壓力對鑄錠的凝固相變和組織有十分重要的影響，如壓力能提高晶粒形核速率，減小臨界形核半徑，增大冷卻速率，細化枝晶組織，減輕或消除凝固缺陷（疏松、縮孔、氣孔和偏析）以及改變析出相形貌和類型等。由于鋼鐵材料固／液相線溫度較高，加壓難度相對較大，不過，較低壓力依然具有改善鑄型和鑄錠間換熱條件、打破液相中氮氣泡等壓力平衡的能力，進而達到改善鋼鐵凝固組織，減輕或消除凝固缺陷等目的。

一、枝晶組織

  枝晶組織的出現(xiàn)和生長與液相中的成分過冷密不可分，當凝固界面出現(xiàn)擾動導(dǎo)致液相出現(xiàn)局部成分過冷時，液相中就具備了促使界面發(fā)生波動的驅(qū)動力，進一步增大了凝固界面的不穩(wěn)定性，從而使凝固界面從平面狀向樹枝狀轉(zhuǎn)變，形成枝晶組織，液相中成分過冷的判據(jù)為

  式中，GrL為液相溫度梯度；v為凝固速率；m為液相線斜率；CL為凝固界面處液相中溶質(zhì)的質(zhì)量分數(shù)；DL為液相中溶質(zhì)的擴散系數(shù)；ko為溶質(zhì)分配系數(shù)。在不考慮壓力強化冷卻（即GrL保持恒定）情況下，壓力可通過改變液相線斜率、擴散系數(shù)和溶質(zhì)分配系數(shù)等凝固參數(shù)，改變枝晶形貌甚至凝固組織的組成。Zhang等對比了高錳鋼（Fe-13Mn-1.2C)在常壓和6GPa下的凝固組織。發(fā)現(xiàn)高錳鋼高壓下的凝固組織包含細小等軸晶和柱狀晶，與常壓下的凝固組織截然不同（圖2-107).晶粒尺寸統(tǒng)計結(jié)果表明，高錳鋼在常壓下的晶粒尺寸為（160±45)μm,6GPa下為（7.5±2.5)μm,壓力細化晶?？蛇_21倍之多，主要歸因于增加凝固壓力降低了液相中溶質(zhì)擴散系數(shù)以及增大了擴散激活能，進而增大了液相成分過冷度，在抑制枝晶生長的同時增大了形核率［129,153],從而使得高錳鋼凝固組織逐步向枝晶組織轉(zhuǎn)變，且細化十分顯著。Kashchiev和Vasudevan等的研究表明。在凝固過程中，當固相摩爾體積小于液相摩爾體積時，加壓有助于提高形核率，起到細化凝固組織的作用，大多數(shù)金屬合金屬于此類；反之，加壓將抑制晶粒的形核，如水凝固成冰。此外，壓力還能夠抑制枝晶沿壓力梯度方向的生長,從而導(dǎo)致枝晶組織和微觀偏析呈現(xiàn)方向性。

  為了準確地論述壓力對凝固組織的影響規(guī)律，本節(jié)將以19Cr14Mn0.9N含氮鋼和M42工具鋼加壓凝固組織為例，詳細分析壓力對枝晶組織、析出相等的影響。

 1. 柱狀晶向等軸晶轉(zhuǎn)變（CET)

   鑄錠的宏觀組織主要由晶粒的形貌、尺寸以及取向分布等構(gòu)成，在合金成分一定的情況下，它主要取決于鋼液在凝固過程中的冷卻條件（包括澆注溫度和鑄型的冷卻效果等。鑄錠的典型宏觀組織可分為三個區(qū)：表層細晶區(qū)、柱狀晶區(qū)以及中心等軸晶區(qū)。表層的細晶區(qū)是由于鋼液在鑄型的激冷作用下，具有較大的過冷度，進而在鑄型壁面以異質(zhì)形核的方式大量形核并長大，最后形成細小的等軸晶區(qū)，即表層細晶區(qū)。隨著凝固的進行，表層細晶區(qū)逐步形成金屬外殼，使得傳熱具備單向性，有助于晶粒沿傳熱方向生長，呈現(xiàn)出方向性，從而形成柱狀晶區(qū)，也導(dǎo)致了表層細晶區(qū)的區(qū)域窄小，厚度通常為幾毫米。在后續(xù)的凝固過程中，伴隨著凝固潛熱的釋放，凝固前沿溫度梯度減小，傳熱的單向性減弱，成分過冷度增大，進而使得晶粒生長的方向性減弱，抑制了柱狀晶的生長，同時也促進了鑄錠心部異質(zhì)形核的發(fā)生，從而有助于柱狀晶向等軸晶轉(zhuǎn)變，最終形成中心等軸晶區(qū)。

   因此，鑄錠有兩類枝晶組織，即等軸晶和柱狀晶，通常采用枝晶間距和CET位置對其進行表征。圖2-108(a)給出了凝固壓力分別為0.5MPa、0.85MPa和1.2MPa的19Cr14Mn0.9N含氮鋼鑄錠縱剖面上的宏觀組織；CET位置到鑄錠邊部距離的統(tǒng)計平均值分別為19.8mm、22.1mm和27.4mm,增量可達7.6mm,如圖2-108(b)所示。統(tǒng)計結(jié)果表明，隨著壓力的增大，CET 位置逐漸由邊部向心部移動，柱狀晶區(qū)區(qū)域增大，中心等軸晶區(qū)區(qū)域減小。根據(jù)柱狀晶向等軸晶轉(zhuǎn)變的阻擋判據(jù)可知［156],當柱狀晶枝晶尖端處等軸晶體積分數(shù)大于臨界值時，柱狀晶尖端生長受到抑制而停止，此時發(fā)生柱狀晶區(qū)向中心等軸晶區(qū)轉(zhuǎn)變。因此，CET轉(zhuǎn)變很大程度上取決于中心等軸晶的形核和長大。由于壓力強化冷卻效果十分明顯，增加壓力加快了鑄錠的冷卻，增大了鑄錠的溫度梯度，從而降低了枝晶前沿的成分過冷度，此時，等軸晶在柱狀晶枝晶尖端的形核和長大就會受到嚴重阻礙和抑制;反之，降低壓力，有助于等軸晶在柱狀晶枝晶尖端處的形核和長大，從而提前并加快了CET.因此，當壓力從0.5MPa增加到1.2MPa時，壓力通過強化冷卻擴大了柱狀晶區(qū)，促使CET轉(zhuǎn)變位置在徑向上逐漸由邊部向心部移動。此外，在0.5MPa、0.85MPa和1.2MPa下，19Cr14Mn0.9N含氮鋼鑄錠縱剖面的宏觀組織中均存在較窄的表層細晶區(qū)。

