特殊钢中的偏析问题.docx

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特殊钢中的偏析问题

特殊钢中的偏析问题

1绪论

1.1特殊钢的定义

对特殊钢尚无统一的定义和概念，一般认为特殊钢是指具有特殊的化学成分（合金化）、采用特殊的工艺生产、具备特殊的组织和性能、能够满足特殊需要的钢类。

1.2特殊钢的特点及分类

特点：

与普通钢相比，特殊钢具有更高的强度和韧性、物理性能、化学性能、生物相容性和工艺性能。

分类：

我国将特殊钢分成优质碳素钢、合金钢、高合金钢（合金元素大于10％）三大类，其中合金钢和高合金钢占特殊钢产量的70％，主要钢种有特殊碳素结构钢、碳素工具钢、碳素弹簧钢、合金弹簧钢、合金结构钢、滚珠轴承钢、合金工具钢、高合金工具钢、高速工具钢、不锈钢、耐热钢，以及高温合金、精密合金、电热合金等。

1.3特殊钢的发展现状

1949年前，中国年产特殊钢仅5000吨左右。

1952年特殊钢产量约为3.5万吨，其中合金钢2.5万吨。

经过30年的建设，1982年特殊钢产量占全国钢产量的7％。

1952～1982年，特殊钢产量平均每年递增15％，其中合金钢递增14％。

按1981年产量计，各类特殊钢种的构成比例是:

碳素结构钢占15.3％、碳素工具钢占4.3％、合金结构钢占41％、合金工具钢占3.8％、高速工具钢占1.5％、弹簧钢占17％、滚珠轴承钢占15％、不锈耐酸钢、耐热钢占2％、其他钢种占0.1％。

在特殊钢的加工方面，可以生产10000多个规格的特殊钢材，板、管、丝、带、型、盘饼、环等品种基本齐全，合金结构钢、高速工具钢、轴承钢及其制品已经有少量出口。

　　到1982年，特殊钢生产布局已经展开。

为了提高特殊钢产品质量，许多企业采取了先进的检验手段，建立了全面质量管理体系，高速工具钢、滚珠轴承钢、钎子钢、不锈钢冷轧板、小口径地质钢管等产品，已经分别达到或接近国际先进水平。

