過程的散熱熱量Q分解為澆注過程中合金在澆注系統(tǒng)和鑄型中的散熱Q1以及澆注結束后冷卻凝固過程中的散熱Q2兩個部分，即

Q=Q1+Q2(4-1)

前者主要與澆注方式、澆注系統(tǒng)的結構及鑄型冷卻能力有關，并受澆注過程的對流換熱控制，后者則由合金的性質及充型結束后合金的熱狀態(tài)決定。

可以根據(jù)澆注過程散熱Q1占全部散熱的比值Q1/Q判斷凝固組織的控制環(huán)節(jié)。該比值越大，表明澆注方式對凝固組織的影響越明顯。該比值通常隨著鑄件尺寸和壁厚的增大而減小。在小鑄件和薄壁鑄件的生產(chǎn)中，澆注過程的散熱占的比例很大，有可能在充型過程中發(fā)生凝固。因此，澆注系統(tǒng)設計應充分考慮其對傳熱的影響。而對于大型和厚壁鑄件，澆注過程的傳熱則是次要的，澆注系統(tǒng)設計的原則也將發(fā)生變化。2、鑄件中的溫度分布與凝固方式的關系澆注過程結束后，鑄件中的溫度分布與凝固方式的關系可歸納為圖4-1所示的幾種情況。對于純金屬的凝固，如果澆注結束時金屬液仍處于過熱狀態(tài)，凝固界面前存在正的溫度梯度GT(見圖4-1a)，凝固以平界面方式進行，熱流通過凝固層導入鑄型，形成柱狀晶組織。如果在澆注結束時金屬液已處于過冷狀態(tài)，則可能在液相中發(fā)生內生生核，凝固潛熱導入周圍過冷的液態(tài)金屬，發(fā)生等軸晶的凝固(見圖4-1b)。合金凝固過程的情況則如圖4-1c圖4-1e所示。其中等軸晶的凝固條件與純金屬的情況相似，發(fā)生在過冷的液態(tài)合金中，但由于成分過冷與熱過冷的疊加使實際的凝固過冷度增大，內生生核的傾向增大，發(fā)生等軸晶凝固的傾向更明顯。而在定向凝固過程中，由于成分過冷的存在，僅當界面附近溫度梯度足夠大時才能形成平面凝固界面。大多數(shù)情況下將發(fā)生定向的枝晶凝固(見圖4-1d)。3、鑄件典型凝固組織的形成過程鑄件凝固過程通?？偸亲员砻嫦蛑行耐七M的，具有定向凝固特性，但最終將形成柱狀晶還是等軸晶則取決于凝固界面前液相中的形核條件。如果金屬液是在很低的過熱度下澆注的，凝固過程中液相處于過冷狀態(tài)，并且有充分的晶核來源，則柱狀晶區(qū)無法形成，而獲得全部等軸晶組織。顯然，等軸晶的形成條件是：

(1)凝固界面前的液相中有晶核來源；

(2)液相存在晶核生長所需要的過冷度。相反，在強制熱流控制的定向凝固條件下，液相處于過熱狀態(tài)而無法形核，則只能維持柱狀晶方式的凝固。

典型鑄件凝固過程斷面上溫度分布如圖4-3所示。通常凝固界面附近的液相優(yōu)先獲得過冷，為晶核的長大創(chuàng)造了條件。隨著凝固過程的進行，過冷區(qū)擴大，晶核生長的區(qū)域也擴大。大多數(shù)合金的固相密度大于液相密度，因而晶核在長大過程中不斷下落。不同取向的凝固界面接受下落自由晶體的條件不同，因而發(fā)生柱狀晶向等軸晶轉變的條件也不同。液相中的自由晶體直接落在底部的凝固界面上，阻止了柱狀晶的生長，最先發(fā)生向等軸晶的轉變。而自外側向中心接受自由晶體的時間差異使得底部柱狀晶區(qū)的長度自外向內逐漸增大。對于側面的凝固界面，僅當?shù)容S晶沉積區(qū)達到一定高度時才會阻止該高度處柱狀晶的生長，引起該處柱狀晶向等軸晶的轉變。典型的柱狀晶區(qū)及等軸晶區(qū)的分布情況如圖4-4所示。4、等軸晶的形核

形核是發(fā)生柱狀晶向等軸晶轉變的必要條件。研究表明，液相內自由晶體的主要來源是：型壁上形核并按照大野篤美的機理游離；固液兩相區(qū)內的枝晶被熔斷并被液流帶入液相區(qū)；自由表面凝固形成“晶雨”。來自以上三個方面的晶體形成于凝固過程的不同階段并且形成條件各不相同。

(1)游離晶的形成

液態(tài)金屬在鑄型型壁的激冷作用下出現(xiàn)了兩種變化：1)在型壁上形成晶核；2)液態(tài)金屬因冷卻收縮而發(fā)生流動。生長中的晶核在液流的作用下從型壁上脫落進入液相區(qū)。凝固開始時液相中的流線如圖4-5a所示。可以看出鑄型底部接受游離晶的機會多，重熔的機會少，最先出現(xiàn)的游離晶體(見圖4-5b)。游離晶主要出現(xiàn)在凝固初期，隨著凝固的進行，一部分晶體將發(fā)生重熔，其余部分長大并下落，原有晶核被消耗，需要通過新的途徑形核。

合金的澆注過熱度對游離晶的形成具有決定性的影響。大野篤美的形核實驗大多是通過對澆注過程的控制，使?jié)沧⑦^程的沖擊液流平息之前液相處于過冷狀態(tài)，因而得出游離晶是形成中心等軸晶的主要來源的結論。但當澆注后液相仍明顯處于過熱狀態(tài)時，游離晶的作用則很有限，往往不足以引起中心等軸晶區(qū)的形成。