為了進一步研究壓力對CET的影響規(guī)律，在不考慮壓力強化冷卻效果的前提下，對枝晶尖端生長速率v.隨壓力的變化規(guī)律進行理論計算，可采用KGT模型，,即

  基于2.3.2節(jié)分析所得ko和D等相關(guān)參數(shù)隨壓力的變化規(guī)律，結(jié)合式（2-188)和式（2-189)可得出不同過冷度下壓力對枝晶尖端生長速率的影響規(guī)律。對于19Cr14Mn0.9N 含氮鋼體系，當枝晶尖端的成分過冷度由某一元素偏聚造成時，壓力對枝晶尖端生長速率影響規(guī)律如圖2-109所示；當枝晶尖端的過冷度分別由錳和鉬造成時，增加壓力降低了枝晶尖端生長速率；當枝晶尖端的過冷度分別由鉻、碳和氮造成時，增加壓力會增大枝晶尖端生長速率。此外，隨著過冷度的增加，壓力對枝晶尖端生長速率的影響隨之增大；對比0.5MPa和10MPa下的枝晶生長尖端速率可知，枝晶尖端生長速率因壓力改變的變化量可達0.1mm/s,并且壓力越大，枝晶尖端生長速率的變化量越大；因而在高壓下，不考慮壓力強化冷卻效果時，壓力對枝晶尖端生長速率的影響也較大，進而影響CET位置。然而，當壓力從0.5MPa增加至1.2MPa,且不考慮壓力強化冷卻效果時，壓力對枝晶尖端的生長速率的影響較小，可以忽略不計。

   綜上所述，凝固壓力的增加會對枝晶尖端生長速率產(chǎn)生重要影響，且壓力的增量越大，影響越明顯。結(jié)合實驗和KGT模型理論計算可知，低壓下，當凝固壓力從0.5MPa 增加至1.2MPa時，壓力主要通過強化冷卻的方式，使得鑄錠CET位置逐漸由邊部向心部移動。

 2. 枝晶間距

  相鄰?fù)沃П壑g的垂直距離稱為枝晶間距，枝晶間距的大小表征了枝晶組織細化程度，枝晶間距越小，枝晶組織越細密［162],通?？紤]的枝晶間距有一次枝晶間距入1和二次枝晶間距λ2.一次枝晶間距與凝固速率v和溫度梯度Gr的關(guān)系為

  由式（2-191)可知，合金體系一定時，分析局部區(qū)域冷卻速率v.和溫度梯度Gr隨壓力的變化趨勢，有助于闡明壓力對一次枝晶間距λ1的影響規(guī)律。因局部區(qū)域冷卻速率vc和溫度梯度Gr的測量難度較大，可用模擬計算的方式獲得。在不同凝固壓力下的組織模擬過程中，不考慮疏松縮孔對晶區(qū)分布的影響，模擬結(jié)果如圖2-110所示。為了更準確地找到CET位置，使用平均縱橫比（晶粒最短邊與最長邊的比率）來區(qū)分柱狀晶和等軸晶：當晶粒的縱橫比大于0.4時，晶粒為等軸晶；當晶粒的縱橫比小于0.4時，則為柱狀晶。根據(jù)阻擋判據(jù)，等軸晶體積分數(shù)的臨界值設(shè)定為0.49，以此作為依據(jù)，19Cr14Mn0.9N含氮鋼在0.5MPa、0.85MPa 和1.2MPa 壓力下，CET 位置在徑向上離鑄錠邊部的平均距離分別為18.1mm、19.8mm和25.3mm.

  19Cr14Mn0.9N 含氮鋼鑄錠底部溫度梯度 Gr和冷卻速率v.隨壓力的變化規(guī)律，如圖2-111所示。在某一壓力條件下，vc和Gr沿徑向由鑄錠邊部到心部均呈現(xiàn)逐漸減小的趨勢，結(jié)合式（2-190)可知，一次枝晶間距入1與v.和Gr成反比，因而1沿徑向由邊部到心部逐漸增大。當壓力從0.5MPa增加至1.2MPa時，在壓力強化冷卻的作用下，鑄錠內(nèi)各單元體的vc和Gr隨之增大，且對鑄錠邊緣處的單元體影響最大，在沿徑向向心部移動的過程中，壓力對vc和Gr的影響逐步減弱。結(jié)合式（2-190)可知，一次枝晶間距入1隨著vc和Gr的增大呈冪函數(shù)減小。因此，隨著壓力增加，一次枝晶間距入1減小，且越靠近鑄錠邊部，入減小趨勢越明顯，即壓力對柱狀晶一次枝晶間距的影響大于中心等軸晶區(qū)。

  由邊部到心部逐漸增大，結(jié)合式（2-192)可知，鑄錠心部的二次枝晶間距入2大于邊部；壓力從0.5MPa增加至1.2MPa時，LST明顯減小，二次枝晶間距入2也隨之減小。

  圖2-112 不同壓力下距離19Cr14Mn0.9N含氮鋼鑄錠底部130mm處LST計算值由于等軸晶的一次枝晶臂彼此相交且沿徑向以幾乎相同的速率向四周生長，同時不同等軸晶間不存在任何確定的位向關(guān)系，難以通過實驗對等軸晶的一次晶間距進行測量，因此只對CET前柱狀晶的一次枝晶間距進行測量。圖2-113給出了距19Cr14Mn0.9N含氮鋼鑄錠底部115mm的高度處一次枝晶間距入1和二次枝晶間距x2的變化規(guī)律，在某一壓力下，沿徑向由鑄錠邊部向心部移動的過程中，1和x2逐漸增大；當壓力從0.5MPa增加至1.2MPa時，1和入2均呈減小的趨勢。基于埋設(shè)熱電偶的測溫結(jié)果和式（2-195)可得，2nd和4h測溫位置處局部凝固時間隨壓力的增加而縮短，如圖2-113(a)所示，從而導(dǎo)致x2的減小。對比可知，枝晶間距（λ和ん）和局部凝固時間沿徑向和隨壓力變化趨勢的實驗與模擬結(jié)果一致。

  綜上所述，增加壓力能夠明顯減小枝晶間距（x1和x2),縮短局部凝固時間，細化凝固組織。鑄錠邊部和心部試樣的枝晶形貌如圖2-114所示，進一步佐證了增加壓力具有明顯細化枝晶組織的作用，且對柱狀晶的影響大于中心等軸晶。

3. 晶粒數(shù)