2偏析概述

铸件（锭）中化学成分不均匀的现象称为偏析。

由于金属凝固过程中的选分结晶，导致晶体中的偏析是不可避免的。

2.1偏析问题的产生

在工业上，几乎所有金属都要经过由液态到固态的凝固过程。

当合金凝固时，由

于发生溶质的重新分配，先凝固的部分与后凝固的部分成分不同，就产生了溶质的偏

析现象。

偏析问题在高温合金中具有普遍性，尤其在合金化程度较高，锭型较大的条

件下更容易发生。

2.2偏析的分类

偏析分为两种：

（1）微观偏析—晶粒尺寸围（包括晶界）里的化学成分不均匀现象。

微观偏析：

晶偏析（枝晶偏析），晶界偏析。

（2）宏观偏析—铸坯整个断面上化学成分不均匀现象。

宏观偏析：

正偏析，逆偏析，V型偏析和逆V型偏析，带状偏析，重力偏析。

偏析也可根据铸件各部位的溶质浓度CS与合金原始平均浓度C0的偏离情况分类。

凡CS＞C0者，称为正偏析，CS＜C0者，称为负偏析。

这种分类不仅适用于微观偏析也适用于宏观偏析。

2.3偏析对钢的质量的影响

偏析是铸件的主要缺陷之一。

偏析对铸件质量影响很大，主要表现在以下几个方面：

（1）微观偏析使晶粒围的物理和化学性能产生差异，影响铸件的力学性能。

有时使铸件难于加工。

（2）晶界偏析往往有更大的危害性，由于偏析使得低熔点共晶容易集中在晶粒边界，即增加铸件在收缩过程中产生热裂的倾向性，又能降低铸件的塑性。

（3）宏观偏析使铸件各部分的理学性能和物理性能产生很大差异，影响铸件的使用寿命和工作效果。

3微观偏析

微观偏析按其形式分为胞状偏析、枝晶偏析和晶界偏析。

它们的表现形式虽不同，但形成的机理是相似的，都是合金在结晶过程中溶质再分配的必然结果。

3.1晶偏析（枝晶偏析）

晶偏析产生于具有结晶温度围，能形成固溶体的合金中，在铸造条件下，当合金冷却较快时，将形成不平衡结晶。

现在用图3-1说明固溶体合金C0成分的不平衡结晶过程。

图3-1

图3-2、图3-3分别表示含30％Cu的Ni-Cu固溶体合金在凝固时固溶体中无扩散和有若干扩散时的晶体中心成分、表面成分以及平均成分随温度的变化。

图3-2

图3-3

在实际铸造条件下，由于冷却速度快，固相中的溶质还未充分扩散，液体温度降低，固液界面向前推进，又结晶出新成分的晶粒外层，致使每个晶粒部的成分存在差异。

这种存在于晶粒部的成分不均匀性，称为晶偏析。

由于固溶体合金多按枝晶方式生长，先结晶的枝干和后结晶的分枝的成分也存在差异，而且分枝本身（外层）、分枝与分枝间的成分是不均匀的，故也称枝晶偏析。

Ni-Cu合金的铸态组织（SEM）

铸钢组织也呈树枝状，其中先结晶的枝杆中心含碳量较低，后结晶出的分枝含碳量较高，枝晶间含碳量更高，树枝晶中这种化学成分不均匀的现象，称为枝晶偏析，因为他属于一个晶粒围的成分不均匀，所以也称为晶偏析。