(2)枝晶熔斷

枝晶生長過程中，由于根部溶質的富集產(chǎn)生“縮頸”并熔斷、脫落的現(xiàn)象已被許多實驗證實。Jackson因此提出被熔斷的枝晶形成中心等軸晶區(qū)的理論。介萬奇等通過實驗觀察發(fā)現(xiàn)，在沒有強制對流的條件下，大量被熔斷枝晶的形成與漂移均與側向生長的兩相區(qū)中枝晶間液相的流動密切相關，并且通常與A型偏析同時形成。當兩相區(qū)的液相流動按圖3-24b所示的方式發(fā)生時，被熔斷的枝晶被液流帶入液相區(qū)，成為中心等軸晶區(qū)晶核的來源(見圖4-6)。

Flemings通過對兩相區(qū)“局部溶質再分配”方程的分析得出，當兩相區(qū)的冷卻速率、溫度梯度T和液相流動速度滿足

(4-2)時，液相流動將導致枝晶間液相的局部過熱，引起重熔，熔斷的枝晶被液流帶入液相區(qū)。(3)表面凝固和“晶雨”的形成

表面的凝固取決于熔體的凝固溫度與環(huán)境溫度之差。表面凝固必須具備的形核條件與內生生核相似，需要較大的過冷度。當合金溫度與環(huán)境溫度之差較大時，表面獲得形核所需要的過冷度而發(fā)生形核并生長。液相的流動和表面的擾動會使表面形成的晶核下落形成“晶雨”。人為地進行表面振動利于“晶雨”的形成。5、鑄件典型凝固組織形態(tài)的控制凝固組織形態(tài)的控制主要是晶粒形態(tài)和相結構的控制。相結構在很大程度上取決于合金的成分，而晶粒形態(tài)及其尺寸則是由凝固過程決定的。單相合金的凝固是最常見的凝固方式，單相合金凝固過程中形成的柱狀晶和等軸晶兩種典型凝固組織各有不同的力學性能，因此，晶粒形態(tài)的控制是凝固組織控制的關鍵，其次是晶粒尺寸。晶粒形態(tài)的控制主要是通過形核過程的控制實現(xiàn)的。

促進形核的方法包括澆注過程控制方法、化學方法、物理方法、機械方法、傳熱條件控制方法等。

抑制形核可在鑄件中獲得柱狀晶組織。大過熱度澆注及抑制對流可起到抑制形核的作用。在普通鑄件中，柱狀晶組織會導致力學性能及工藝性能的惡化，不是所期望的凝固組織。但在高溫下單向受載的鑄件中，柱狀晶會使其單向力學性能大幅度提高，從而使定向凝固成為其重要的凝固技術，并已取得很大進展，對此將在第5章中專門討論。第2節(jié)等軸晶的晶粒細化晶粒尺寸是決定各類合金鑄件質量的最重要的因素之一，這是因為晶粒尺寸明顯影響鑄件的力學性能。鑄件的晶粒尺寸可以通過改變各種鑄造參數(shù)如冷卻速率、或在澆注之前或澆注過程中添加合金化元素和形核劑(晶粒細化劑)來實現(xiàn)。為了控制金屬鑄件的晶粒尺寸，許多研究工作已經(jīng)完成。例如，鋁合金已經(jīng)確立了可靠的晶粒細化劑系列，而且已經(jīng)商品化；而對于鎂合金，類似的可靠的晶粒細化劑體系尚未建立起來。目前，大量的關于鎂合金的晶粒細化研究的開展并不是因為鎂合金比其它金屬合金的晶粒更粗大，而是因為鎂合金具有比其它大多數(shù)金屬合金更易產(chǎn)生細小晶粒的潛在優(yōu)勢。由于晶粒細化對于高性能合金發(fā)展的重要性，所以對晶粒細化控制因素的進一步認識就非常必要。增加形核速率和抑制晶核生長以細化晶粒是提高鑄件性能的重要途徑。常見晶粒細化方法及其優(yōu)缺點比較詳見書中的表4-1。由表可見，快速冷卻可達到最好的細化效果，甚至得到微晶或納米晶，但對于大尺寸鑄件，獲得很大的冷卻速率是非常困難的。對于普通鑄件添加晶粒細化劑是獲得細晶組織的理想方法。1、添加晶粒細化劑的目的向合金液中加入晶粒細化劑的目的在于提高合金液在凝固時的異質形核能力，以達到細化合金基體晶粒的目的。而細化劑的作用一般通過以下途徑體現(xiàn)：

1)晶粒細化劑中的高熔點化合物在熔化過程中不被完全熔化，在隨后的凝固過程中成為異質形核的核心。

2)晶粒細化劑中的微量元素加入合金液后，在冷卻過程中首先形成化合物固相質點，起到異質形核核心的作用。如向鋁合金中加入微量鈦，可以從相圖(見圖4-7)中看出，包晶溫度為665℃，高于純鋁的熔點，因此只需加入大于0.15%的Ti，就會在鋁液中形成大量的Al3Ti固相質點，而Al3Ti的結構為四方體晶格，與面心立方的鋁晶格形式相似，二者晶格常數(shù)相近，所以Al3Ti固相質點就可以作為α(Al)的異質形核質點；另一方面，L+Al3Ti=α，也使α依附在Al3Ti固相質點形核，從而達到細化晶粒的作用。2、合金液中能夠發(fā)生異質形核的必要條件

液相中的異質固相顆粒能否成為異質形核的核心取決于這些固相顆粒與將要凝固的固相間的潤濕角。在異質形核過程中，液相中的原子集團依賴已有異質固相表面并在界面張力的作用下形成如圖3-14所示的球冠。此時，有液-固，液-夾雜，固-夾雜三種界面出現(xiàn)。當達到平衡時，