  鑄錠內(nèi)晶粒數(shù)與晶粒臨界形核半徑和形核率有直接的關(guān)系，晶粒臨界形核半徑為：

  其中，Nm為與液相線溫度、凝固潛熱、擴散激活能以及表面張力有關(guān)的系數(shù)。圖2-114給出了 19Cr14Mn0.9N 含氮鋼鑄錠等軸晶區(qū)內(nèi)晶粒數(shù)隨壓力的變化規(guī)律。壓力從0.5MPa增加到1.2MPa時，中心等軸晶區(qū)的寬度逐漸減小，最小值為56mm.19Cr14Mn0.9N含氮鋼鑄錠180mm(高）x56mm(寬）等軸晶區(qū)內(nèi)晶粒數(shù)隨壓力的變化規(guī)律如圖2-115所示。當凝固壓力從0.5MPa增加到0.85MPa時，晶粒數(shù)目從9166增加到9551;當凝固壓力進一步增加到1.2MPa時，晶粒數(shù)目增加到10128.因此，提高凝固壓力，鑄錠等軸晶區(qū)內(nèi)晶粒數(shù)明顯增大。

  在低壓下，如壓力從0.5MPa增至1.2MPa時，液相線溫度、凝固潛熱、擴散激活能以及表面張力的變量非常小，幾乎可以忽略，這樣可以假設(shè)Nm在0.5MPa、晶粒數(shù)0.85MPa和1.2MPa下相等，近似為常數(shù)。提高壓力能夠明顯地增大鑄錠的溫度梯度（圖2-111),溫度梯度越大，單位時間內(nèi)從糊狀區(qū)內(nèi)導(dǎo)出結(jié)晶潛熱的量越大，進而提高了糊狀區(qū)內(nèi)過冷度；反之亦然，這意味著糊狀區(qū)過冷度與溫度梯度隨壓力的變化趨勢相同，即隨著壓力的提高而增大。結(jié)合式（2-193)和式（2-197)可知，隨著糊狀區(qū)內(nèi)過冷度ΔT的增加，晶粒臨界形核半徑rk減小，形核率Na增大，有助于提高鑄錠內(nèi)晶粒數(shù)。因此，增加壓力有利于增加晶粒數(shù)。

  距離19Cr14Mn0.9N含氮鋼鑄錠底部130mm的高度處，晶粒數(shù)隨壓力的變化規(guī)律如圖2-116所示。在某一凝固壓力下，鑄錠邊部的晶粒數(shù)目最大，隨著離鑄錠邊部距離的增加，由于糊狀區(qū)內(nèi)過冷度的減小，晶粒數(shù)也隨之減少。隨著壓力提高，晶粒數(shù)均呈增大趨勢，且柱狀晶區(qū)內(nèi)軸向切片上晶粒數(shù)的增量明顯大于中心等軸晶區(qū)。因為在壓力強化冷卻的作用下，整個鑄錠的溫度梯度均有增大趨勢，導(dǎo)致糊狀區(qū)內(nèi)過冷度的增加。同時，由于距離鑄錠和鑄型換熱界面越近，溫度梯度受界面換熱的影響越大，鑄錠邊部溫度梯度隨壓力變化趨勢越明顯，進而增加凝固壓力，鑄錠邊部溫度梯度的增量明顯大于心部，從而導(dǎo)致離鑄錠邊部較近的柱狀晶區(qū)內(nèi)晶粒數(shù)的增量明顯大于中心等軸晶區(qū)。

二、疏松縮孔

  鑄錠產(chǎn)生疏松縮孔的基本原因是鑄錠從澆注溫度冷卻至固相線溫度時產(chǎn)生的體收縮（液態(tài)收縮和凝固收縮之和）大于固態(tài)收縮。當鋼液從澆注溫度冷卻至液相線溫度時所產(chǎn)生的體收縮為液態(tài)收縮，鋼液進一步從液相線溫度冷卻至固相線溫度時（即發(fā)生凝固相變時）所產(chǎn)生的體收縮為凝固收縮［87],固態(tài)收縮是指固相在冷卻過程中所產(chǎn)生的體收縮。疏松縮孔的出現(xiàn)嚴重降低了鑄錠的力學和耐腐蝕性能以及成材率，是鑄錠的嚴重缺陷之一。

 在凝固過程中鑄錠內(nèi)出現(xiàn)體積小而彌散的空洞為疏松，體積大且集中的為縮孔。疏松由在糊狀區(qū)內(nèi)液相體積分數(shù)降到一定程度時，液相流動困難，液態(tài)收縮與凝固收縮之和超過固態(tài)收縮的那部分收縮量無法得到補縮所導(dǎo)致，因而疏松的形成與枝晶間液相的流動有密切關(guān)聯(lián)［72,87].在糊狀區(qū)內(nèi)，體收縮主要由凝固收縮組成，且為枝晶間液體流動的主要驅(qū)動力，因而枝晶間液相的流速u可表示為

  式中，PΔx＝Ps+Pf(其中，Pt為鋼液靜壓力，Pf=pgh;Ps為凝固壓力）。結(jié)合式（2-202)可知，增加凝固壓力，Px增大，強化了枝晶間液相的補縮能力，進而有助于避免疏松的形成［91].此外，糊狀區(qū)越寬，枝晶網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)越復(fù)雜，枝晶間補縮的距離越長阻力越大，滲透率K越小，疏松越容易形成。因此，疏松易于在糊狀區(qū)較寬的鑄錠以體積凝固或同時凝固方式凝固時形成。相比之下，縮孔傾向于在糊狀區(qū)較窄的鑄錠以逐層凝固方式的凝固過程中出現(xiàn)。

  不同凝固壓力下（0.5MPa、0.85MPa和1.2MPa),19Cr14Mn0.9N含氮鋼鑄錠縱剖面上疏松縮孔的分布情況如圖2-117所示。隨著凝固壓力的增加，疏松和縮孔的總面積大幅度減小，且疏松逐漸消失。由于壓力具有顯著的強化冷卻效果，增大凝固壓力，強化了鑄錠和鑄型間的界面換熱，加快了鑄錠的冷卻速率，從而增大了鑄錠溫度梯度Gr;在合金體系一定的情況下，糊狀區(qū)隨之確定，那么糊狀區(qū)的寬度隨溫度梯度Gr的增大而減小171],進而導(dǎo)致枝晶網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)的形成受到抑制。凝固方式逐漸由體積凝固向逐層凝固過渡，增大了滲透率K,從而降低和縮短枝晶間補縮時液相流動的阻力和距離。此外，基于以上理論分析并結(jié)合判據(jù)式（2-202)可知，增加凝固壓力等效于增大了Px,使其遠大于枝晶間液相補縮時所需壓力。因此，加壓有利于枝晶間液相的補縮行為，且有助于大幅度減小或消除疏松缺陷。

三、凝固析出相

  根據(jù)相所含非金屬元素的種類，可將凝固析出相分為氮化物、碳化物等，與碳化物相比，氮化物尺寸一般較小，為了更加清楚直觀地論述增加壓力對凝固析出相的影響，本節(jié)將著重以高速鋼M42中碳化物為例，闡述壓力對凝固析出相的類型、形貌、成分等影響規(guī)律。