图3-4表示用电子探针所测定低合金钢溶液中生成的树枝状晶各截面得溶质等浓度线。

从中可以清楚看出溶质在一次分枝、二次分枝以及晶的分部。

图3-4

枝晶偏析的描述：

当不考虑固相中的扩散时，用Scheil方程式描述：

应该指出的是，Scheil方程是在假定固相没有溶质扩散的条件下导出的，是一种极端情况。

实际上，特别是在高熔点合金中，如碳、氮这些原子半径较小的元素在奥氏体中扩散往往是不可忽视的。

图3-5表示Cu-Sn8％合金单相凝固时铸态组织中Sn在枝晶横截面分布的等浓度线。

已知Cu-Sn合金的平衡分配系数K0=0.36，如不考虑溶质在固相中的扩散，枝干中心Sn的浓度应为K0C0=2.9％小于6％。

这说明溶质原子在固相中的扩散是不可忽视的。

图3-5

当考虑固相中有扩散、液相均匀混合时描述为：

DS－溶质在固相中的扩散系数

τ－局部凝固时间

S－枝晶间距一半

由此可知，枝晶偏析的产生主要决定于：

①溶质元素的分配系数K0和扩散系数DS，②冷却条件τ和枝晶间距。

各种元素在不同合金系中的分配系数K0和扩散系数DS是不同的，因此，枝晶偏析程度也不同。

分配系数K0愈小（K0＜1时）或K0愈大（K0＞1时），或扩散系数DS愈小，则枝晶偏析愈严重。

因此，可用l1-K0l定性地衡量枝晶偏析的程度。

l1-K0l愈大，枝晶偏析愈严重，l1-K0l称为偏析系数。

几种元素在铁中的K0和l1-K0l示于下表。

可以看出碳钢中，S、P、C是最易产生枝晶偏析的元素。

元  素

P

S

B

C

V

质量分数（％）

0.01～

0.03

0.01～

0.04

0.002～

0.10

0.30～

1.0

0.50～

4.0

偏析系数

|1-K0|

0.94

0.90

0.87

0.74

0.62

枝晶偏析的大小可用枝晶偏析度Se：

Cmax－某组元在偏析区的最高浓度

Cmin－某组元在偏析区的最低浓度

C0－某组元的原始平均浓度

枝晶偏析比SR：

表：

几种元素在钢锭中的枝晶偏析度Se

元素

S

P

C

W

V

Mo

Si

Cr

Mn

Ni

Se

2.0

1.5

0.6

0.6

0.4

0.4

0.2

0.2

0.15

0.05

冷却速度的影响

冷却速度V0对枝晶偏析的影响是通过τ和s体现的。

曾认为，冷却速度愈大，枝晶偏析愈严重。

由上述结果可知，这种看法是不全面的。

增大冷却速度有时反而减轻枝晶偏析，甚至当冷却速度增大到某一临界值（106～108℃/s）时，不仅固相的扩散不能进行，液相中的扩散也被抑制，反而得到成分均匀的非晶态组织。

图3-6

图3-6为冷速对镁合金（Mg-0.2Ca）中Ca的枝晶偏析的影响。

可以看出，即使冷却速度很小，SR仍大于1，这表明铸锭中仍存在枝晶偏析，且随冷却速度的增大而增大。

当冷却速度增大到某一值后，再继续增加冷却速度，枝晶偏析程度减轻。

图3-7碳对硫磷在铸锭中枝晶偏析的影响

某元素在铸件中的枝晶偏析程度因其它元素存在而又相当大的变化。

例如，硫、磷在碳钢中的枝晶偏析程度与碳含量有关，如图3-7所示。

随着碳含量的增加，硫、磷在碳钢中的枝晶偏析程度明显增加。

这可能是由于碳改变了硫、磷在钢中的分配系数和扩散系数的缘故。

晶偏析是不平衡结晶的结果，在热力学上是不稳定的。

如果采取一定的工艺措施，使溶质进行充分扩散，就能够消除晶偏析。

生产是那个常采用扩散退火或均匀化退火来消除晶偏析。

3.2晶界偏析

在合金凝固过程中，溶质元素和非金属夹杂物富集于晶界，使晶界与晶的化学成分出现差异，这种成分不均匀现象称为晶界偏析。

晶界偏析的产生有两种情况。

两个晶粒并排生长，晶界平行于生长方向，由于表面力平衡条件的要求，在晶界与液相交界的地方，会出现一个凹槽，深度可达10-8μm。

此处有利于溶质原子的富集，凝固后就形成了晶界偏析，如图（a）所示。

（a）两个晶粒并排生长

两个晶粒彼此面对面生长，在固/液界面处溶质被排出（K0＜1），此外，其他低熔点的物质也会被排挤到固/液界面，即在它们之间富集大量溶质和低熔点物质；当两个晶粒相遇时形成晶界，最后凝固的晶界部分将含有较多的溶质和其它低熔点物质，从而造成晶界偏析，如图（b）所示