Turnbull等關于異質形核過程中的形核自由能（也叫做形核功）的推導表達式，當θ=0°，，在無過冷情況下即可形核；當時，，非自發(fā)形核不起作用。由上式可以看出，潤濕角θ的大小直接影響著非自發(fā)形核的難易程度，形核功與θ成正比。在球冠體積一定的情況下，潤濕角θ愈小，球面的曲率半徑越大，這樣，在較小的過冷度下，便可出現(xiàn)達到臨界半徑條件的晶胚。因此，潤濕角θ越小，夾雜界面的形核能力越強。所以，當含有一定數(shù)目原子的晶胚，在夾雜表面形成一個球冠時，要比形成一個體積與之相等的完整球體具有更大的曲率半徑。因此，在一定的過冷度下，出現(xiàn)具有臨界曲率半徑的晶核時，球冠中含有的原子數(shù)比同樣曲率半徑的球體晶體中含有的原子數(shù)要少得多。由此可知，液相中晶胚在適當?shù)慕缑嫔闲魏藭r，體積較小的晶胚便可達到臨界曲率半徑尺寸。因此，在較小的過冷度時，自發(fā)形核的速率還微不足道時，非自發(fā)形核便開始了。對于給定的合金液，具有不同晶體結構的固相顆粒發(fā)生異質形核所需要的過冷度△T*不同，從而形核溫度T*不同。設T0為合金的平衡凝固溫度，則

T*=T0△T*

而從圖2-8可以看出，對于給定的合金液，在異質形核條件下，越小，形核能力就越強。圖4-8給出了具有不同角的異質晶核形核的溫度條件。對于=1的顆粒，凝固界面前存在很小的成分過冷，即圖4-8中GT=GT1的情況，則可發(fā)生異質形核。而對于=2的顆粒，必須進一步降低溫度梯度(達到GT2)才可發(fā)生異質形核；而對于=3的顆粒，僅成分過冷則不足以發(fā)生異質形核，需要獲得更大的過冷度才可能起到異質形核的作用。因而，存在具有小接觸角的固相顆粒是選擇晶粒細化劑的依據(jù)。而要獲得小的接觸角，異質固相顆粒與固相

合金之間應具有晶格匹配關系。因此，金屬液中發(fā)生異質形核的必要條件為：

1)液相中存在合適的異質固相顆?；蚧?。

2)液相具有異質形核所需要的過冷度。由此，也可以得出良好的晶粒細化劑應具有以下特性：

1)含有非常穩(wěn)定的異質固相顆粒，這些顆粒不易溶解。

2)異質固相顆粒與固相之間存在良好的晶格匹配關系，從而獲得很小的接觸角

。

3)異質固相顆粒非常細小，高度彌散，既能起到異質形核的作用，又不影響合金的性能。

4)不帶入任何影響合金性能的有害元素。不同合金常用的晶粒細化劑如書中表4-2所示。3、鋁合金晶粒細化機理研究書中表4-3列出了鋁合金常用的晶粒細化劑。鋁合金鑄件及鑄錠的鑄造過程中添加晶粒細化劑的研究工作開展得最早，也最為成熟。1950年，Cibula發(fā)現(xiàn)當鋁合金中含有鈦，特別是同時存在微量硼或碳時，將會使合金晶粒細化。這一發(fā)現(xiàn)開創(chuàng)了Al-Ti系列晶粒細化技術的先河。雖然也曾發(fā)現(xiàn)鋯、鉻、鈮等具有晶粒細化的作用，但Al-Ti及Al-Ti-B中間合金則是工業(yè)上廣泛應用的最經(jīng)濟、最有效的鋁合金晶粒細化劑。Al-Ti系列晶粒細化劑中的異質晶核是TiAl3，它與-Al之間有良好的晶格匹配關系。而在Al-Ti-B細化劑中，起異質形核作用的是TiB2。實驗研究證明，當合金液中存在固溶的Ti時，TiB2將成為TiAl3的形核核心，而TiAl3則進一步作為-Al的形核核心。Al-Ti-C細化劑是與Al-Ti-B同時提出的鋁合金晶粒細化劑，但因C在鋁液中溶解度極低，很難制成中間合金，因而直至Banerji等在1987年前后提出采用強力攪拌方法合成Al-Ti-C細化劑后才得到應用。但該工藝仍過于復雜，其應用僅限于某些Al-Ti-B不能細化的特殊鋁合金，如含Zr、Mn的鋁合金。

Johnson在1993年關于Al-Ti-B晶粒細化劑對鋁合金細化行為研究所確立的溶質晶粒細化理論，被認為是晶粒細化理論的重要發(fā)展。該理論基于傳統(tǒng)形核理論，將溶質偏析和形核質點對晶粒尺寸的影響有機地結合到整個晶粒細化過程中。認為，偏析能力良好的溶質和有效的形核質點是晶粒細化過程必不可少的兩個因素，溶質偏析的作用導致枝晶生長的液-固界面前沿產(chǎn)生成分過冷區(qū)，從而阻礙了枝晶生長，并提供了激活成分過程區(qū)內形核質點的驅動力；而形核質點的形核能力決定了凝固開始及成份過冷區(qū)內有效晶核的數(shù)量。其中，溶質元素的作用以生長抑制因子（GRF）表示，式中，mi為兩元相圖中液相線斜率，c0,I為合金中元素的原始含量，ki為溶質分配系數(shù)。表1是根據(jù)兩元相圖所確定的鎂合金中不同溶質元素的GRF值。可以看到，鋁是鎂合金中最常用的合金元素，與Zr、Ca、Si等元素相比，Al的GRF值較小，因而其晶粒細化能力較弱。在鋁量較低時，合金的GRF值較小，在生長的晶粒界面前沿難以產(chǎn)生較大的成分過冷，因而Mg-Al系鑄造合金過熱處理、氯化鐵法和加碳變質工藝的晶粒細化效果差。

同時，形核質點的性能對晶粒細化效果起著決定性的作用。根據(jù)形核理論，異質形核質點的形核能力取決于形核基底與晶核相間的界面能，錯配度是決定界面能的主要因素。所以，當形核質點的形核襯底與合金基體間的晶格常數(shù)錯配度非常小時，即可作為有效晶核。根據(jù)Bramfitt的二維點陣錯配度模型可以計算晶粒細化劑與基體相間的晶格錯配度，