  高速鋼碳化物的數(shù)量繁多、種類各異。不同碳化物的特性不同、成分不同、形貌也各有差異；按照碳化物的形貌特征及生成機制的不同，可將高速鋼中碳化物分為一次碳化物和二次碳化物兩大部分。一次碳化物又稱為“初生碳化物”，即在凝固過程中直接從液相中析出的碳化物，包括各種先共晶和共晶碳化物，有M6C、M2C、MC等不同類型。一次碳化物的尺寸比較大，屬于微米級別，在后續(xù)熱加工和熱處理工藝中將被破碎或分解成尺寸較小的顆粒狀存在于鋼中。二次碳化物是指在凝固過程中或熱處理時從固相基體（高溫鐵素體、奧氏體、馬氏體等）中析出的碳化物，分為M6C、MC、M23C6、M7C3、M2C等不同類型。高速鋼中碳化物成分波動范圍較大，不同鋼種、不同條件產(chǎn)生的同一類型的碳化物也會有不同的成分，甚至同一粒碳化物的不同部位，也會有成分的差異。各碳化物的形貌、成分及分布見表2-14.

  M2C具有密排六方晶體結(jié)構(gòu)［172-175,179],其主要形成元素通常是鉬、釩和鎢，鉻及鐵的含量則較少。M2C 共晶碳化物一般以亞穩(wěn)態(tài)存在于鋼中。尺寸較小、片層較薄且沒有中間脊骨，在高溫時易發(fā)生分解反應(yīng)：M2C+Fe(Y)→M6C+MC，分解成尺寸較小的顆粒狀M6C和MC。此外，與M6C相反，鋼液凝固時的冷卻速率越快，越有利于M2C的形成。因此，提高鑄錠凝固時的冷卻速率有利于促進M2C的形成并細化M2C,同時可抑制較大尺寸M6Cl。

  M6C具有復(fù)雜立方晶體結(jié)構(gòu)，其結(jié)構(gòu)中除碳原子以外，鐵、鎢原子約各占一半。M6C屬于穩(wěn)定型碳化物，其形態(tài)為粗大的骨骼狀。鋼液凝固時冷卻速率越慢，M6C碳化物越易于形成和長大。因此，M6C在高速鋼的心部往往含量較高，而邊部較少或沒有。加快鑄錠凝固時的冷卻速率有利于細化M6C,提高鑄錠性能。

  MC具有面心立方結(jié)構(gòu)，化學式為MC或者M4C3,其成分以釩為主。鋼中碳、釩含量的增大可使MC增多，尺寸變大。高速鋼中還有M23C6、M3C、M7C3等碳化物。M23C6晶體結(jié)構(gòu)為復(fù)雜面心立方結(jié)構(gòu)，具有一定量的鎢、鉬，釩含量極少，含有大量的鉻、鐵元素；與M2C相同，M3C也是亞穩(wěn)態(tài)相。M7C3為復(fù)雜六方晶體結(jié)構(gòu)，含有較多的鉻、鐵，主要存在于碳含量較高的鋼中。高速鋼中碳化物具有兩個重要的特性：硬度和熱穩(wěn)定性（加熱時溶解、聚集長大的難度）。這些特性反映了碳化物中碳和金屬原子結(jié)合鍵的強弱，與原子結(jié)構(gòu)和尺寸有關(guān)。碳化物的晶格結(jié)構(gòu)與碳原子半徑rc、金屬原子半徑rx有關(guān)，如表2-15所示，rd/rx值越大，則越易形成結(jié)構(gòu)復(fù)雜的碳化物（M23C6、M3C等），越小則易形成結(jié)構(gòu)簡單密堆型碳化物（MC等）。表中熔點可作為碳化物熱穩(wěn)定性的衡量指標，可見碳化物中原子尺寸越接近，則碳化物穩(wěn)定性越高。

 1. 壓力對萊氏體的影響

  凝固末期，由于偏析導(dǎo)致合金元素在枝晶間殘余液相內(nèi)富集發(fā)生共晶反應(yīng)，從液相中直接生成碳化物，它與奧氏體相間排列，構(gòu)成萊氏體組織。因此高速鋼的萊氏體組織往往存在于枝晶間。圖2-118為M2高速鋼的低倍鑄態(tài)組織，可見一般情況下，相鄰晶粒之間的萊氏體組織較為細小，數(shù)量較少，而多個晶粒之間的萊氏體組織尺寸較大，數(shù)量較多。

  高速鋼的萊氏體組織中含有多種類型的碳化物，如M2C、M6C、MC等。M6C整體形貌類似魚骨，故又稱為“魚骨狀碳化物”，如圖2-119所示；M2C成片層狀，含有M2C的共晶萊氏體具有“羽毛狀”、“扇狀”、“菊花狀”等形貌，如圖2-120所示；MC的生長時間較長，最終尺寸較為粗大，往往以不規(guī)則的條狀出現(xiàn)，如圖2-120所示。

  a. 碳化物種類及分布

   高速鋼中碳化物種類與成分和凝固過程中的冷卻速率密不可分。M42 高速工具鋼作為高鉬低鎢鋼，其凝固組織碳化物主要為M2C共晶碳化物；另外含有少部分M6C共晶碳化物，主要存在于鑄錠的心部區(qū)域。圖2-121~圖2-123給出了M42高速鋼鑄錠在0.1MPa、1MPa和2MPa下1/4圓鑄錠板金相組織。白色斑點狀處的萊氏體組織中的碳化物為具有中心脊骨，脊骨兩邊具有平行分枝的魚骨狀M6C.M6C共晶碳化物的尺寸比M2C共晶碳化物粗大得多且結(jié)構(gòu)上相互連接緊密，極不利于鑄錠的后續(xù)碳化物破碎，因此盡可能減少或避免凝固組織中M6C共晶碳化物的產(chǎn)生，有助于提升其力學性能等。隨著壓力的增大，萊氏體（白色斑點）所占1/4圓鑄錠板的面積比例逐漸減小，加壓有助于抑制M6C共晶碳化物的形成與長大，其主要原因在于在較低壓力下，加壓對凝固熱力學和動力學參數(shù)的影響十分有限，但強化冷卻效果十分明同時凝固過程中冷卻速率越小，越有利于魚骨狀M6C共晶碳化物的形成，且M6C越粗大。因而增加壓力主要通過增大鑄錠和鑄型間界面換熱系數(shù)，提高鑄錠的冷卻速率從而細化并抑制M6C共晶碳化物的形成，且當壓力增加到一定程度時，能夠完全抑制富含M6C的萊氏體形成，消除其對組織和性能的不良影響。