（b）两个晶粒面对面生长

3.3胞状偏析

固溶体合金凝固时，若成分过冷不大，晶体会呈胞状方式生长。

胞状结构由一系列平行的棒状晶体所组成，沿凝固方向长大，呈六方断面。

由于凝固过程中溶质再分配，当合金的平衡分配系数K0＜1时，六方断面的晶界处将富集溶质元素，如图3-8所示；当K0＞1时，六方断面晶界处的溶质会贫化。

这种化学成分不均匀性称为胞状偏析。

图3-8胞状生长时溶质分布示意图

3.4微观偏析的防止和消除

枝晶偏析是不平衡结晶的结果，在热力学上是不稳定的，如能设法使溶质原子进行充分扩散即能消除枝晶偏析。

把铸件加热到低于固相线100～200℃，长期保温，使溶质原子充分扩散，则可减轻或消除枝晶偏析。

此即为均匀化退火。

图3-9为前文所示的Cu-Ni合金经均匀化退火后的组织及与之相对的特征X射线强度曲线，可以看出，枝晶偏析基本消除。

图3-9

均匀化退火时间取决于枝晶间距和扩散系数。

所以凡能细化晶粒的措施，如提高冷却速度，加入晶粒细化剂等，减轻微观偏析，再通过均匀化退火处理，可消除。

对合金进行孕育处理或加入某些元素往往能使树枝状晶的尺寸或单位面积上的树枝状晶的数量发生变化，这将改变枝晶的溶质分布。

但是晶界上存在的稳定化合物，如氮化物、硫化物和某些碳化物，即使采用均匀化退火往往也无能为力。

因此，对于这些化合物所引起的晶界偏析，应该从减少合金中氮、硫的含量入手。

4宏观偏析

宏观成分偏析是铸锭，特别是合金铸锭和大型铸件生产中经常遇到的一种铸造缺陷。

它的形成不仅取决于合金自身的结晶特点，而且与凝固过程中的传热、传质以及液相的流动方式密切相关。

本世纪以来，随着钢铁工业和科技的飞速发展，人们对凝固中出现的各种宏观偏析现象进行了大量的、系统的研究。

在保证凝固前沿为平界面时，铸件的宏观偏析可用Scheil方程近似的描述。

但在实际生产条件下，保证凝固前沿为平面是困难的，往往存在两相区。

此时，铸件生产宏观偏析的途径：

1）在铸件凝固早期，固相或液相的沉浮；2）在固液两相区液体沿枝晶间的流动。

下面我们将就有关宏观偏析的问题进行讨论。

4.1正常偏析

当铸件（锭）凝固区域很窄时（逐层凝固），固溶体初生晶生长成紧密排列的柱状晶，凝固前沿是平滑的或为短锯齿形，枝晶向液体的流动对宏观偏析的影响则降为次要地位，宏观偏析的产生主要与结晶过程中的溶质再分配有关。

随着凝固前沿向中心推进，“多余”的溶质原子（K0＜1）被排斥在周围的液体中。

这部分液体的溶质浓度逐渐升高，后结晶的固相溶质浓度不断增加，导致铸件先凝固区域（铸件的外层）的溶质浓度低于后凝固区。

K0＞1的合金则与上述情况相反。

按照异分结晶的规律，这是正常现象，故称正常偏析。

a平衡结晶

b固相无扩散液相只有扩散

c固相无扩散液相均匀混合

d液相部分扩散

厚壁铸钢件中碳、磷、硫等溶质的分布规律：

铸件表面细晶粒区，钢液来不及在宏观围选择结晶，其平均溶质浓度为C0（原始平均浓度）。

与细等轴晶区相连的柱状晶区，凝固由外向依次进行，且凝固区域很窄，先凝固的部分溶质浓度较低，“多余”的溶质被排斥在周围的液体中，后结晶的固相溶质浓度随之升高，结晶开始温度则相应降低。