研究認為，對于鎂合金，新相在固相襯底上形核應滿足低指數(shù)晶面的錯配度小于15%這一條件。對于鋁合金或者鎂合金來說，溶質元素與微量元素間的反應形成的金屬間化合物對于鑄造合金中的質點的形核能力和數(shù)量有著重要的影響。例如，金屬間化合物如TiB2的（0001）面與Mg-Zn系合金中（Mg）的（0001）面的晶格錯配度僅為5.6%，而在Mg-Zn系鎂合金中TiB2熔點又非常高（2980℃），其在合金液中以固相質點形式存在，因此，TiB2的（0001）面就可以作為（Mg）相的有效異質形核基底。4、應用晶粒細化劑時的主要控制工藝參數(shù)其中主要控制因素及條件如下：1）細化劑的成分及加入量

傳統(tǒng)的概念認為Al-Ti細化劑的異質形核核心TiAl3是通過包晶反應形成的。從圖4-7所示的Al-Ti相圖可以看出，Ti的添加量的質量分數(shù)應大于0.15%，常用的添加量的質量分數(shù)為0.2%。實驗表明，合金液中其他微量元素會提高TiAl3

的穩(wěn)定性。對于工業(yè)合金，即使以中間合金的形式加入Ti的添加量的質量分數(shù)僅為0.05%仍能獲得良好的晶粒細化效果。2）加入方式

起細化作用的元素除了以中間合金的形式加入外，較早采用的方法是以鉀鹽的形式加入的，即直接向合金液中加入K2TiF6和KBF4，通過這些鉀鹽的分解獲得Ti和B，但該方法的效果稍差(見圖4-10)。3）保溫時間

晶粒細化劑加入合金液后要經(jīng)歷孕育期和衰退期。在孕育期內，中間合金完成熔化過程并使起細化作用的異質固相顆粒均勻分布并與合金液充分潤濕，逐漸達到最佳的細化效果。此后，由于異質固相顆粒的溶解和聚集而使細化效果下降，出現(xiàn)衰退。圖4-10為加入不同細化劑后的細化效果變化過程。當細化效果達到最佳值時澆注是最理想的。通常存在一個可接受的保溫時間范圍。隨合金熔化溫度和細化劑的種類不同，達到最佳細化效果所需要的時間也不同。4）澆注溫度

在較小的過熱度下澆注可獲得好的細化效果。隨過熱度的增大，細化效果將下降。通常存在一個臨界溫度，低于該溫度時溫度變化的影響不明顯，而高于此溫度時隨溫度升高，細化效果迅速下降。該臨界溫度與合金成分和細化劑的成分及加入量有關。5）其他合金元素的影響

合金元素對晶粒細化的影響主要在于兩個方面，其一是與異質固相顆粒發(fā)生化學作用，影響其形核能力；其二是引起凝固過程的成分過冷，為異質形核過程提供所需要的過冷度。表觀的影響是二者綜合作用的結果。如Abdel-Reiheim和Reif研究了各種堿金屬和堿土金屬對Ti細化劑在鋁合金中晶粒細化效果的影響，結果表明，Be、Mg、Ca和Sr可提高細化效果，其中Ca的效果最佳。二、動力學細化法動力學細化方法主要是采用機械力或電磁力引起固相和液相的相對運動，導致枝晶的破碎或與鑄型分離，在液相中形成大量結晶核心，達到細化晶粒效果。常用的動力學細化方法：1.澆注過程控制技術

在鑄件澆注過程中，液態(tài)金屬在型壁的激冷作用下大量形核，被沖擊液流帶入液相區(qū)，并發(fā)生增殖。若這些晶核在液相過熱熱完全散失之前尚未被完全熔化，則成為后續(xù)凝固的結晶核心。因而通過控制澆注方式，使液態(tài)金屬連續(xù)沖擊鑄型，可提供大量的晶核。大野篤美比較了圖4-11所示的幾種澆注方法。采用圖4-11a所示的方法澆注，獲得的凝固組織較粗大。而采用圖4-11b所示的方法，使液流沿型壁沖擊，則可促進形核，細化晶粒。進一步使液流分散，采用圖4-11c所示的沿型壁四周緩慢澆注，則更利于形核，并且澆注結束時過冷度較低，利于晶核的生存。采用圖4-11d所示的斜板澆注細化效果更好。除控制澆注方法外，降低澆注過熱度也是細化晶粒的有效途徑。2.鑄型振動

在凝固過程中振動鑄型可使液相和固相發(fā)生相對運動，導致枝晶破碎形成結晶核心。同時振動鑄型可促使晶雨的形成。由于晶雨的來源是液態(tài)金屬表面的凝固層，當液態(tài)金屬靜止時表面凝固的金屬結殼而不能下落，鑄型振動可使殼層中的枝晶破碎，形成晶雨。3.超聲波振動

超聲振動可在液相中產(chǎn)生空化作用，形成空隙，當這些空隙崩潰時，液體迅速補充，液體流動的動量很大，產(chǎn)生很高的壓力，起到促進形核的作用。4.液相攪拌

