金属资料成形原理知识考点Word文档下载推荐.docx
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影响充型能力的因素及提高的措施
a金属性质方面因素
∙合金的化学成分
（2）结晶潜热（3）金属的热物理性能（4）黏度（5）表面张力
措施：
（1）正确选择合金成分
（2）合理的熔炼工艺
b铸型性质方面的因素
∙铸型的蓄热系数
（2）铸型的温度（3）铸型中的气体（少）
c浇注条件方面的因素
∙浇注温度（高）
（2）充型压头（增加金属液静压头）（3）浇浇注系统的结构（复杂越差）
d铸件结构方面因素
折算厚度（大）和复杂程度（简单）
∙金属凝固过程中的传热
研究铸件温度场得方法：
实测法，数学解析法，数值模拟法。
不同界面热阻条件下的温度场：
a铸件在绝热铸型中凝固：
在整个传热过程中，铸件断面的温度分布是均匀地，铸型内表面温度接近铸件温度。
绝热铸型本身的热物理性质是决定整个系统传热过程的主要因素。
b金属-铸型界面热阻为主的金属型中凝固：
凝固金属和铸型中的温度梯度忽略不计，认为温度分布是均匀的。
传热过程取决于涂料层得热物理性质。
c厚壁金属型中的凝固：
厚壁金属型中凝固金属和铸型的热阻不可忽略，因为存在明显温度梯度。
金属-铸型界面热阻客忽略，铸型内表面和铸件表面温度相同。
传热过程取决于铸件和铸型的热物理性质。
d水冷金属型中凝固：
凝固金属表面温度等于铸型温度，凝固传热的主要热阻是凝固金属的热阻，铸件中有较大的温度梯度。
铸件温度场的影响：
金属性质（热扩散率大温度均匀化能力大温度梯度小温度分布曲线平坦），铸型性质，浇注条件及铸件结构。
凝固区域：
固相区、凝固区、液相区。
凝固区域两部分：
液相占优势的液固部分，固相占优势的固液部分。
边界：
倾出边界。
固液部分：
分为两带，两带边界叫补缩边界。
铸件的凝固方式：
逐层凝固方式（结晶温度范围很小或断面温度梯度很大），体积凝固方式（结晶温度范围很宽或断面温度场比较平坦），中间凝固方式（结晶温度范围较窄或铸件断面温度梯度较大）。
取决于凝固区域宽度。
凝固方式对铸件质量的影响：
铸件的致密性和健全性。
合金分为窄结晶温度范围合金（产生分散性缩松倾向小补缩性良好），宽...（容易发展成为树枝发达的粗大等轴晶组织容易形成缩孔缩松），中等...。
铸件断面凝固区域的宽度（铸件的凝固方式）是由合金的结晶温度范围和温度梯度两个量决定。
铸件的凝固时间是指液态金属充满型腔后至凝固完毕所需要的时间，单位时间凝固层增长的厚度称之为凝固速度。
∙液体金属的流动
凝固过程中液态流动主要包括自然对流，强迫对流及亚传输过程中引起的流动。
对结晶组织，溶质分配，偏析，夹杂物的聚合等都有影响。
自然对流
a浮力流（最普遍）：
液态金属在铸型中冷却和凝固过程中，由于各处温度不同造成热膨胀差异，以及液体各处成分不均匀等原因引起的密度不同而产生浮力，是重力场中产生对流的驱动力。
运动黏度越大，对流强度越小。
b枝晶间中液体的流动：
枝晶间中液相密度不均匀产生的浮力流及凝固收缩引起的补缩液流是凝固过程中两相区内液体流动的主要形式。
强迫对流：
在凝固过程中可以外在激励使液相产生的流动。
途径：
a浇注过程的初始动量b电磁场搅拌驱动液体的流动c液相的机械搅拌d凝固过程中的铸型振动e外加电场引起的溶质的电传输，导致液体流动f液相中气体的上浮引起的对流g液相旋转
∙液态金属的结晶
∙液态金属结晶过程的热力学条件
一次结晶：
液态金属转变成晶体的过程。
决定了铸件凝固后的结晶组织，并对随后冷却过程中的相变、过饱和相的析出及热处理过程产生极大的影响。