   圖2-121(b)所示萊氏體組織中碳化物為長條狀或者短棒狀的M2C.凝固壓力不同，M2C的尺寸、形貌以及分布的緊密程度等均有所不同。在0.1MPa壓力下，碳化物分枝較少、片層較長、尺寸較大、間距較寬、共晶萊氏體與枝晶臂的界面較平整；隨著壓力的增加，條狀或片層狀碳化物的間距逐漸減小，且開始斷開成大量的短棒碳化物，碳化物的分枝也逐漸增多，并密集分布在枝晶間，共晶萊氏體與枝晶臂的界面也較為粗糙。此外，三個壓力下的M2C幾乎沒有晶體缺陷，明壓力很難對碳化物晶格類型產(chǎn)生影響。

  b. 萊氏體尺寸

   萊氏體組織存在于枝晶間，與枝晶間距、形貌及分布密切相關(guān)，枝晶間距越小，枝晶間萊氏體尺寸也相應(yīng)地細小且均勻分布。圖2-124和圖2-125給出了不同壓力條件下M42鑄錠邊部和心部萊氏體形貌和尺寸分布，無論是鑄錠的邊部還是心部，尺寸不一的萊氏體組織（黑色）均分布在枝晶間。在同一凝固壓力條件下，鑄錠邊部的枝晶間距明顯小于心部，因而心部萊氏體要比邊部粗大。

   隨著壓力的增大，在壓力強化冷卻的作用下，冷卻速率增大，鑄錠局部凝固時間縮短，使得枝晶組織得到了明顯細化且尺寸分布更均勻，進而導(dǎo)致分布在枝晶間的萊氏體組織也隨之細化，厚度大大減小且分布更加均勻。在0.1MPa 壓力下，無論在邊部還是心部位置，鑄錠的萊氏體組織均較為粗大，且尺寸分布極不均勻，部分局部區(qū)域存在著大量的黑色萊氏體，尤其在多個枝晶臂交匯處，且尺寸異常粗大。當壓力增加至1MPa時，粗大萊氏體得到明顯細化，且尺寸分布更加均勻；當壓力進一步增加至2MPa時，萊氏體組織得到進一步地改善，組織更加細密，尺寸更加均勻，粗大萊氏體組織基本消失。萊氏體平均尺寸隨壓力的變化規(guī)律如圖2-126所示，壓力從0.1MPa增加至2MPa時，萊氏體厚度由28.37μm降低至22.92μm.因此，增加壓力能夠明顯細化萊氏體組織，改善其分布狀態(tài)。

 2. 壓力對碳化物的影響

  a. 碳化物尺寸

   以高速鋼中M2C共晶碳化物為例，M2C共晶碳化物是通過凝固過程中的共晶反應(yīng)L→y+M2C產(chǎn)生的。和純金屬及固溶體合金的結(jié)晶過程一樣，共晶轉(zhuǎn)變同樣需要經(jīng)過形核與長大的過程。結(jié)合式（2-178)和式（2-179),東北大學特殊鋼冶金研究所在控制溫度不變的基礎(chǔ)上，計算了不同壓力下各元素在兩相中的擴散系數(shù)，探討凝固壓力與擴散激活能的關(guān)系。凝固過程中溫度T=1478K時，合金元素（鉬、鎢、釩和鉻）在M2C相和奧氏體相γ中的擴散系數(shù)D隨壓力的變化規(guī)律如圖2-127和圖2-128所示；從整體上看，隨著壓力的逐漸增大，同溫度M2C相中的合金元素鉬和鎢的擴散系數(shù)D呈減小趨勢，而合金元素釩和鉻則呈增大的趨勢，表明提高壓力可增大M2C中鉬、鎢元素的擴散激活能ΔGm,進而降低其擴散能力；同時降低釩、鉻元素的擴散激活能ΔGm,從而提高其擴散能力。然而，當壓力在0.1~2MPa范圍內(nèi)變化時，各元素擴散系數(shù)的變化微乎其微，即保持恒定值。隨著凝固壓力逐漸增大到50MPa,元素鉬的擴散系數(shù)才開始產(chǎn)生較為明顯的變化，鎢、釩和鉻元素的擴散系數(shù)甚至在100MPa壓力下仍未產(chǎn)生變化。因此低壓下，元素擴散系數(shù)隨壓力的變化可忽略不計。

  的增大而降低，鉻元素的擴散系數(shù)則隨著凝固壓力的增大而增加，如圖2-128所示。即增大凝固壓力具有提高奧氏體γ相中合金元素鉬、鎢和釩的擴散激活能ΔGm,降低其擴散能力以及減小元素鉻的擴散激活能ΔGm和增大其擴散能力的作用。與M2C差別在于，在奧氏體相γ中，較小的凝固壓力便可發(fā)揮比較明顯的作用，例如：當凝固壓力大于2MPa時，元素鉻的擴散系數(shù)隨壓力的增加而明顯增大；鉬和釩元素則在10MPa時開始隨壓力增加而明顯減小?？梢?，在相同溫度下，相比于M2C相，合金元素釩、鎢、鉬和鉻在奧氏體γ相中的擴散情況受凝固壓力的影響更為明顯。但在0.1~2MPa的壓力范圍內(nèi)，合金元素在奧氏體相γ中的擴散系數(shù)幾乎保持不變（㎡/s):DMo=1.13214x10-14、Dw=1.23805x10-14、Dv=1.39269x10-14、Dcr=1.18654x10-14,同時，各元素擴散激活能ΔGm也未發(fā)生明顯變化。

   綜上所述，在低壓下，影響M2C形核率的主要因素是隨凝固壓力增大而顯著減小的形核功。增加凝固壓力可顯著改善換熱條件強化鑄錠冷卻、提高鑄錠過冷度ΔT,進而降低共晶反應(yīng)過程中奧氏體相γ和M2C相的形核功ΔG*,最終增大M2C的形核率、減小M2C相鄰碳化物的間距。

  此外，增加壓力使M2C形核率大大增加，同時強化了鑄錠冷卻，顯著降低了局部凝固時間LST,導(dǎo)致加壓下鑄錠同位置的凝固相對較快，M2C共晶碳化物生長時間變短，導(dǎo)致M42凝固組織中M2C碳化物的尺寸減小。這對于后續(xù)的熱處理碳化物的溶解具有積極的意義。