采用機械攪拌、電磁攪拌或氣泡攪拌均可造成液相相對固相的運動，引起枝晶的折斷、破碎與增殖，達到細化晶粒的目的。其中機械和電磁攪拌方法不僅使晶粒細化，而且可使晶粒球化，獲得流動性很好的半固態(tài)金屬，可進行半固態(tài)鑄造或半固態(tài)擠壓。三、熔煉及澆注過程的溫度控制大量實驗表明，合金液中許多難熔固相質點相當穩(wěn)定，即使在高溫下長時間保溫仍不能完全溶解，并在以后的凝固過程中起到結晶核心的作用。因此控制合金的熔化及保溫溫度可達到利用這些難熔質點促進形核的目的。俄羅斯學者Nikitin等在這方面進行了較系統(tǒng)的研究，并成功地用于鑄造生產(chǎn)過程中的控制。如在鎂合金和鋁合金中常用的過熱法，就屬于此。第3節(jié)多相合金凝固過程的變質處理一、凝固組織的細化組織細化是提高合金強度的一個途徑，鑄造合金常常采用細化組織的方法來改善合金的機械性能和鑄造性能。鑄造合金的組織細化亦常稱為變質處理。它通常有：1、基體的細化鋁合金中加入微量鈦、鋯和硼，鎂合金中加入鋯，均能夠使基體晶粒細化。合金在外力的作用下，位錯運動到晶界附近即行停止，一般不能直接穿越晶界。晶粒越細，晶界面積越大，每個晶界周圍具有不同取向的晶粒數(shù)目越多，合金對塑性變形的抗力就越高。細晶合金不僅強度高，而且塑性、韌性也好。這主要是因為在一定體積內，晶粒數(shù)目越多，則在同樣變形量下，變形將分散在更多的晶粒內進行，且每個晶粒內的變形也比較均勻，不致產(chǎn)生應力過分集中的現(xiàn)象。此外，晶粒越細，晶界的曲折就越多，也不利于裂紋的傳播，從而使合金在斷裂前能承受較大的塑性變形，所以合金在細晶粒時會有較好的塑形和韌性。

基體晶粒細化，也會使過剩相更均勻細散地分布，也會有利于機械性能的提高。2、過剩相的細化—變質處理

變質處理是通過向合金液中添加某些微量元素達到控制凝固組織形態(tài)的目的。例如實驗研究發(fā)現(xiàn)，向Al-Si合金液中加入微量的wNa=0.01％可使片層狀的Si變成纖維狀，并且Si相的間距減小到約為原來的20％。同時材料的力學性能，特別是韌性得到很大提高。這一現(xiàn)象被用來進行工業(yè)合金的凝固組織控制，從而發(fā)展成為一個常用工藝，即變質處理。變質后的凝固組織中Si相在同一共晶團中仍是相互連通的。因此，變質的作用不同于晶粒細化，它只是改變相的生長形態(tài)，而不是促進形核，以增加晶核的數(shù)量。3、少量有害相的細化這也是變質處理的作用結果。如Al-Si合金中加入Mn，能夠使其中粗大的針狀相變?yōu)閳F塊狀的AlSiMnFe相，而尤其在加Be后，將變?yōu)榧毿∏驙畹腁l5BeSiFe相。顯然，這有利于減輕含鐵相對機械性能的有害影響。二、Al-Si系合金鑄態(tài)晶粒細化技術的研究進展

Al-Si系合金的結晶溫度范圍很小，含有大量的共晶體，氣密性良好，所以也稱為氣密合金。它兼有良好的機械性能和鑄造性能，適于各類鑄造方法，是目前應用范圍最廣，產(chǎn)量最多的一種輕合金。常用的Al-Si系合金大多是亞共晶和共晶合金，合金的組織由韌性的基體相與硬質的共晶相組成，具有比純鋁和純Si高得多的強度，并具有一定的塑性。但是，Al-Si系合金中的Si相在一般凝固狀態(tài)下會生成粗大的片狀或者厚大的板狀，這種形態(tài)的Si相會嚴重割裂基體，大大降低合金的強度和塑性。

目前一般采用以下幾種方法對Al-Si系合金進行變質處理：1、Na變質

Na是最早并最有效的共晶Si變質元素，加入方式有純鈉、鈉鹽和鈉堿三種。用純鈉變質，工藝復雜，壓入鈉液后迅速融化但不易溶解，密度又小，極易上浮而燒損，收得率極低且不穩(wěn)定，并容易造成重力偏析。但Na是強變質劑，鋁硅合金中只用0.03%的Na，就可使硅獲得纖維狀變質組織。目前國外有工藝采用真空密封后直接使用，大大地簡化優(yōu)化了工藝，效果極佳。鈉鹽變質廣泛使用的變質劑是含NaF的鹵鹽混合物，加入鋁液后發(fā)生如下反應,

用鈉鹽變質會分解出有害氣體和鹽的蒸汽，且易腐蝕坩堝。采用鈉堿Na2CO3作為變質劑，它在高溫下與鎂發(fā)生如下反應，這個反應過程和反應產(chǎn)物都是無害的。此變質劑用Na2CO3、Mg粉和耐火磚屑壓制成塊。其主要問題是鎂用量不當時，會產(chǎn)生氣孔。鈉變質Al-Si共晶體的變質機理：早期的變質機理是基于變質后合金組織中的Si相呈球狀而提出的，主要有過冷學說和吸附薄膜學說。近年來，國內外發(fā)展了兩種較為公認的變質機理學說，孿晶凹谷（TPRE）機制學說和界面臺階機制學說。這方面大家如果感興趣的話，可以參考一些文獻看一看。2、Sr變質

Sr是國外使用較多的長效變質劑，和Na有類似的變質作用和變質機理。實驗證明，金屬Sr是一種效果穩(wěn)定的長效變質劑，如ZL104合金，當熔煉變質溫度不超過710~730℃時，變質有效時間長達6~7小時，重熔后還能保持1小時左右的變質效果。Sr的加入量0.02%~0.06%。其缺點是要先制成中間合金，變質有潛伏期，合金液處理1小時后才會有變質效果。3、銻（Sb）變質

Sb以Al-5~8%Sb中間合金形式和爐料一起加入，工藝簡便，是長效變質劑。經(jīng)Sb變質后，合金重熔時可不必進行變質處理，適用于金屬型、低壓鑄造、自動化鑄造成批生產(chǎn)。其缺點是對合金的冷卻速度比較敏感，生產(chǎn)時還要特別注意和加鈉鹽變質的爐料分開，不能夠混料，否則會使合金晶粒變粗，性能變脆。4、磷（P）變質

P是過共晶鋁硅合金中初晶硅的最好、最常用的變質元素。合金中含硅量只要小于25%時，只要加入0.005~0.015%的P，就可以使初晶硅細化良好。單獨直接加赤磷，P會迅速蒸發(fā)燒損，產(chǎn)生濃煙，P的收得率低且不穩(wěn)定，故一般不采用。高硅鋁合金一般都含Cu，故可采用Cu-8~12%P中間合金形式加入。5、碲（Te）變質