液态金属的结晶过程是从形核开始的，然后晶核发生生长而使得系统逐步由液态转变为固态。
在存在相变驱动力的前提下，液态金属还需要通过起伏作用来克服两种性质不同的能量障碍，一种是热力学能障（如界面自由能），由界面原子所形成，能直接影响体系自由能的大小；
另一种是动力学能障（如激活自由能），由金属原子穿越界面过程所引起，其大小与相变驱动力无关，而决定与界面的结构和性质。
前者对形核过程有重要影响，后者则在晶体的生长过程中起了关键作用。
∙液态金属的形核过程
形核：
亚稳定的液态金属通过起伏作用在某些微观区域内形成稳定的晶态小质点的过程。
形核的首要条件是体系必须处于亚冷态，即存在一定过冷度，以提供相变驱动力，其次需要克服热力学能障形成稳定存在的晶核并保证其进一步生长。
均质形核：
是在没有任何外来界面的均匀熔体中的形核过程，也称自发形核。
只有大于临界半径的晶胚才能作为晶核稳定存在，此时的晶胚称为临界晶胚。
对于均质形核过程，临界晶核由过冷熔体中的相起伏提供，而临界形核功由能量起伏提供。
非均质形核：
在不均匀的熔体中依靠外来杂质或型壁界面提供的衬底进行形核的过程，也称异质形核或非自发形核。
r非与r均表达式相同，但球冠状晶核所含有的原子数比同曲率半径的球状晶核要少得多。
因此球冠状临界晶核更容易在小的过冷下形成。
f（θ）越小，非均质形核的过冷度就越小。
不同界面形状对非均质形核的影响：
促进非均质生核能力的因素不仅仅是润湿角，还包括曲面的形状。
当润湿角相同时，凸面衬底上形成的晶核原子数最多，平面次之，凹面上最少。
凹界面衬底，平界面衬底，凸界面衬底的生核能力依次减弱。
对凸界面衬底而言，其促进非均质生核能力随界面曲率的增大而减小，对于凹界面，则随界面曲率的增大而增大。
在特殊情况下，高熔点衬底孔穴里可能仍残存有负临界曲率半径的结晶相，这时△T<
0。
因此该相可以在平衡熔点温度以上稳定存在。
液态金属冷却时，这些结晶相在极小的过冷度下就能直接生长，故称为预在晶核。
动力形核：
液态金属在外界动力学因素的激励下也可能在更小的过冷度下导致形核。
（如压力的激励导致金属熔点的激烈上升）
∙晶体的生长
晶体生长：
是液相中原子不断向晶体表面堆砌的过程，即固液界面不断地像液相中推移的过程。
驱动力是体积自由能差值△GV，大小取决于界面温度和合金成分。
晶体的生长主要受界面生长动力学过程，传热过程，传质过程三方面的影响。
动力学过冷度（△Tk=T0-Ti）：
晶体生长所必需的过冷度。
晶体生长要克服热力学能障，其大小取决于固-液界面固相一侧所具有的台阶数量，还要克服动力学能障（△GA），其大小取决于固、液两相结构以及液相原子向固相原子过度的具体形式。
因此，界面生长的动力学规律，即生长速度与过冷度之间的关系与界面的微观结构以及晶体的生长机理密切相关。
固-液界面的微观结构：
粗糙界面（非小面界面）：
界面固相一侧的点阵位置有一半左右为固相原子所占据。
这些原子散乱地随机分布在界面上，形成一个坑坑洼洼，凹凸不平的界面层。
平整界面（小面界面）：
固-液界面固相一侧表面的点阵位置几乎全部为固相原子所占据，只留下少数空位或台阶，从而形成一个整体上平整光滑的界面结构。
界面的平衡结构应是界面自由能最低的结构。
固-液微观界面结构的判据：
Jackson因子α。
界面生长方式和生长速度：
a连续生长机理——粗糙界面的生长：
由于界面处始终存在50%左右随机分布的空位置，这些空位置构成了晶体生长所需的台阶，从而使得液相原子能够连续、无序而等效的往上堆砌。
进入台阶的原子由于受到较多固相近邻原子的作用，因此比较稳定，不易脱落或弹回，于是界面便连续、均匀地垂直生长。