  圖2-129為不同凝固壓力下M2C共晶碳化物在熱處理過程中的元素擴散示意圖。隨著凝固壓力的增大，碳化物由長條狀轉(zhuǎn)變?yōu)槎贪魻?，在縱向和橫向上的尺寸均顯著減小。因此，在熱處理過程中，碳化物中的元素由內(nèi)向外擴散的平均距離也相應(yīng)隨著凝固壓力的增大而顯著減小，熱處理效果更加明顯，熱處理后M42組織的成分更加均勻，進而有利于提高M42高速鋼的質(zhì)量。

  b. 碳化物成分

   M2C的形成元素主要包括鉬、鎢、釩和鉻，其中鉬元素是強M2C碳化物形成元素，也是M2C中含量最高的合金元素。圖2-130給出了不同壓力下M2C中合金元素鉬、鎢、釩和鉻含量，隨著壓力的增大，M2C上的合金元素鉬、鎢、釩和鉻含量均逐漸減小，而鐵元素則逐漸增大；同時，M2C碳化物之間基體中合金元素含量則呈現(xiàn)相反的規(guī)律：鉬、鎢、釩和鉻元素含量逐漸增大，而鐵元素減少。這表明，增大的壓力使得合金元素在M2C共晶碳化物中的分布趨于均勻，為后續(xù)的處理、熱加工工藝中碳化物的破碎、溶解提供良好的基礎(chǔ)。

  在高速鋼中，M2C共晶碳化物是通過凝固過程中的共晶反應(yīng)L→M2C+y產(chǎn)生的，在這個過程中存在M2C碳化物相和奧氏體γ相之間的溶質(zhì)再分配［172].在一定溫度下，平衡分配系數(shù)可表示為固相和液相中的元素濃度之比：

   式中，Cs和CL分別表示在凝固過程中，元素在固相和液相中的平衡濃度。共晶反應(yīng)L→M2C+y是在凝固末期發(fā)生的，圖2-131給出了不同壓力下的M42高速鋼凝固時共晶反應(yīng)過程中M2C碳化物相和奧氏體γ相中各元素的單相平衡分配系數(shù)。

  式中，Cs和C1分別表示在凝固過程中，元素在固相和液相中的平衡濃度。共晶反應(yīng)L→M2C+y是在凝固末期發(fā)生的［172,180,181],圖2-131給出了不同壓力下的M42高速鋼凝固時共晶反應(yīng)過程中M2C碳化物相和奧氏體y相中各元素的單相平衡分配系數(shù)。

  隨壓力的增加，共晶反應(yīng)過程中鉬元素在M2C和奧氏體γ相中的分配系數(shù)具有升高的趨勢并逐漸靠近1.基于熱力學分析，在M42鑄錠凝固時的共晶反應(yīng)過程中，增大壓力可使鉬元素在M2C碳化物相和奧氏體γ相中的含量增大。凝固過程中M2C碳化物相和奧氏體γ相中的鉬元素平衡分配系數(shù)增量變化規(guī)律如圖2-132所示，在0.1MPa、1MPa和2MPa時，M2C碳化物相中的鉬元素平衡分配系數(shù)增量始終大于奧氏體γ相中的平衡分配系數(shù)增量。由此可知，共晶反應(yīng)過程中，相比于奧氏體γ相，鉬元素更偏向于在M2C相中富集。

  在0.1~2MPa壓力范圍內(nèi)，加壓對Mo元素的平衡分配系數(shù)影響非常小，變化量為10-6~10-5,可忽略不計，因而在低壓范圍內(nèi)，增加壓力不能通過改變元素平衡分配系數(shù)而影響相成分。除平衡分配系數(shù)以外，鑄錠凝固過程中溶質(zhì)的分配情況與元素的傳質(zhì)行為有關(guān)。在M42鑄錠凝固末期的共晶反應(yīng)L→M2C+y過程中存在M2C碳化物相和奧氏體γ相之間的溶質(zhì)再分配：液相中的M2C形成元素（鉬、鎢、釩和鉻）通過凝固前沿固／液界面向M2C碳化物相富集，同時奧氏體γ相形成元素（鈷、鐵）則向奧氏體相富集，整個反應(yīng)發(fā)生在凝固末期的枝晶間小熔池內(nèi)，此時液相流動很弱，元素對流傳質(zhì)行為可忽略，因而溶質(zhì)的分配主要與相中元素的擴散傳質(zhì)行為有關(guān)。

  根據(jù)菲克第一定律公式（2-178)可知，擴散系數(shù)D與溫度T呈反比關(guān)系。圖2-133為2MPa下M2C形成元素的擴散系數(shù)隨溫度的變化關(guān)系。在凝固壓力不變時，溫度的降低會顯著減小擴散系數(shù)，在低壓范圍內(nèi)，相對于凝固壓力變化，溫度變化對擴散系數(shù)D具有更明顯的影響。

  增大壓力具有顯著強化冷卻和減少鑄錠局部凝固時間的作用。由此可知，對于0.1MPa、1MPa和2MPa壓力下的鑄錠凝固過程，在相同的凝固時間內(nèi)，在較高壓力下凝固的鑄錠冷卻更快，溫度更低，其元素擴散系數(shù)則相對較低，導(dǎo)致元素擴散速率減小，使得M2C共晶碳化物中釩、鎢、鉻和鉬元素含量降低，碳化物間基體的合金元素含量升高，降低了M2C碳化物和奧氏體γ相之間的成分差異性，提高了M42凝固組織成分的均勻性。

  c. 碳化物形貌

   M2C碳化物明顯具有各向異性的生長方式，形貌具有小平面向的特性。共晶組織的形貌與共晶過程中液／固界面結(jié)構(gòu)有密切聯(lián)系，金屬相－金屬碳化物相共晶屬于小平面相－非小平面相共晶［146].M2C是通過凝固末期枝晶間熔池里的共晶反M2C共晶碳化物形成于凝固末期枝晶間殘余液相中，根據(jù)凝固原理。枝晶間殘余液相中元素含量明顯高于鑄錠標準含量。不同壓力下枝晶間液相中各相出現(xiàn)的先后順序，如圖2-135所示，在不同壓力下，M2C均領(lǐng)先奧氏體相γ出現(xiàn)。這表明，在共晶反應(yīng)L→y+M2C過程中，M2C是領(lǐng)先相。

  在共晶凝固過程中，領(lǐng)先相M2C的快速生長方向率先進入共生界面前方的液體中，同時在其附近液層中排出奧氏體形成元素；隨后奧氏體相γ則依靠此液層獲得生長組元，跟隨著M2C一起長大，同時也向液層中排出M2C形成元素，如圖2-136所示。隨著凝固壓力的增大，凝固速率增加，M2C相和奧氏體相γ的生長速率均加快。一方面，M2C碳化物相鄰間距隨壓力的增大逐漸減小，即奧氏體相的液／固界面變窄；另一方面，加壓使得枝晶間殘余液相中合金元素沒有足夠時間進行充分擴散；導(dǎo)致奧氏體相的液／固界面前沿合金元素濃度急劇增大，成分過冷加劇，奧氏體相長大速率進一步增大，使得M2C相與奧氏體相的生長速率差逐漸縮小。此外，奧氏體相作為非小平面相，其生長所需過冷度遠小于小平面相的M2C碳化物，使得在凝固速率增大的過程中奧氏體相的生長速率增量大于M2C碳化物相的生長速率增量。因此，隨著壓力的增大，枝晶間共晶組織中奧氏體相γ的含量相對增多，使得M2C碳化物的生長空間受到“排擠”，含量相對減少，最終M2C碳化物逐漸呈現(xiàn)出被奧氏體相γ“截斷”進而變短的形貌，如圖2-134所示。