Te是類金屬，六方晶型，熔點為449.5℃,是近年來國外研究成功的變質劑。變質后合金的性能，金屬型鑄造時，比鈉鹽變質的稍高，具有長效變質效果。Te的作用和Sb相似，使硅以片狀分支方式被細化，而不能變?yōu)槔w維狀，但變質作用比Sb強。第4節(jié)凝固組織中的偏析及其控制各種合金鑄造時，要獲得化學成分完全均勻的鑄件或者鑄錠是十分困難的。鑄件凝固以后，截面上不同部位，乃至晶粒內部，所產(chǎn)生的化學成分不均勻現(xiàn)象，稱之為偏析。

偏析可以分為兩大類：微觀偏析和宏觀偏析。微觀偏析是指微小范圍內的化學成分不均勻現(xiàn)象，一般在一個晶粒尺寸范圍左右。宏觀偏析也叫做區(qū)域偏析，其成分不均勻現(xiàn)象表現(xiàn)在較大的尺寸范圍。

偏析的分類：微觀偏析使晶粒范圍內的物理和化學性能產(chǎn)生差異，影響鑄件的機械性能，有時使鑄件難以加工。晶界偏析往往危害更大，由于偏析使得低熔點共晶容易集中在晶粒邊界，既增加鑄件在收縮過程中的熱裂傾向，又降低鑄件的塑性。區(qū)域性的宏觀偏析，能使鑄件或者鋼錠經(jīng)過壓力加工后的金屬制品，在機械性能和物理性能方面產(chǎn)生很大的差異，影響鑄件或零件的使用壽命和工作效果。如S的偏析，能破壞金屬的連續(xù)性，鍛造時引起鋼坯的熱脆。宏觀偏析還會給金屬材料的抗腐蝕性能帶來嚴重的后果，暴露在空氣或與腐蝕介質接觸的偏析部位，更易遭受腐蝕，歷時較長就可能引起表面開裂或者破壞。微觀偏析宏觀偏析晶內偏析（枝晶偏析）晶界偏析正偏析逆偏析V型偏析和逆V型偏析帶狀偏析重力偏析一、枝晶凝固組織中的微觀偏析及其控制1、微觀偏析的表征枝晶凝固組織中的微觀偏析可根據(jù)需要和凝固條件，采用不同的指標對其范圍和程度進行描述。偏析比q

微觀偏析的量化指標通常采用偏析比q(4-4)

式中

wmax、wmin

凝固組織中溶質質量分數(shù)的最大值和最小值。

q越大，表示偏析越嚴重。偏析率偏析率是描述偏析的另一個定量指標，定義為

(4-5)

式中w

某特定位置的溶質質量分數(shù)；w0

合金中溶質的平均質量分數(shù)。采用偏析率可以對凝固組織中不同位置的偏析進行定性及定量表示。為正值表示該處發(fā)生溶質的正偏析，為負值表示該處發(fā)生溶質的負偏析。絕對值越大，表明該處偏析越嚴重。采用非平衡共晶的體積分數(shù)E或第二相的體積分數(shù)II表示偏析程度通常在固溶體型合金凝固過程的后期會析出非平衡的共晶相或第二相，這些相對合金的力學性能具有至關重要的影響。因此用非平衡共晶的體積分數(shù)E或第二相的體積分數(shù)II表示偏析程度對凝固過程的研究是很有意義的。

(4-6)(4-7)

式中,V

總體積;VE

共晶相的體積；VII

第二相的體積。凝固過程偏離平衡的程度越大，E或II的值也就越大，表明偏析越嚴重。E和II可采用式3-71至3-74計算。在各式中令wL=wE，可以求出初生相的分數(shù)a

，而E=1a

。進而可采用杠桿定律求出II。等濃度面圖4-14所示的低合金鋼柱狀晶等濃度面可以形象而直觀地反映偏析的細節(jié)。微觀偏析是枝晶凝固的必然產(chǎn)物。假定凝固過程中的固相擴散可以忽略，則凝固過程的任何時刻液固界面附近固相一側的成分被保留在最終的凝固組織中形成圖4-14所示的等濃度面。因此等濃度面可以標記凝固界面的進程。2、微觀偏析的主要影響因素當以凝固組織中非平衡相的析出量表征凝固組織中的偏析時，結合書上式(3-71)至式(3-74)的計算，并參考圖3-12，可看出影響微觀偏析的主要因素：

(1)凝固速率，或局部凝固時間f

：隨著局部凝固時間的增大，非平衡相的析出量減小，即偏析減輕。這主要是由于擴散時間延長，促進了成分的均勻化。因此，緩慢凝固可以減輕微觀偏析。但在局部凝固時間增大的同時，枝晶間距也增大，枝晶間距的增大將使鑄件力學性能下降。因此，緩慢凝固并不是理想的凝固工藝。更合理的方法是快速凝固使枝晶細化，然后再進行均勻化退火處理。