特点：
AF→1，因此几乎不存在热力学能障；
由于界面的多层结构和过度性质，动力学能障也较小。
因此生长过程易为较小的动力学过冷度所驱动，并能得到较高的生长速度。
过冷度大小是由界面附近的温度条件和成分条件决定。
由于这种生长机理的界面原子迁移速度较高，故晶体的生长速度最后将由传热过程或传质过程决定。
b二维形核生长机理——完整平整界面的生长：
首先通过在平整界面上形成二维晶核而产生台阶，然后通过原子在台阶上的堆砌而使生长层沿界面铺开，当长满一层后，界面就前进一个晶面间距。
这是又必须借助于二维形核产生新的台阶，新一层才能开始生长……所以这种生长是不连续的。
台阶沿界面的运动是这种生长机理的基本特征。
由于二维形核的热力学能障较高，同时由于界面的突变性质，起动力学能障也比较大，需要较大的动力学过冷来驱动吗，生长速度也比连续生长低。
该生长机理的动力学过冷度存在一个临界值，低于它时生长速度R2几乎为零，超过它，R2迅速增大。
c从缺陷处生长机理——非完整界面的生长：
由于位错和孪晶等原因，不断为界面提供生长台阶，从而加速生长过程。
晶体的生长方向和生长表面：
与界面的性质有关。
粗糙界面是一种各向同性的非晶体学晶面，在相同的过冷度下，界面各处生长速度相等，晶体的生长方向与热流方向相平行。
平整界面具有很强的晶体学特性，由于不同晶面族上原子密度和晶面间距的不同，故液相原子向上堆砌的能力也各不相同。
因此，在相同过冷度下，各族晶面生长速度不同。
晶体的生长方向是由密排面相交后的棱角方向决定。
∙凝固过程中的溶质再分配现象
平衡分配系数（k0）：
固、液界面两侧溶质成分分离的系统热力学特性。
描述了固、液两相共存的条件下，溶质原子在固、液界面两侧的平衡分配特征。
界面平衡假设：
近视认为在传热、传质和界面反应这三个基本过程中，单相合金的晶体生长仅取决于热的传输和质的传递，而原子通过界面的阻力则小到忽略不计。
界面处固、液两相始终处于局部平衡状态。
这就可以直接利用平衡图确定界面在固、液两相在任一瞬间的成分。
结晶中的溶质再分配决定着界面处固、液两相成分变化的规律，也是控制晶体生长的重要因素之一。
溶质再分配：
从形核开始知道结晶完毕，在整个过程中，固、液两相内部将不断进行着溶质元素的重新分布的过程。
平衡结晶：
结晶过程中，固、液两相都能通过充分传质而使成分完全均匀并完全达到平衡相图对应温度的平衡成分。
平衡结晶时的溶质再分配仅决定于热力学参数k0，与热力学参数无关。
结晶过程虽然存在溶质再分配现象，但是结晶完成以后将得到与液态金属原始成分完全相同的单相均匀固溶体组织。
非平衡结晶：
如果在单相合金的结晶过程中，固、液两相的均匀化来不及通过传质而充分进行，则除界面处能处于局部平衡状态外，两相平均成分势必要偏离平衡图所确定的数值。
非平衡结晶的溶质再分配规律主要取决于液相传质条件。
∙单相合金的结晶
固-液界面前方熔体的过冷状态取决于其局部温度的分布和具体的溶质再分配规律。
这种过冷状态强烈地影响着界面的生长方式和晶体的形态。
热过冷：
仅由熔体实际温度分布所决定的过冷状态。
成分过冷：
由溶质再分配导致界面前方熔体成分及其凝固温度发生变化而引起的过冷。
在相同的条件下，宽结晶温度范围的合金更容易获得大的成分过冷。
热过冷和成分过冷之间的根本区别是前者仅受传热过程控制，后者则同时受传热过程和传质过程制约。
在晶体生长过程中，界面前方的热过冷只不过是成分过冷在C0=0时的一个特例，两者在本质上是一致的。
它们对晶体生长过程的影响也相同。
成分过冷判据；
P52（2-46）
界面前方过冷状态对结晶过程的影响：