四、夾雜物分布

   夾雜物是影響鋼錠質(zhì)量的一個重要因素。鋼中夾雜物主要包括冶煉過程中進行脫氧處理形成的脫氧產(chǎn)物、凝固過程元素溶解度下降形成的氧化物、氮化物、硫化物等化合物以及爐渣和由于沖刷而進入鋼液的耐火材料。

   根據(jù)夾雜物的來源，可以將鋼中的夾雜物分為兩類:①外生夾雜物。外生夾雜物大部分為復(fù)合氧化物夾雜，主要是由于鋼液接觸空氣生成氧化物以及進入鋼液的爐渣、耐火材料組成。外生夾雜物外形不規(guī)則、尺寸大、構(gòu)成復(fù)雜，常常位于鋼的表層，具有嚴重的危害性。②內(nèi)生夾雜物。內(nèi)生夾雜物是由于脫氧、鋼水鈣處理等物化反應(yīng)而形成的夾雜物。內(nèi)生夾雜物在鋼液中數(shù)量較多，分布均勻，顆粒細小。由于形成時間不同，內(nèi)生夾雜物可分為：鋼液脫氧時期生成的氧化物，也稱為原生夾雜物或一次夾雜物；溫度降低造成化學反應(yīng)平衡的移動進而析出二次夾雜物；由于溶質(zhì)元素偏析和溶解度變化而析出的三次夾雜物甚至四次夾雜物。

   夾雜物作為凝固組織的重要組成部分，其特性至關(guān)重要，對于進一步揭示加壓冶金的優(yōu)勢十分關(guān)鍵。非金屬夾雜物的特性（數(shù)量、尺寸和分布等）對鋼的性能（力學性能和腐蝕等）有重要影響。同時，改善鋼中夾雜物的分布情況并盡可能徹底地去除非金屬夾雜物可以有效地減少缺陷和提高性能。為了改善夾雜物的分布，施加在夾雜物上的力包括重力、浮力、曳力，附加質(zhì)量力、升力和反彈力等起著關(guān)鍵作用。這些力主要是通過溫度、流場、重力場和電磁場等物理場來確定。因此，可以通過采取一系列措施優(yōu)化物理場來改善夾雜物分布。例如，鋼包中使用的氣體攪拌、連鑄過程中添加磁場。對于加壓冶金，壓力是關(guān)鍵因素。目前，已經(jīng)證實加壓會在各個方面影響凝固過程中的物理場，包括加壓通過加快鑄錠的冷卻速率和加強鑄錠與鑄模之間的熱交換來改變溫度場，通過改變糊狀區(qū)域的大小和枝晶結(jié)構(gòu)影響流場等。

   因此，可以認為在凝固過程中壓力具有改變夾雜物分布的能力，并且壓力對夾雜物分布的影響機制非常復(fù)雜，然而，關(guān)于加壓對夾雜物分布變化的影響研究相對較少。這表明加壓對凝固組織的影響機理尚未全面闡明。

 1. 夾雜物分布分析模型

   在實際凝固過程中，夾雜物的受力情況、運動軌跡很難通過實驗進行測量。數(shù)值模擬提供了一種可以深入了解某些無法通過實驗評估的現(xiàn)象的方法。這些現(xiàn)象包括夾雜物的運動軌跡，作用于夾雜物的力和夾雜物的速度等。根據(jù)電渣、連鑄和鋼包精煉等過程中的相關(guān)研究，數(shù)值模擬是一種非常有效的研究夾雜物運動行為的方法。

   鋼液凝固過程涉及熱量傳遞、質(zhì)量傳輸、動量傳輸、相轉(zhuǎn)變和晶粒形核長大等一系列復(fù)雜的物理化學現(xiàn)象，同時存在金屬固相、金屬液相、氣相和夾雜物相等多個相之間的相互作用，適合應(yīng)用歐拉多項流模型進行計算求解。其中，根據(jù)對夾雜物運動行為處理方式，夾雜物分布分析模型可以分為歐拉－拉格朗日模型和歐拉－歐拉模型。

 a. 歐拉－拉格朗日模型歐拉－

   拉格朗日離散相模型是在歐拉模型的基礎(chǔ)上，將夾雜物相處理成離散相，而流體相處理為連續(xù)相。根據(jù)球型夾雜物的受力分析，基于牛頓第二定律，建立夾雜物運動模型，并與鋼液凝固模型耦合，從而模擬夾雜物在凝固過程運動行為。該模型可以跟蹤每個夾雜物顆粒并獲得其速度、運動軌跡以及夾雜物去除過程中的動力學行為。此外，該模型是基于離散相體積比例相對較低的基本假設(shè)而建立。

   夾雜物在鋼液中的運動，主要是各種力的共同作用造成的。夾雜物在鋼液中受力情況如圖2-137所示?？梢钥闯?，夾雜物顆粒受到主要作用力分別為：由于顆粒自身性質(zhì)引起的力，如重力、浮力等；由于顆粒與流體之間存在相對運動而產(chǎn)生的力，如升力（Saffman)、附加質(zhì)量力、曳力和Magnus力等；細小夾雜物在高溫條件下受的布朗（Brown)力等。

（1)曳力。

   在鋼液流場內(nèi)黏性流體與顆粒之間存在相對運動，由黏性流體施加的曳力使得夾雜物顆粒趨向于跟隨流體運動。曳力是夾雜物顆粒在凝固過程中的主要受力之一。計算公式如下：

（2)浮力和重力。

   在豎直方向上，夾雜物顆粒受到與相對運動無關(guān)的力，包括重力和浮力，其

（3)附加質(zhì)量力。

   當鋼液與夾雜物顆粒存在相對運動時，夾雜物顆粒會帶動其附近的部分鋼液做加速運動，此時推動夾雜物顆粒運動的力大于其顆粒本身慣性力，這部分大于夾雜物顆粒本身慣性力的力即為附加質(zhì)量力。其計算公式為

  通過運用歐拉－拉格朗日模型對鋼液凝固過程進行模擬計算時，可以得出隨著溫度場和流場的變化，每個球形夾雜物顆粒在鋼液中的運動軌跡和分布。

 b. 歐拉－歐拉模型

   拉格朗日模型是研究夾雜物顆粒在鋼液中運動行為主要的方法，但在實際的應(yīng)用中存在一些不足，例如，拉格朗日模型是針對單一粒子進行計算，當同時追蹤多個粒子時，計算量過大，難以進行。相較于拉格朗日模型，歐拉－歐拉模型中夾雜物相的控制方程與流體連續(xù)相的控制方程相似，運算相對高效，能夠同時描述多種夾雜物顆粒在凝固過程中的分布特征。歐拉－歐拉模型與歐拉－拉格朗日模型相比，主要差別是夾雜物相的動量方程存在差別，歐拉－歐拉模型的夾雜物動量方程表達式為