(2)合金元素的固相擴散系數(shù)越大，凝固過程的擴散就越充分，該元素的偏析也就越輕。

(3)液相擴散系數(shù)往往是足夠大的，液相中的合金化元素能夠在枝晶間充分擴散。微觀偏析受液相擴散系數(shù)的影響不明顯。但當液相擴散系數(shù)很小時，它的減小將使凝固界面附近的溶質富集增強，固相溶質質量分數(shù)向平均溶質質量分數(shù)的逼近過程加快，從而使偏析減輕。二、凝固組織中的宏觀偏析及其控制1、定向凝固組織中的宏觀偏析平界面定向凝固過程中偏析的形成平界面定向凝固過程中偏析的形成是由擴散過程決定的。在無液相流動的條件下，隨著凝固速率的加快，凝固界面前液相中溶質富集區(qū)內溶質分布向穩(wěn)態(tài)的逼近速度加快。因而，快速凝固有利于縮小偏析區(qū)。溶質分配因數(shù)k<1的組元總是在始端發(fā)生負偏析，末端區(qū)發(fā)生正偏析。而k>1的組元偏析情況正好相反。這是定向凝固組織中的正常偏析。定向枝晶凝固過程中偏析的形成枝晶凝固組織中的偏析分布不僅與擴散過程相關，由于溶質的分凝，枝晶間液相中的溶質質量分數(shù)不同于平均溶質質量分數(shù)。其中溶質分配因數(shù)k<1的組元富集，k>1的組元貧化。同時，枝晶凝固組織中的偏析分布也受液相流動過程的控制。這些液體的流動將導致溶質質量分數(shù)在宏觀尺度上的不均勻，形成宏觀偏析。由于液相流動與凝固區(qū)的空間尺寸及形狀有關，下面結合具體的凝固條件進行討論。以書中圖4-15的情況為例，凝固收縮通常是造成兩相區(qū)內液相流動的主要原因。對于

k<1的組元，越靠近固相區(qū)，獲得的補縮液相溶質質量分數(shù)就越高。同時，由于液相中存在著溶質質量分數(shù)梯度引起的擴散，溶質的再分配是由液相流動和擴散兩個過程同時決定的。在兩相區(qū)內x=xp處取一垂直于凝固方向的單位橫截面，則通過該截面流向液相一側的溶質流dq可表示為，

(4-8)

式中wL

液相溶質質量分數(shù)；ux

逆生長方向的合金液流速；L

液相分數(shù)；DL

液相擴散系數(shù)。式(4-8)右邊的第一項為擴散引起的溶質流，第二項為液相流動引起的溶質流。經(jīng)過推導，可以得到q的表達式，

(4-15)

式中，f

局部凝固時間；β

凝固收縮率；G

溫度梯度；

冷卻速率；m

液相線斜率。

當q>0時，即

(4-16)

對于k<1的合金先凝固部分的溶質質量分數(shù)小于后凝固部分，宏觀溶質質量分數(shù)分布如圖4-16中的曲線1所示，稱為正偏析，即正常偏析。反之，如果q<0，固相中的溶質分布如圖4-16中的曲線2所示，稱為逆偏析。由式(4-16)可以看出，凝固收縮率、m、w0越小，而DL及k大的合金容易形成逆偏析，提高溫度梯度G，減小冷卻速率可抑制逆偏析。從理論上講，如果通過調整這些參數(shù)使式(4-16)成為等式則可獲得無宏觀偏析的凝固組織。2、鑄錠中的宏觀偏析及其控制鑄錠中典型的宏觀偏析圖4-17所示為典型鑄錠中的宏觀偏析，反映了鑄件凝固組織中的幾乎所有的偏析形式。圖中的“+”號表示正偏析，“－”號表示負偏析。其中A型偏析是由兩相區(qū)非穩(wěn)定液流造成的，而V型偏析的形成與非穩(wěn)定液流和應力相關。熱頂偏析是由兩相區(qū)富集溶質的液相發(fā)生上浮造成的。僅當兩相區(qū)液相密度小于液相區(qū)時才會發(fā)生圖3-24b所示的液相流動，形成熱頂偏析，其控制參數(shù)B是

(4-19)

式中當B<0時兩相區(qū)的液相流動如圖3-22a所示，正偏析將發(fā)生于鑄錠的底部，而在頂部則形成負偏析。宏觀偏析的控制控制液相流動是控制宏觀偏析的主要手段，其具體方法舉例如下：快速凝固，以縮短凝固時間，減小液相流動的總量。細化晶粒和枝晶間距，增大液相流動阻力。調整合金成分控制液相流動控制參數(shù)B值或者B’。減小垂直凝固界面的高度，限制液相流動的發(fā)展。外加電、磁場，控制液相的流動。綜上所述，凝固組織微觀偏析是由微區(qū)的擴散過程決定的，并受凝固速率控制。而宏觀偏析主要取決于凝固過程中的液相流動。在無長程液相流動的等軸晶凝固過程中，僅會形成微觀偏析，并且可以通過控制凝固速率進行控制。平界面一維凝固組織中的宏觀偏析是由固相和液相的擴散系數(shù)DL和溶質分配因數(shù)k決定的。當k<1時僅會形成正偏析，而當k>1時則形成逆偏析。引起實際鑄件中宏觀偏析的液相對流包括凝固收縮流動和自然對流，前者的控制參數(shù)包括在式4-10中，后者的控制參數(shù)是由式4-19的B值或式4-24的B'值。第5節(jié)凝固收縮及凝固組織致密度的控制鑄件在凝固過程中，由于合金的液態(tài)收縮和凝固收縮，往往在鑄件最后凝固的部位出現(xiàn)孔洞，稱之為縮孔。容積大而集中的孔洞，稱為集中縮孔或者簡稱為縮孔。細而分散的孔洞稱為分散性縮孔，簡稱為縮松。

縮松又分為宏觀縮松（簡稱縮松）和微觀縮松（稱為顯微縮松）。顯微縮松產(chǎn)生在枝晶間和分枝間，與微觀氣孔很難區(qū)別，且經(jīng)常是同時產(chǎn)生的，在顯微鏡下才能觀察到。顯微縮松對于一般鑄件往往不作為缺陷。但是在特殊情況下，如要求鑄件氣密性較高時，則必須防止此類缺陷的產(chǎn)生。在鑄件中存在任何形態(tài)的縮孔和縮松，都會由于它們減小受力的有效面積，以及在縮孔和縮松處產(chǎn)生應力集中現(xiàn)象，而使鑄件的機械性能顯著下降。由于縮孔和縮松的存在，還降低鑄件的氣密性和物理化學性能。因此，縮孔和縮松是鑄件的重要缺陷之一，必須設法防治。一、凝固收縮率致密的凝固組織是優(yōu)質鑄件與鑄錠的主要標準之一。導致凝固組織不致密的主要原因是縮松和氣孔，二者通常是相互影響的。凝固收縮可能促使氣孔的形成。凝固過程體積收縮的分析是研究凝固組織致密度的基礎。凝固過程的收縮包括液相和固相冷卻過程的冷縮以及液→固轉變時的相變收縮。1、液相和固相冷卻過程的冷縮程度表征參數(shù)—膨脹系數(shù)膨脹系數(shù)是表征液相及固相冷卻過程收縮的基本參量。其線膨脹系數(shù)l和體積膨脹系數(shù)V分別定義為