a热过冷对纯金属结晶过程的影响：
∙界面前方无热过冷下的平面生长：
当GL>
0时，纯金属晶体界面前方不存在热过冷。
界面最终仍保持平坦状态。
∙热过冷作用下的枝晶生长：
当GL<
0时，界面前方存在着一个大的热过冷区。
一旦界面上偶然产生一个凸起，它必然与过冷度更大的熔体接触而很快向前生长，形成一个伸向熔体的主杆，并生成二次分枝……从而形成树枝晶，这种界面生长方式称为枝晶生长。
0的情况产生于单向生长过程中，得到柱状枝晶，发生在晶体的自由生长过程中，将形成等轴枝晶。
b成分过冷对一般单相合金结晶过程的影响：
无成分过冷时界面平面生长，随着成分过冷的出现和增大，界面生长方式依次以胞状晶，柱状晶，等轴晶形式进行。
∙界面前方无成分过冷时的平面生长：
宏观平坦的界面是等温的，并以恒定的平衡成分向前推进。
生长的结果将会在稳定生长区内获得成分完全均匀地单相固溶体柱状晶甚至单晶体。
∙窄成分过冷区的作用下的胞状生长：
以胞状界面向前推进的生长方式称为胞状生长。
结果形成胞状晶。
∙款成分过冷区作用下的枝晶生长：
柱状枝晶生长：
在胞状生长中，晶胞凸起垂直于等温面生长，生长方向与热流方向相反，与晶体学特性无关。
宏观结晶状态的转变和等轴枝晶生长：
在柱状枝晶生长的同时，界面前方熔体也将发生新的形核过程，并且导致了晶体在过冷熔体的自由生长，从而形成方向各异的等轴枝晶，等轴枝晶的存在阻止了柱状晶区的单向延伸，此后的结晶过程便是等轴晶区不断向液体内部推进的过程。
外生生长：
晶体自型壁形核，然后由外向内单相延伸的生长方式。
内生生长：
等轴枝晶在熔体内部自由生长的方式。
成分过冷区的加大促使外生生长相内生生长的转变。
这个转变是由成分过冷的大小和外来质点费均质形核的能力两因素决定。
这两因素有利于内生生长和等轴枝晶的形成。
枝晶生长方向：
枝晶生长的主杆和各次分枝的生长方向均与特定的晶向相平行。
枝晶间距：
相邻同次分枝之间的垂直距离。
枝晶间距越小，组织就越密，分布于其间的元素偏析范围也就越小，故铸件越容易通过热处理而均匀化，这时的显微缩松和非金属夹杂物也更细小分散，因为也更有利于性能的提高。
大多数合金在一般铸造条件下总是按枝晶生长方式结晶，并且往往呈现出高度分枝的形态。
枝晶结构对铸件机械性能有显著影响，而残存于枝晶区包含溶质的液相行为，则是导致铸件偏析、缩松、夹杂和热裂等缺陷的重要原因。
第三章结晶组织的形成和控制
1.铸件宏观结晶组织的形成及其影响因素
铸件的结晶组织
宏观：
铸态晶粒的形态、大小、取向和分布等情况
微观：
晶粒内部的结构形态、共晶团内部的两相结构形态、及这些结构形态的细化程度
铸件的宏观组织的特征：
表面细晶区、柱状晶区、内部等轴晶区
表面细晶区：
当液态金属浇入温度较低的铸型中时，型壁附近熔体受到强烈的激冷而大量生核。
这些晶核过冷熔体中迅速生长并互相抑制，从而形成无方向性的的表面细等轴晶区组织。
柱状晶区：
由表面细晶区发展而成，处于凝固界面前沿的晶粒在垂直型壁的单向热流的作用下，便以枝晶状单向延伸生长，且优先向内伸展并抑制相邻枝晶生长。
内部等轴晶区：
由于前沿液体散热困难，冷速变慢，而且熔液温差减小，阻止了柱状晶的生长，当整个熔液温度降至熔点以下时，熔液中出现许多晶核并沿各个方向长大，就形成内部等轴晶区
2.晶粒游离的产生
液态金属的流动产生
直接过冷熔体中的非均质生核产生
型壁晶粒的脱落形成
枝晶熔断和增殖引起
液面晶粒沉积引起
3.提高晶粒游离的工艺措施：
降低浇注温度、强化液流对型壁冲刷、合理控制冷却条件
缩颈的形成：
晶粒的生长过程中，引起前沿液态金属凝固点降低而使实际过冷度减小且溶质偏析越大，实际过冷度越小，生长越慢。