当铸件中心部位的液体降至结晶温度时，生长出粗大的等轴晶。

含溶质浓度较高的液体被阻滞在柱状晶区与等轴晶区之间，该处磷、硫、碳的含量较高。

中心等轴晶区平均成分也为C0。

通过上述分析可知，铸件产生宏观偏析的规律与铸件的凝固特点密切相关。

当铸件以逐层凝固方式凝固时，凝固前沿时平滑的或短锯齿形，溶质原子易于向垂直于凝固界面的液体传输。

此时，枝晶间液体的流动对宏观偏析的影响降至次要地位，凝固后的铸件外层之间溶质浓度差大，正常偏析显著。

当铸件凝固区域较宽时，枝晶得到充分的发展，排出的溶质在枝晶间富集，且液体在枝晶间可以流动，从而使正常偏析减轻甚至完全消除。

正常偏析随着溶质偏析系数值得增大而增大。

但对于偏析系数较大的合金，当溶质含量较高时，铸件倾向体积凝固，反而减轻正常偏析或不产生正常偏析。

正常偏析的存在使铸件性能不均匀，随后的加工和热处理也难以根本消除，故应采取适当措施加以控制。

4.2逆偏析

铸锭和铸件凝固后，常常可以观察到与正偏析相反的情况，即铸锭的表面或底部含溶质元素较多，而中心部分或上部含溶质较少（K0＜1）。

Cu-Sn和Al-Cu合金是易于产生逆偏析的两种典型合金，Cu-Sn10％合金铸件表面含锡量有时高达20-25％。

在灰铸铁件表面有时会出现磷共晶的汗点。

图4-1表示含Cu4.7％的铝合金铸件断面上产生逆偏析的情况，虚线表示原始成分，而实线表示铜的实际分布。

图4-1

逆偏析的形成有以下几方面的共同特点：

（1）结晶围宽的固溶体型合金；

（2）铸件缓慢冷却时逆偏析程度增加；

（3）枝晶粗大时易产生逆偏析；

（4）合金液含气量较高时易出现逆偏析。

上述共同特点联系起来，对逆偏析的形成原因可作如下解释：

宽结晶温度围的固溶体型合金在缓慢凝固时易形成粗大的树枝晶，枝晶相互交错，枝晶间富集着低熔点的溶质，当铸件产生体收缩时，低熔点溶质将沿着树枝晶间向外移动。

如果液态合金中溶解有较多的气体，在凝固过程中将助长逆偏析的形成。

4.3V型偏析和逆V型偏析

常出现在大型铸锭中，一般呈锥型，偏析带中含有较高的C以及P和S杂质。

形成机理：

（1）固-液界面偏析元素的富集将阻碍结晶的生长，出现周期性结晶。

（2）由于结晶沉淀，在铸锭的下半部形成溶质浓度低于平均成分的负偏析区，上半部则形成高于平均成分的正偏析区。

影响偏析的因素：

降低铸锭的冷却速率，枝晶粗大，液体沿枝晶间的流动助力减小，促进溶质富集液相的流动，均会增大形成V形偏析和逆V形偏析的倾向。

4.4带状偏析

定义：

区域偏析的一种特殊形式，指铸锭中某些局部区域的化学成分与其周围区域存在差异的现象。

钢锭中的带状偏析按其分布特征，可分为Λ型偏析（倒V型偏析）和V型偏析两种。

带状偏析常出现在铸锭或厚壁铸件中，有时是连续的，有时则是间断的，偏析的带状总是和液-固界面相平行。

带状偏析的形成是由于固-液界面前沿液相中存在溶质富集层且晶体生长速度发生变化的缘故。

带状偏析成因：

溶质再分配＋成分过冷

图（a）中的固-液界面，在液体金属中的溶质扩散速率低于固体的生长速率时，产生溶质偏析（富集），固-液界面处的实际过冷度将下降。

图（b）由于固-液界面的过冷降低，固体生长受到限制，晶体在固-液界面前方过冷度较大的部位优先生长并且长出分枝，成为树枝状，溶质含量高的金属液将被树枝晶捕捉（包围）。

图（c）所示，固-液界面前沿过冷度又相对增大。

由于液固界面的过冷降低，固体生长受到限制，晶体在固液界面前方过冷度较大的部位优先生长，并且长出分枝，成为树枝状，溶质含量高的金属液将被树枝晶捕捉（包围），在固液界面前沿的溶质浓度降低。

图（d）中枝晶继续成长将与邻近的枝晶连接在一起，形成平滑界面，固-液界面推进又会引起固-液界面的过冷度下降。

固液界面推进又会引起固液界面的过冷度下降，如图（e）和图（f）所示，结晶前沿的成长又会出现新的停滞。

如此重复，在逐渐断面可能会出现数条带状偏析

图（g）所示，当固-液界面过冷度降低，固-液界面推进受到溶质偏析的阻碍时，由于界面前方的过冷度较大，从侧壁上可能产生新的晶粒并继续长大，从前方横切溶质农化带，也能形成带状偏析。

减少带状偏析方法：

带状偏析的形成不进与固液界面溶质富集而引起的过冷程度有关，而且受晶体成长速率变化的影响当固液界面前方有对流或搅拌时，由于溶质的均匀化，可阻止带状偏析的形成。

如果减少溶质的含量，采取孕育措施细化晶粒，加强固液界面前的对流和搅拌，都能够防止或减少带状偏析的形成。

断口附近纵向截取面上可看到近中心区有明显的带状组织偏析。

图中黑色条状即组织偏析区。

4.5重力偏析

在铸锭中经常发现底部和顶部存在着明显的成分差异。

这除了是由于沿垂直方向逐层凝固而产生的正常偏析外，在许多场合，是由于固、液两相之间或互不相溶的液相之间有的密度不同，在凝固过程中发生沉浮现象而造成的，故称重力偏析。