(4-26)(4-27)式中l(wèi)0

試件原始長度；T

溫度；V0

試樣原始體積。l只對固相才有意義。2、凝固過程的相變收縮程度表征參數(shù)—凝固收縮率單質的凝固：單質的凝固通常是在恒定的溫度下完成的，凝固收縮率定義為

(4-28)

式中VL、VS

分別為凝固前的液相和凝固后的固相的體積。由于凝固過程中體系的質量不變，因此式(4-28)可寫為

(4-29)

式中Le、Se

分別為在凝固溫度下液相和固相的密度。多元合金的凝固：由于多元合金的凝固是在一定的溫度范圍內進行的，Le、Se均為溫度和溶質濃度的函數(shù)，并且析出固相又可能是多相的，因而式(4-29)不足以反映合金凝固收縮的實際情況，應當根據(jù)需要引入新的定義。凝固收縮率的定義可分為：1）等溫收縮率

圖4-18所示為二元共晶系合金凝固過程與成分的變化情況。溶質質量分數(shù)為w0的合金在凝固溫度范圍內某一溫度T下析出的固相溶質質量分數(shù)為wS，這一過程的凝固收縮率定義為等溫收縮率T，寫為

(4-30)

式中L、S

溫度T下的液相和固相密度。等溫凝固僅在凝固體系有物質交換的開放體系中才能發(fā)生。

2）多相合金凝固收縮率

以共晶合金凝固為例，其凝固過程是在恒定的溫度下同時析出和兩相。設和相的密度分別為、，固相平均密度則為

(4-31)

式中

相的體積分數(shù)，可根據(jù)杠桿定律由相圖確定。因此共晶合金wE凝固過程總的收縮率E為

(4-32)3）實際凝固收縮率

在固溶體合金的實際凝固過程中溫度和成分同時變化，除了凝固收縮外，還有冷卻收縮的作用，整個凝固過程總的收縮率為

(4-33)

式中V0

在液相線溫度下的液相總體積；△V

整個凝固過程中的體積收縮，可采用式(4-34)估算，

(4-34)

式中VL、VS

分別為液相和固相的體脹系數(shù)；L、S

分別為液相和固相的體積分數(shù)；0

液固相變收縮率。二、縮松的形成與控制1、縮松的形成機理除極少數(shù)金屬以外，收縮是凝固過程伴隨的必然現(xiàn)象，然而凝固收縮是否會導致縮松的形成則與凝固條件相關。凝固收縮若能得到液相的及時補充則可防止縮松的形成。當凝固過程中的補縮通道是否暢通是決定縮松形成的關鍵因素。

在定向凝固過程中，如果凝固以平面狀或胞狀方式進行，液相的補縮通道始終是暢通的，凝固收縮得到液相的及時補充而不形成縮松。

凝固在整個鑄件中始終以糊狀方式進行時，任何局部都得不到別處液相的補充，凝固收縮均以縮松的形式存在于凝固組織中。

實際凝固過程往往介于二者之間。在凝固過程中鑄件截面上的狀態(tài)如圖4-19所示，液相分數(shù)自固相面向液相面逐漸增大，可劃分為三個區(qū)域。在靠近液相區(qū)的部分(為I區(qū))，固相尚未形成骨架，凝固收縮通過液相的流動和固相的運動得到補縮。在中間區(qū)(為II區(qū))，固相雖已形成骨架而不能運動，但枝晶間液相的流動通道仍是暢通的，凝固收縮可以得到液相補充。在靠近固相的區(qū)域(為III區(qū))，液相被枝晶分割、封閉，其中的殘余液相凝固產(chǎn)生的收縮得不到補充而形成孔洞(縮松)。顯然，凝固區(qū)間越大，枝晶越發(fā)達，被封閉的殘余液相就越多，形成的縮松就越嚴重。2、縮松嚴重程度的量化指標縮松其嚴重程度的量化指標是其存在的區(qū)間大小和空隙的體積分數(shù)(空隙率)。設殘余液相被隔離時的臨界固相體積分數(shù)為C，凝固收縮率為，則可以求出縮松區(qū)的空隙率S為

(4-38)3、決定縮松形成傾向和程度的主要因素1）凝固組織形態(tài)

當凝固以平面狀或胞狀方式逆熱流方向進行時，利于液相的補縮。相反，當凝固以發(fā)達的枝晶進行時，補縮較困難。而當凝固以等軸晶方式進行時，補縮更難。2）凝固區(qū)的寬度凝固區(qū)的寬度越大，補縮通道就越長，補縮的阻力也越大，補縮就越困難。在小的生長速度和大的溫度梯度下，可能獲得胞狀，乃至平面狀凝固界面，利于液相的補縮。同時，在大的溫度梯度下，凝固區(qū)窄，枝晶間距大，補縮通道短，利于補縮。在工程上可用凝固區(qū)的溫度梯度作為判斷縮松形成的條件，并可在經(jīng)驗的基礎上找出定量規(guī)律。3）凝固方式

枝晶凝固過程的補縮條件還與鑄件形狀相關。對于圖4-20所示的平板鑄件兩側同時凝固的情況，自兩側生長的枝晶在鑄件中心相遇時阻止了來自頂部液相的補縮。因此對于這種情況，控制不同高度處的凝固速率以保證補縮通道的暢通是很重要的。4）合金液中的氣體

通常液態(tài)合金中存在著溶解的氣體，這些氣體在固相中的溶解度遠小于其在液相中的溶解度。因而在凝固過程中將發(fā)生氣體的析出，可能形成孔洞。枝晶間液相的