由于晶体根部靠近型壁，偏析最严重，生长受到强烈抑制，而远离根部的其他位置由于溶质易于均化，生长较快。
因而产生根部缩颈。
由于根部缩颈易于被液流卷入而产生游离。
故有利于晶粒游离。
4.等轴晶组织的特点：
晶界面积大，杂质和缺陷分布比较分散，位向不同，故性能均匀而稳定没有方向性，枝晶比较发达。
显微缩松较多，凝固后组织不够致密。
5.等轴晶的获得和细化：
影响因素：
金属性质（宽结晶范围、小温度梯度、溶质含量越高）、浇注条件（低温浇注和采用合理浇注工艺）铸型性质和铸件结构
一：
合理控制热学条件
（1）低温浇注和采用合理浇注工艺（多孔浇注）
（2）合理控制冷却条件
薄壁件：
使用冷却能力强的铸型
厚壁件：
使用冷却能力小的铸型确保等轴晶形成，同时采用细化晶粒的措施。
二：
孕育处理（向液态金属中添加少量物质达到细化晶粒、改善组织的方法）
孕育主要是影响生核过程和促进晶粒游离以细化晶粒
变质是改变晶体的生长机理，从而影响晶体形貌
三：
动态晶粒细化方法：
（1）机械振动
（2）超声波
（3）搅拌
（4）流变铸造
6.形核剂作用机理：
1直接作为外加晶核；
2与液相中某些元素组成较稳定的化合物且欲细化相有界面共格对应关系
3在液相中造成很大的微区富集而迫使结晶提前弥散析出
7.孕育工艺
1．保证孕育剂均与溶解前提，尽量降低温度
2．液流孕育和型内孕育法
3．涂料中添加孕育剂
8．定向凝固原理
1．要有足够大的GL/R，是成分过冷限制在允许的范围内
2．严格的单向散热（阻止组织侧向散热）
3．减小熔体的非均质生核能力：
提高熔体纯度，减少杂质污染
4．避免液态金属的对流搅拌和振动，从而阻止界面前方的晶粒游离
9定向凝固工艺（缺点：
冷却速度慢，造成凝固组织有时间长大、粗化、以致产生严重的枝晶偏析）
1炉外结晶法
2炉内结晶法
1）功率降低法（PD法）
2）高速凝固法（HRS法）
3）液态金属冷却法（LMC法）
10．快速凝固的特征：
1）偏析形成倾向减少
2）形成新的非平衡相
3）细化凝固组织
4）形成非晶
第四章凝固缺陷及控制
1.化学成分的不均匀性
偏析：
合金在凝固过程中发生的化学成分不均匀的现象。
偏析分类：
按其范围大小分为微观偏析和宏观偏析。
微观偏析（短程偏析）：
指微小范围内的化学成分不均匀现象。
宏观偏析（长程偏析）：
指较大尺寸范围内的化学成分不均匀想先。
按实际铸件各部分浓度Cs与合金原始浓度C0的关系分为正偏析（>
），逆偏析（<
）。
按表现形式分为正常偏析、逆偏析和密度偏析等。
偏析对铸件的力学性能，切削系能，耐腐蚀性能等产生不同程度的不利影响。
偏析也有有利的一面，比如可以利用它来净化和提纯金属。
微观偏析按其形式分为胞状偏析、枝晶偏析和晶界偏析，都是合金在结晶过程中溶质再分配的必然结果。
a枝晶偏析（晶内偏析）：
若合金以枝晶形式生长，先结晶的枝干与后续生长的分枝也同样存在着成分差异。
通常产生于具有结晶温度范围，能够形成固溶体的合金中。
在一般的凝固条件下，因冷却速度较快，扩散过程难以充分进行，使凝固过程偏离平衡条件，形成不平衡结晶。
枝晶偏析是由合金的不平衡凝固造成的，其偏析程度主要取决于溶质的分配系数、偏析元素的扩散能力及冷却条件。
分配系数k0越小（k0<
1时），扩散系数Ds越小则枝晶的偏析越严重。
可以用偏析系数|1-k0|定性衡量枝晶偏析的程度。
偏析度和偏析比Se和Sr：
P80。
冷却速度对晶内偏析的影响：
在冷却速度不大的条件下，冷却速度越大，溶质扩散越不充分，晶内偏析越严重；
当冷却速度超过某一临界值时，随着冷却速度增加，使晶粒细化，晶内偏析减弱，甚至消除。
