热流方向描斷面：
图；热疣方向纵斷面*（源自文就1）
同时，由于电磁搅拌的存在，等轴晶区变大，宏观偏析和熔融流动性的降低却成了有待解决的问题
粒生存期和凝固过程晶粒繁殖情况，经实验得知，凝固过程晶粒繁殖情况的影响要比以往想象的重要的多。
除温度远低于液相线温度外，纯洁净钢凝固初期存在热动力障碍问题。
对钢而言，过冷度可达几百摄氏度。
过冷度随有害夹杂
（如固体夹杂）量减小而减小；因此，实际工况连铸条件下，多多少少都存在过冷度问题。
过去的50年间，纯洁净钢孤立（均匀形核）形核理论和与基层接触钢水（不均匀形核）的形核理论已得到大力发展。
由形核理论得知，冷却率越大，形核数越多，颗粒数越多（晶粒越细）。
所以，可通过提高冷却率的方法实现晶粒细化。
现在我们已经知道除提高形核率以外细化晶粒的机理。
近些年，此机理在工程上有
很重要的地位。
凝固初期，枝晶极易断裂（而用于实际工况的机理中，晶枝可能不易断裂，
但只考虑其根部晶枝）。
此过程有时和晶粒繁殖过程一样简单，过程受传导和凝固前沿低过热度控制（因此，晶枝不会重熔）。
电磁搅拌现在已广泛用于连铸过程，具体用于减小柱状晶区域，并细化等轴晶区域晶粒。
连铸过程电磁搅拌力的大小和固相分数均用于最大限度的提高晶粒细化效果。
与此中心偏析减小；但是随之带来的等轴晶区的半
[2]
O
已有冶金工作者在寻找炼钢过程的成核剂。
Bramfitt根据实验提出如下结论：
在氮化物
和碳化物中，氮化钛和碳化钡为a-铁素体最好的成核剂，究其原因可能由于晶格相似性导
致。
成核剂的效果由不同冶金工作者证实[4-7]。
实验中发现，在高温时氮化钛就以成核[4，6]
也有冶金工作者研究氧化物本身的成核效果。
Nurietal[8]根据过冷实验和错合度理论研究氧
化物的形核效果，发现氧化铈为很好的形核剂，后来此假设被Guo和Suito[9]证实。
加入形
核剂时，需将其加入到过冷区（固-液界面前）以便于在此处形成a-铁素体核。
氮化钛表面
形成a-铁素体核示意图如图6.6所示。
图6.7所示为铁素体不锈钢焊缝的等轴晶形核模式。
晶粒精细程度应取决于此处的有效成核剂的数目，因此，控制形核剂的形式（如沉淀温度与
形核长大）将是晶粒细化的又一课题。
另外，形核剂的尺寸经该有最佳值，过小时成核理论
失效；而过大时成核数目又会受到影响。
凝固前的过冷区长度亦应适中，在此区域，等轴晶
开始形核，此区域长度可是控制细化晶粒的又一方法。
若过大，可能形成其他形式的晶粒，过小则可能不便于形核。
因此，合金成分、传热条件、强制对流均为晶粒细化的影响因素。
二冷
平均冷却率ymin-
（b）
（a）Fe-25%Ni合金；（b）含碳0.1至0.9%的工业不锈钢［1］固液界面达到最高温度，凝固潜热此时也与过冷度进行热交
型"濟手辭肆礙翳z夹杂排她去;
图6.4铁合金枝晶叉间隔的实验数据:
等轴晶形核于过冷熔体区。
G<0.617（N0）1/3（1-（△Tn）
换，结果，热流通过固-液区传递到结晶器壁。
Liptonetal.［10］建立了过冷液相区的生长速度模型，在模型中假设温度场与溶质扩散场不受凝固过程的影响。
撞击的颗粒与最终颗粒形式可用Johnson-Mehl表达式借助数值模型描述［11］。
Hunt［12］定量分析了柱状晶向等轴晶的转变过程。
全等轴晶的生长条件为：
（△Tc）
3）△Tc
（6.1a）
全柱状晶的生长条件为：
G>0.617（100N0）1/3（1-（Tn）
G为温度梯度，N°为等轴晶的颗粒数，△Tn为异向成核过冷度，度。
其具体值可在等轴晶结晶过程测量（氮化钛为形核剂），实验测量结果与柱状晶向等轴
（△Tc）
3）△Tc
（6.1b）
△Tc为柱状晶凝固前沿温
晶粒的转化形式拟合度非常高［6］。
现今，利用MonteCarlo方法或细胞自动机建立数值模型
已成为热点［7,11,13］，测试结果显示此法可成功预测铸造与焊接晶粒结构（包括等轴晶晶粒形式）。
6.3显微偏析
图吕上过冷区等轴晶〔氮化钛为形核剂）形核示意图
连铸或模铸时，在枝晶叉间隔（以50-400微米为典型值）发生的偏析称为微观偏析。
微观偏析发生的主要原因是固相成分与液相成分的差异（主要区别在于溶解物的含量）。
固相中多余的溶解物被迫进入液相，进入晶枝间的细小空隙。
图6.8所示为微观偏析示意图。
图6.8a所示为液相区晶枝生长示意。
图6.8b为液-固区域温度分布。
液-固区液相成分见图6.8c。
凝固过程特定位置液相成分可一定程度上反映凝固路径，其正是相图中的平衡液相线，如图6.9b
所示。
固-液区（图6.8d）的固相
（液相）分数可由Scheil方程或对其微商分析算得。
Scheil方程基
图6.8基于Scheil方程的凝固模型：
（a）晶枝结构；（b）温度；（c）树枝晶间的液相成分；（d）固相