重力偏析产生在铸件凝固之前或刚刚开始凝固之际。

绝大多数的合金，固相密度较液相大，所以初生晶总要下沉，所谓的“结晶雨”即指此而言，从而使铸锭上部和下部的化学成分不同。

例如Cu-Pb合金，由于铜和铅的密度相差较大，液体存在分层现象，上部含Cu多，下部含Pb多，在浇注前即使搅拌，凝固后的铸件也会产生重力偏析。

铸件在凝固过程中，固液两相区的液体存在密度差，在重力作用下，发生向上或向下流动，也形成重力偏析。

例如，一断面均匀的Al-4.5％Cu合金铸件，水平浇注，一端设置冒口，如图所示。

铸件从另一端沿水平方向单向凝固，在凝固前沿的固液两相区液体沿X轴方向存在温度、成分和密度差。

靠近固相边界的流体含Cu量高，密度大，在重力作用下向下流动，导致重力偏析的产生。

在其它条件相同时，固液相之间或互不相溶的液体之间的密度差越大，则重力偏析越严重。

因此，一些以W、Pb等重金属为溶质的合金或一些以铝镁等轻金属为溶质的合金，如何防止或减轻重力偏析是生产中的主要问题之一。

加快结晶速度，机械搅拌液态金属可以减轻重力偏析。

加入第三组元，形成高熔点、密度与液相相近的固相，先形成枝晶骨架，可阻止偏析相浮沉。

例如，向Pb-Sn17％合金中加入1.5％Cu，首先形成CuPb骨架，即可减轻和消除比重偏析。

4.6宏观偏析的预防与消除

宏观偏析是由于铸件在凝固期间固相和液相的沉浮以及未凝固的液体在枝晶间的流动等造成的铸件各个部位间的化学成分不均匀的现象，是一种较长距离的偏析。

通过均匀化退火很难完全消除。

防止对策：

对于因密度差异所造成的重力偏析，可通过在熔炼时和浇注前充分搅匀合金熔液；尽量缩短合金熔液停放时间；加入某种合金元素，遏制比重偏析，铸件凝固时，强化冷却，加速凝固；合理控制铸件凝固方向等加以预防。

对于区域偏析（正常偏析或逆偏析），不能用均匀化扩散退火方法予以消除，因为偏析的溶质元素扩散距离过长而不能奏效，故应以预防为主。

主要是铸件结构应理，避免有过度肥厚断面以免在此产生区域偏析，强化冷却，使铸件迅速凝固，添加合金元素，遏制偏析。

5引起偏析的原因

引起高温合金偏析的原因是多种多样的，既有外部原因，也有部原因。

外部原因包括原料的纯净度、熔炼工艺的合理选择、铸模的温度、铸锭的冷却速率、温度梯度和时间等等；部原因包括合金成分、各个元素的特性、枝晶生长速率、晶体形核率、枝晶间距、液相的流动性等。

对于不同合金，引起其偏析原因应是外因素共同作用的结果。

根据查到的资料，总结了引起高温合金偏析的因素。

5.1元素凝固特点

元素凝固本质：

假设成分为C的二元合金，当温度降到T1开始结晶，在T2温度下结晶出现的晶体，当温度下降到T3时，在已有的成分α2的晶体上又长出一层成分为α3的晶体，由于温度下降时，扩散过程不能充分进行，所以晶体外层虽然是α3的成分而层却是接近α2的成分，依次类推，这样冷却下来的结果，这就造成了晶偏析，多元合金的枝晶偏析同二元合金的枝晶偏析形成机理是相同的。