晶内偏析通常是有害的，严重的晶内偏析造成晶粒内部合金成分不均匀，使其物理和化学性能不均匀，导致铸件的机械系能，特别是韧性和塑性下降。
生产上采用扩散退火或均匀化退火来消除。
b胞状偏析：
当合金的平衡分配系数k0<
1时，胞壁处富集溶质，当k0>
1时，胞壁处的溶质贫化，这种化学不均匀性称为胞状偏析。
c晶界偏析
第一种情况：
两个晶粒并排生长，晶界平行于生长方向，由于表面张力平衡条件的要求，在晶界与液相交界的地方会出现一个凹槽，此处有利于溶质原子的密集，凝固后形成晶界偏析。
第二种情况：
两个晶粒彼此面对面生长，在固、液界面，溶质被排出（k0<
1），此外，其他低熔点的物质也会被排出在固、液界面，当晶界彼此相遇时，在它们之间富集大量溶质，从而造成晶界偏析。
晶界偏析的危害要高于晶内偏析，容易引起热裂产生，降低合金塑性，必须予以防止。
采取均匀化退火。
宏观偏析
a正常偏析：
铸件的凝固往往从与铸型壁接触的表面层开始，由于溶质再分配，当合金的溶质分贝系数k0<
1时，凝固界面的液相中将有一部分溶质被排出，随温度的降低，溶质的浓度将逐渐增加，这样一来后结晶的固相，溶质浓度高于先结晶部分。
当k0>
1时，则与此相反，后结晶的固相，溶质浓度降低，把这种符合前述溶质再分配规律而形成的偏析称为正常偏析。
b逆偏析：
铸件凝固后，常常出现和正偏析相反的溶质分布情况，当k0<
1时，表面或底部含溶质元素多，而中心部分或上部含溶质较少，这种现象称为逆偏析。
逆偏析会降低力学性能气密性和切削加工性。
它的形成于结晶温度范围、冷却速度、树枝晶的尺寸及液体金属所受的压力有关。
形成原因是具有一定结晶温度范围的固溶体型合金在缓慢凝固时易形成粗大树枝晶，枝晶相互交错，枝晶间富集着低熔点溶质，当铸件产生体收缩时，低熔点溶质将沿着树枝状晶向外移动。
形成宏观偏析的基本条件:
合金的结晶在一个温度范围内进行。
当结晶温度范围较小时，倾向于产生正偏析。
结晶温度范围越大，树枝状晶越发达，当其他条件相同时，易产生逆偏析。
当合金中加入细化一次分枝的元素，能够减缓或防止逆偏析的形成，反之，加入促进一次分枝长大的元素，将促进逆偏析的形成。
有利于形成逆偏析：
铸件冷却缓慢，宽结晶温度范围的合金易形成发达的树枝状晶，有利于产生逆偏析。
由于枝晶偏析，枝晶间含低熔点溶质元素较多，低熔点溶液在液体金属静压力或大气压力作用下，通过枝晶间的通道向外补缩，有利于形成逆偏析，合金中溶解的气体越多，形成的压力越有利于产生逆偏析。
cV形偏析和逆V形偏析
V形偏析和逆V形偏析常出现在大铸锭中，一般为锥形，偏析带中含有较高的碳以及硫和磷杂质。
形成机理说法不统一：
P83。
d带状偏析：
常出现在铸锭或厚壁铸件中，特点是总是和凝固的液固界面相平行，有时连续出现，有时则是简短的。
形成机理：
固液界面在液体金属中的溶质的扩散速度低于固体的生长速度时，产生溶质偏析，固液界面过冷将下降。
由于过冷降低，固体生长受限制，晶体在固液界面前方过冷较大的部位优先生长，并且长出分枝，成为树枝状。
溶质浓化液将被树枝晶捕捉。
此时树枝晶的成长将于邻近的枝晶连接在一起，形成平平滑界面，又会引起固液面的过冷度下降，结晶前沿的生长又会出现新的停滞，如此反复，在铸件断面可能会出现数条带状偏析。
此外，当固界面过冷度降低，固液界面推进受到溶质偏析的阻碍时，由于界面前方的冷却，从侧壁上可能产生新的晶粒并继续长大，从前方横切溶质浓化带，形成带状偏析。
带状偏析的形成不仅与固液界面溶质
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