分数
从热处理法减小微观偏析角度考虑，偏析间距为主要考虑因素。
如上述所属，此处间距
为本质上为枝晶叉间隔。
而枝晶叉间隔仅与冷却率有关。
其受制于晶粒粗化现象。
也就是说,
凝固过程，大晶枝粗化，同时小晶枝收缩并消失，直接导致枝晶叉间隔的增大。
Kirkwood1
首次在微观偏析模型中考虑到晶枝粗化现象，后来Mortensen17建立了微观偏析过程的晶枝
粗化分析模型。
由于枝晶叉间隔对冷却率的依赖性，因此实际工况铸造中，工厂通常在凝固
过程力求最大冷却率。
6.4铁基合金的微观偏析与凝固路径
C-Mn钢和低合金钢在凝固初期大都以S-铁素体或奥氏体形态存在，当初晶相为S-铁
素体时，凝固过程通常会有包晶反应发生，同时固相也会转变为奥氏体态，直至钢中碳含量
很低（如无间隙原子IF汽车板）为止。
图6.10为凝固过程示意图［18］。
理解此模型有很重要的实际价值，因为连铸过程中亚包晶钢的纵向表面裂纹与铁素体与奥氏体的组分分数和溶解物微观偏析密切相关［18，19］。
铸造中奥氏体晶粒的形态不仅影响纵向表面裂纹敏感性，也会影响横截面板坯裂纹敏感性。
图6.10中，包晶反应发生在Tp温度下；低于此温度时，奥氏体顺利转变为固相铁素体。
固相S-铁素体的组分数是钢种合金成分的函数；其随合金中碳含量增加而减小，随铁基元
a）TpTl
C（x;t）
素增加而增加。
奥氏体向铁素体的转变由固相变形实现。
在晶枝中心，晶枝仍以铁素体等形
Ia，液栩
图6.12Mn的微观偏析，冷却率：
27C/min:
（a）1504'C；（b）1480C；（c）1450C和1400C
为研究凝固过程复杂晶枝形状和的相变问题，上述凝固模型可扩展到多成分包晶钢种。
态存在，在温度相对较高区域随碳含量增加而减小直至消失，低温区随铁基元素增加而减小。
包晶反应L+
S=Y之后，最终奥氏体凝固中的溶解物偏析近似于Scheil偏析模型（由于奥氏体中反向扩散进行的非常缓慢）。
由此更充分说明晶枝间区的溶解物偏析随碳含量增加而增大，随碳含量减小而降低（见后文式6.13[20]）[21]。
S-铁素体消失后，奥氏体晶粒迅速开始长大；其转化开始时间本质也是奥氏体基元素与铁素体
基元素平衡温度的函数。
碳含量减小必然提升转化温度，促进晶粒长大，进而增加奥氏体晶
粒边缘的裂纹敏感度。
稳态时，在没有能量障碍的条件下，S-铁素体周围形成奥氏体似乎正好沿着等温线Tp
进行。
然而，对于奥氏体而言，固-液界面的能量小于形核所需能量，所以铁素体周围要有
奥氏体形核需要更大过冷度[22]。
然而奥氏体形核如何形核、长大以及稳态时包晶反应机理
现今认识还不够深刻。
最近，OkaneandUmeda[23]研究了亚包晶Fe-Ni合金钢的凝固过程，
实验控制晶粒生长过程较缓慢，结果发现固相中奥氏体形核可达到液/S-铁素体的初始界
面。
基于实验室测试结果，OkaneandUmeda研究了稳态包晶反应。
最初期，为激冷区，固
相全为铁素体，奥氏体在远离凝固前沿并在一定过冷度下开始形核。
铁素体/铁素体边界为
奥氏体形核的可能点[20]。
奥氏体形核后迅速沿高温区长大直至到达奥氏体/铁素体平衡。
例如，Matsumiyaetal.[24]和Ueshimaetal.[25]利用图6.11所示模型，研究了碳钢和低合金钢，的溶解物重分配情况，研究发现体系只存在S/丫相的转化。
模型考虑到所谓固体扩散现象
（在固/液界面与S/丫相相界面的溶解物重分配现象），并考虑固-液界面的元素（C,Si,Mn,P,S）分配比；每种元素的两固相扩散系数均为温度的函数；液相和S/丫相界面的数
据。
图6.13冷却至1300C时C浓度和冷却率对晶枝间（a）Mn和（b）P浓度的影响[19]
图6.12和图6.13所示为上述研究的结果示意图，考虑的合金元素成分为0.13wt%C,
1.52wt%Mn和0.016wt%P。
结果与实验测量结果拟合度非常好。
将分析结果与实验结果结合分析得P为a-稳定化元素，从树枝晶间向枝晶中心移动。
而Mn为丫-稳定化元素，从树
枝晶中心向晶枝间移动，但移动量相对较小。
向树枝晶中心移动的P量随S+丫相的冷却率减小而增加（也是S相生长时间）。
当碳浓度低于0.1%时，晶枝间P和Mn的生长很缓慢，这是因为在碳浓度很低时固相分数随S-
相增加而增加，从而加速S-相的扩散与再分配（在S/丫相转化时刻）。
Kosekietal.[27]利用相似几何模型，并借助热计算软件、数据包[26]建立了Fe-Cr-Ni亚共
时间（s）
（a）相分数变化情况（b）凝固路径
U6.16F蹶固模式下,Cr.Hi组分对比C实验值与计算值）
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