在非平衡凝固过程中原子在液相部的扩散、固相部的扩散及两相之间的扩散是相当慢的，在非平衡凝固条件下，各晶粒部的成分都不是一致的，外层后结晶的部分含低熔点组元比较多，在合金凝固时，先凝固的枝晶干含高熔点的元素多，后凝固的枝晶间含低熔点的元素多。

晶偏析的大小与分配系数K0有关，也即与液相线和固相线间的水平距离或成分

间隔有关。

在上面所讨论的情况下，偏析的最大程度为：

C0-C=C0-K0C0=C0（1-K0）

式中，C0为原始成分；C为实际成分；K0为分配系数。

当K0＜l时，K0值越小，则偏析越大；当K0＞l时，K0值越大，偏析也越大。

溶质原子的扩散能力对偏析程度也有影响，如果结晶的温度较高，溶质原子扩散能力又大，则偏析程度较小；反之，则偏析程度较大。

5.2熔炼工艺

（1）熔炼过程中，工艺的稳定性对宏观偏析的形成有重要影响。

如在电渣重熔的某合金中，电流增大，导致熔速加快和熔池加深，偏析加重；若电流减少，导致熔化过程中断，当再开始熔化时，因局部温度变化也会导致偏析。

（2）冶炼工艺的合理选择对偏析也有重要影响，研究表明：

三次熔炼要优于一次或二次熔炼，例如真空感应+电渣重熔+自耗重熔要比单独的电渣重熔或自耗重熔偏析要轻的多。

（3）熔炼工艺对合金的偏析也有影响，对合金采用不同的熔炼工艺，合金中产生的偏析产物含量是不同的。

5.3浇注过程中的外界条件

（1）外来浇铸过程中的杂质。

由于某些原因，在浇铸过程中，一些杂质能够进入铸锭，从而形成形核核心，而此类杂质本身或富集某些元素或贫乏某些元素，从而导致偏析。

（2）外界气体对浇铸溶质元素的影响。

浇铸过程中，若大面积与空气接触，则会发生气体或元素的吸纳或逸出（也包括某些溶质元素的挥发），从而使元素分布不均匀而产生偏析。

（3）浇铸过程中，液流速度也会对偏析产生一定的影响。

5.4合金成分的影响

高温合金由十几种元素组成的，由于本身特性以及它们含量的不同，它们对偏析的影响也不尽相同，主要表现在：

（1）扩大液固相温度区间。

合金的凝固偏析与合金的凝固温度区间密切联系，通常凝固温度区间越大，合金的树枝状偏析越严重。

（2）合金成分对偏析的影响，高温合金中的十几种元素有正偏析元素，也有负偏析元素。

这些元素的偏析除了与本身的特性有关外，还与元素在合金中的含量有关。

元素含量不同，其偏析程度是不同的。

5.5铸造工艺参数对偏析的影响

（1）浇铸温度。

研究表明：

降低浇铸温度能够使晶粒细化，枝晶间距减小，从而元素的偏析减小。

（2）冷却速率。

冷却速率越大，枝晶问距越小，枝晶分叉越少，从而减轻偏析。

（3）铸锭尺寸。

无论对多大尺寸的铸锭，显微偏析总是存在的，一般来说，尺寸越小，偏析的程度越小。

但是对宏观偏析而言，针对不同的合金，其铸锭在一定尺寸不会出现，然而随着尺寸的增大，会出现宏观偏析，导致铸件的报废。

（4）温度梯度GL和生长速率V对偏析的影响。

Hunt给出了一次枝晶间距公式：

γ=AGL-0.5V-0.25

式中，γ为一次枝晶间距；A为常数；GL为温度梯度；V为枝晶生长速率。

从式中可以看出，温度梯度越大，生长速率越大，枝晶间距越小，偏析越少，如图5-1，我们可以看出，凝固速率越大，枝晶间距越小。

一些研究结果表明：

随着凝固速率增大，固相扩散的不足程度增加，使枝晶偏析程度增大，但当凝固速率进一步增大时，枝晶偏析趋于减小。

图5-1凝固速率对枝晶间距的影响

5.6晶体取向对偏析的影响

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