成分过冷：凝固时由于溶质再分配造成固液界面前沿溶质浓度变化，引起理论凝固温度的改变而在液固界面前液相内形成的过冷。这种由固-液界面前方溶质再分配引起的过冷，称为成分过冷。由界面前方的实际温度和液相线温度分布两者共同决定。

纯金属熔液在凝固时理论凝固温度（熔点）不变，过冷度完全取决于实际温度的分布，这样的过冷叫做热过冷。在合金的凝固过程中，虽然实际温度分布一定，但由于液相中溶质分布发生变化，改变了液相的熔点（即由相图中的液相线所决定），此时过冷是由成分变化与实际温度分布这两个因素共同决定的，称为成分过冷。

现以下图说明成分过冷的概念。

设有一个k0<1的合金，其相图一角如图（a）所示，熔液的实际温度分布如图（b）所示。由于在实际凝固过程中，不可能通过扩散而达到均匀一致的成分，所以一般只是在液—固界面处建立局部的平衡浓度。在凝固过程中，液体内溶质按图（c）所示的曲线进行分布（假定液体中仅有扩散的情况）：在界面处有溶质的富集，而远离是面处溶质趋于C0。由相图可知，合金熔液的凝固温度随成分而变化，即沿液相线发生变化。若把图（c）对照图（a），就可作出界面前沿熔液中因浓度变化而造成的凝固温度变化曲线，见图（d）。然后，把图（b）的实际温度分布线迭加在图（d）上，就可得到一个综合图（e），其中剖线部分为成分过冷区。

这个理论是Winegand和Chalmers于1954年提出来的。该理论认为，随着凝固层向内推移，固相散热能力逐渐削弱，内部温度梯度趋于平缓，且液相中的溶质原子越来越富集，从而使界面前方成分过冷逐渐增大。当成分过冷大到足以发生非均质生核时，便导致内部等轴晶的形成。然而，这种说法后来被人们所怀疑，连Chalmers本人也放弃了它。首先，很难理解非均质生核所需要的微小过冷度为什么会迟到柱状晶区已充分长大以后才能形成。其次，该理论无法解释有关内部等轴晶形成的实验现象。例如，日本学者大野笃美做了这样的实验：他将Al-0.2%Cu合金放人坩埚中熔化，在750℃时连同坩埚一起淬入水中，在淬入水中的同时，对坩埚进行摇动，所得到的组织为等轴晶位于坩埚下部并夹在上下两柱晶区之间。但如果在坩埚中置一不锈钢筛网，采用同样的合金、同样的淬人方法，结果等轴晶被不锈钢筛阻隔在上部。这一实验说明在柱状晶所包围的残液中，靠成分过冷重新形核产生等轴晶的说法是靠不住的，不然，在相同的冷却条件下，不锈钢筛网的下面也应该有等轴晶的存在。然而，上面所谈到的实验并不能否认非自发形核质点的作用，只能说明在通常的铸造条件下，等轴晶在凝固开始时就有可能已经产生。必须指出，在有大量有效生核质点的情况下，成分过冷所导致的非均质生核过程仍然可能是内部等轴晶晶核的有效来源之一。比如，孕育处理加入的形核剂（又称孕育剂），往往具有促进成分过冷而细化晶粒的作用。

金属凝固时所需的过冷度，若完全由热扩散控制，这样的过冷称为热过冷。其过冷度称为热过冷度。纯金属凝固时就是热过冷。热过冷度△Th为理论凝固温度Tm与实际温度T2之差，即

△Th= Tm - T2

合金在近平衡凝固过程中，溶质发生再分配，在固～液界面的液相侧中形成一个溶质富集区。由于液相成分的不同，导致理论凝固温度的变化。当固相无扩散而液相只有扩散的单相合金凝固时，界面处溶质含量最高，离界面越远溶质含量越低（如图1所示）。平衡液相温度TL（xˊ）则与此相反，界面处最低；离界面越远，液相温度越高；最后接近原始成分合金的凝固温度T0（下图）。假设液相线为直线，其斜率为mL，纯金属的熔点为Tm，凝固达到稳态时则固液界面前沿液相温度为：

TL（xˊ）=Tm - mLCL（xˊ）

界面处温度Ti为Ti = Tm - mLC0/k0

界面处的过冷度△Tk（也称为动力学过冷度）为△Tk =Ti - T2 =Tm - mLCog/ko - T2

式中 T2——界面处的实际温度。

此时，固—液界面前沿液体的过冷度△Tc为平衡液相温度（即理论凝固温度）TL（xˊ）与实际温度T（xˊ）之差，即

△Tc =T L（xˊ）- T（xˊ）

显然，△Tc是由固一液界面前沿溶质的再分配引起的，将这样的过冷命名为“成分过冷”，其过冷度称为“成分过冷度”。T L（xˊ）曲线和T （xˊ）直线构成的阴影区如图所示，称为“成分过冷区”，固一液界面前沿过冷范围算：称为“成分过冷范围”。因此，产生“成分过冷”必须具备两个条件：第一是固—液界面前沿溶质的富集而引起成分再分配；第二是固—液界面前沿液相的实际温度分布，或温度分布梯度GL必须达到一定的值。

式的右边是合金本身的参数，而左边则是外界条件的参数，所以影响成分过冷的因素是：

（1）合金本身：液相线越陡，合金含溶质浓度越高，液相中扩散系数越小，k0<1时k0值越小或k0>1时k0值越大，都会促使成分过冷倾向增大。

（2）外界条件：温度梯度越平缓，凝固速度越快，则使得成分过冷倾向增大。

一般固溶体中溶质含量约为0.2%以上时，便易于出现成分过冷。成分过冷是实际合金凝固时的普遍现象，对于晶体生长的形态、铸件的宏观组织和凝固方式等都有重要的影响。

上面推导是假定液体中只有扩散所造成的溶质混合，如果考虑其他的混合情况，就要进行修正计算。

固溶体凝固时，若不出现成分过冷，晶体生长形态基本上与纯金属相似，例如在正的温度梯度下，液—固相界面基本上保持平面状向前推移；但是，合金凝固时溶质要发生重新分布，当扩散不充分时，就造成先后凝固部分的成分有明显的差别，这就是前面已分析过的宏观偏析，它在很大的程度上取决于液体中溶质的混合情况。

实际上，合金凝固时通常出现成分过冷。 当在液—固相界面前沿有较小的成分过冷区时，平面生长就不稳定，如固相表面上有某些偶然凸起的部分，它们就伸入过冷区中，其生长速度加快而进一步凸向液体，使界面形成胞状组织；如果界面前沿的成分过冷区甚大，则凸出部分就能继续伸向过冷液相中生长，同时在其侧面产生分枝，这样就形成树枝状组织。

胞状组织可用倾倒法（在晶体生长过程中倒掉剩余、液体而显露晶体形态）显示。Sn-0.05%Pb（重量）合金铸件的液—固界面，由液体的倾倒法显示，可看到随着成分过冷的增大，胞状组织的形成和发展。

规则的胞状组织，横向大致呈六角形，而纵向呈平行线条。胞状界面在液体中推进时，胞间边界是凹陷的，中部是凸起的圆顶，液相中的溶质是从胞顶部向边界侧面扩散，故溶质富集于边界（k0<1）；或是相反的情况（k0>1）。