 2. 模鑄過程中夾雜物的受力分析

  模鑄過程中，夾雜物所受作用力包括熱浮力、重力、附加質(zhì)量力、升力以及相間作用力等，具體受力情況如圖2-138所示。

   流場對夾雜物的分布有關(guān)鍵影響，這直接歸因于作用于夾雜物的阻力。以0.1MPa下H13鑄錠凝固為例，鋼液、夾雜物和等軸晶的流場和速率均顯示在圖2-139中。隨著凝固的進行，鋼液受熱浮力的驅(qū)動逆時針運動，如圖2-139(a)所示。同時，隨著重力和浮力合力的增加，等軸晶的沉降連續(xù)發(fā)生在柱狀晶（tip)的尖端，如圖2-139(b)所示。如圖2-139(c)所示，夾雜物流場中出現(xiàn)逆時針運動，與鋼液相似。這種運動行為主要是由作用在夾雜物上的合力引起的。根據(jù)模擬結(jié)果，凝固過程中重力，浮力和阻力在改變夾雜物的運動行為中起著關(guān)鍵作用，因為它們比附加質(zhì)量力和升力大了三個數(shù)量級。重力和浮力的方向均為垂直方向，因為夾雜物的密度低于液體的密度，故其合力Fbg的方向垂直向上，如圖2-139(d)所示。

   在整個凝固過程中，F(xiàn)bg保持不變，并使夾雜物上浮。相比之下，曳力Fdp是向下的力，具有驅(qū)動夾雜物向下沉的能力。并且其變化是復(fù)雜的。根據(jù)等式（2-204)可知，曳力與鋼液和夾雜物之間的速度差密切相關(guān)。在頂部和底部，鋼液和夾雜物速度差很小，與Fbg相比，F(xiàn)dp可以忽略不計。在柱狀晶尖端附近的曳力Fdp大于Fbg,是導(dǎo)致夾雜物下沉的關(guān)鍵因素。在鑄錠的中心，F(xiàn)dp小于Fbg,Fbg占主導(dǎo)，促使夾雜物上浮。因此，模鑄過程中夾雜物形成逆時針運動，這主要是由重力、浮力和曳力的綜合作用所驅(qū)動。

 3. 模鑄過程中壓力對夾雜物分布的影響

   利用歐拉－歐拉模型在0.1MPa、1MPa和2MPa下獲得了H13鑄錠夾雜物體積分數(shù)的等值線，如圖2-140所示。每個鑄錠中都存在三個主要的夾雜物富集區(qū)（I、和III),其中，II區(qū)夾雜物的富集度最低，III區(qū)的夾雜物富集度最高，I區(qū)次之。三個夾雜物富集區(qū)域主要由夾雜物逆時針運動以及被糊狀區(qū)捕集的綜合作用所導(dǎo)致。以0.1MPa 壓力下夾雜物分布為例，遠離糊狀區(qū)的夾雜物在逆時針運動過程中逐漸上浮并富集到鑄錠頂部，如圖 2-140(c)所示。鑄錠頂部富集的夾雜物一部分被糊狀區(qū)捕獲，形成了I區(qū)，其余部分沿逆時針方向移動，運動方向幾乎垂直于糊狀區(qū)法向量。與之相比，在II和III區(qū)域內(nèi)，夾雜物運動方向與糊狀區(qū)法向量成鈍角，因而夾雜物更加趨向于被II和III區(qū)域內(nèi)糊狀區(qū)所捕獲，如圖2-141所示，導(dǎo)致夾雜物富集區(qū)II和III的形成。同時，III區(qū)夾雜物的富集程度最高，原因是糊狀區(qū)較寬，糊狀區(qū)夾雜物捕獲能力越強，富集趨勢更明顯。

   隨著壓力從0.1MPa增加到2MPa,I、II和III區(qū)夾雜物的富集度降低，如2-140(b)所示，夾雜物體積分數(shù)的最大增量 4max隨壓力的增加而減小，在0.1MPa、1MPa和2MPa下分別為4.1x10-5、3.5x10-5和1.8x10-5,表明隨著凝固壓力增加至2MPa,鑄錠中夾雜物分布更加均勻。

   糊狀區(qū)捕獲夾雜物和夾雜物從糊狀區(qū)逃脫的能力對夾雜物分布至關(guān)重要。結(jié)合液相線／固相線溫度隨壓力的變化規(guī)律可知，凝固區(qū)間變化很小，當壓力從0.1MPa增加到2MPa時可以忽略不計。因此，糊狀區(qū)寬度主要由溫度梯度決定。如圖2-142(b)所示，由于增加壓力后提高了冷卻速率導(dǎo)致高壓下溫度梯度更大。在較高壓力下，糊狀區(qū)域的長度變短［150].另外，以圖2-142(a)中的A點為例，凝固時間隨壓力的增加而顯著減少，在0.1MPa、1MPa和2MPa下分別為292s、272s和247s,凝固速率隨壓力的增加而增加。進而表明，在較高的凝固壓力下糊狀區(qū)的長度較小且凝固速率較高，因此糊狀區(qū)捕獲夾雜物的能力變?nèi)酢?/span>

   A、B和C點夾雜物速度隨液相體積分數(shù)的變化如圖2-143所示。高溫度梯度通過增大熱浮力來強化鋼液對流。另外，研究了糊狀區(qū)中夾雜物的速度隨曳力改的相應(yīng)變化。凝固初期，糊狀區(qū)中的夾雜物運動速度隨著壓力的增加而增大，在凝固后期，糊狀區(qū)內(nèi)夾雜物幾乎完全停止運動時液相體積分數(shù)隨著壓力的增加而降低。以點A為例，凝固初期（f=0.98),在0.1MPa、1MPa和2MPa下夾雜物速度分別為1.06×10-3m/s、1.19×10-3m/s和1.52×10-3m/s.當糊狀區(qū)夾雜物的速度降低到5x10-5m/s時，0.1MPa、1MPa和2MPa下的液相體積分數(shù)分別為0.74、0.68和0.62.這意味著夾雜物從糊狀區(qū)逸出的能力隨壓力增加而增強。

   綜上所述，增加壓力可以顯著抑制糊狀區(qū)中夾雜物的富集，并通過降低糊狀區(qū)捕獲夾雜物的能力，提高夾雜物從糊狀區(qū)中逸出的能力，使鑄錠內(nèi)夾雜物分布更加均勻。