劉繼浩1,2, 周健,1, 武會賓2, 馬黨參1, 徐輝霞3, 馬志俊3

有關噴射成形技術的報道最早可追溯到20世紀60年代。Singer[1,2]首先提出將金屬或合金熔體在惰性氣氛中霧化形成液滴，噴射到基板上凝固成大塊沉積物的概念。1974年英國Osprey Metal公司取得噴射技術的專利后帶入實際生產(chǎn)，成功地制備了12%Cr不銹鋼和M2工具鋼。此后，隨著噴射成形理論研究及生產(chǎn)裝備的發(fā)展[3,4]，噴射成形技術于20世紀80年代后期從單純科學研究走向商業(yè)化生產(chǎn)階段，多用于制備直徑10~500 mm的鋼材、鑄鐵、鎳基合金、鋁合金和銅合金等不同形狀的圓坯、管、線材等產(chǎn)品[5,6]。以往研究[7~9]表明，噴射成形工藝對生產(chǎn)組織均勻、偏析程度低、性能優(yōu)異的材料極具潛力。

噴射成形工藝是霧化、沉積過程的結合。由于缺乏對沉積表面糊狀區(qū)狀態(tài)變化的直接觀測手段，早期噴射成形工藝相關研究多注重于霧化過程。Mathur等[10]利用經(jīng)驗公式并結合模擬計算，實現(xiàn)了對霧化過程中單個液滴狀態(tài)的調(diào)控，從而保證糊狀區(qū)的固/液相體積分數(shù)，確保沉積材料的穩(wěn)定狀態(tài)。而對于噴射成形材料的組織特征，則缺少相關理論解釋及研究。后來，Liang等[11]在對Ni3Al噴射成形材料的研究中提出了枝晶破碎機制，用于解釋等軸晶形成的原因。這一理論被多數(shù)學者認可，沉積階段組織演變研究、報道逐漸增多。Henein[12]認為噴射成形沉積階段的組織演變是一個多因素影響的復雜過程，此外，還提出了霧化后的液滴表面存在氧化膜的觀點。由于缺乏實驗依據(jù)，且不能解釋噴射成形工藝等軸晶形成的原因，液滴表面存在氧化膜這種觀點被Zepon等[13]反駁，他們更認同Grant[14]提出的霧化后凝固的液滴在沉積表面重熔這一結論。在大量的實驗結果和凝固模型能夠有效對應的前提下[15,16]，Grant[14]的觀點被多數(shù)人接受。近年來，Wolf等[17]也提出，利用噴射成形工藝可直接制備出具有穩(wěn)定的準晶(QC)相和fcc結構Al組成的鋁基復合材料，他們的觀點與Grant[14]相同，認為液滴將會在糊狀區(qū)發(fā)生重熔、凝固等反應，結合緩慢冷卻速率的沉積過程，形成大量、穩(wěn)定的QC相。由此可見，對于噴射成形工藝而言，若要進一步提高材料質量，沉積階段凝固過程的研究具有重要意義。

大截面高速鋼主要用于制作各種大型拉刀、齒輪滾刀等精密復雜刀具。目前，國內(nèi)高速鋼的生產(chǎn)仍以傳統(tǒng)鑄鍛工藝為主，高合金化所帶來的碳化物粗大等問題，不僅使高速鋼在熱處理及使用過程中極易開裂，而且也給鍛壓成形過程帶來巨大困難。因此，對高速鋼新生產(chǎn)技術的研究具有重要意義。結合噴射成形技術特點，本工作利用噴射成形工藝制備直徑500 mm的M3高速鋼沉積坯，鍛后棒材直徑250 mm。但在鋼的低倍組織檢驗時，經(jīng)常出現(xiàn)錠型偏析和環(huán)狀偏析的組織缺陷。由于噴射成形工藝制備高速鋼中常見的“環(huán)狀偏析”[18]相關理論研究尚不明確，本工作針對噴射成形高速鋼中存在的偏析問題，通過特定選區(qū)進行成分、組織的研究，以表征不同偏析區(qū)域的合金元素偏析程度以及微觀組織變化。結合實驗結果，分析討論了噴射成形工藝微觀組織特征以及沉積階段的凝固行為，以期為制備低偏析程度的大規(guī)格噴射成形高速鋼提供理論基礎。

1 實驗方法

利用雙噴雙掃噴射成形設備制備噴射成形M3高速鋼，如圖1所示。工藝流程為：熔煉爐→精煉爐→噴射。除渣后澆注到中間包，澆注溫度為1550℃，鋼液經(jīng)N2霧化，沉積到直徑500 mm基板上，沉積高度2.5 m，經(jīng)鍛造成直徑250 mm棒材。高速鋼化學成分(質量分數(shù)，%)為：C 1.11，W 6.12，Mo 5.29，Cr 4.06，V 2.82，F(xiàn)e余量。實驗材料取自鍛材高度3/4位置，尺寸為直徑250 mm、厚度10 mm試樣片。

圖1

圖1   噴射成形工藝設備示意圖

Fig.1   Sketch of spray forming process equipment

M3高速鋼低倍組織選用體積比為1∶10∶10的HNO3 + HCl + H2O溶液腐蝕，利用相機記錄形貌，結果如圖2所示，可明顯觀察到低倍組織呈規(guī)律性偏析形貌。根據(jù)特征偏析形貌，選取1#~6#試樣進行下述實驗(取樣位置如圖2所示)。

圖2

圖2   噴射成形M3高速鋼低倍組織形貌及成分測試和組織分析取樣示意圖

Fig.2   Macrostructure image of spray-formed M3 high-speed steel and schematic of sampling for component testing and microstructure analysis

1#~3#試樣進行成分測試。截取尺寸120 mm × 25 mm × 10 mm的1#試樣，利用SPARK-800電火花直讀光譜儀按GB/T 4336—2002對樣品進行宏觀成分分析：試樣由邊部至心部每隔10 mm，共計11點進行測試。根據(jù)偏析形貌特征選取尺寸25 mm × 25 mm × 10 mm的2#和3#試樣，利用LIBSOPA-200激光光譜金屬原位分析儀表征元素偏析狀況。采用Continuum SureliteTMⅢ-10YAG激光器，波長1064 nm，光束發(fā)散角0.6 mrad，能量700 MJ，激發(fā)斑點直徑300 μm，行間距300 μm，掃描面積231 mm2。成分分析實驗主要測試元素為C、W、Mo、Cr、V和Fe。

4#~6#試樣進行特征選區(qū)組織分析。利用線切割切取尺寸15 mm × 15 mm × 10 mm試樣，再沿高度方向對半切開，一部分利用D8 ADVANCE X射線衍射儀(XRD，Co靶，電壓35 kV，電流40 mA，掃描角度30°~90°)測試樣品相組成；另一部分用于微觀組織分析，試樣經(jīng)機械磨拋，使用4% (體積分數(shù))硝酸酒精溶液腐蝕2 min，通過MEF-4M型光學顯微鏡(OM)和Quanta 650FEG掃描電鏡(SEM)對碳化物形貌進行觀察，并使用附帶的能譜分析儀(EDS)測定化學成分。

2 實驗結果

2.1 噴射成形M3高速鋼組織形貌及成分分析

從圖2可觀察到噴射成形M3高速鋼橫截面組織存在2種偏析形貌：一種為淺灰色環(huán)狀偏析條紋，條紋數(shù)量多，位于樣坯外側至半徑1/2區(qū)域內(nèi)；另一種為灰黑色錠型偏析條紋，位于截面1/2半徑位置，國標GB/T 1979—2001中將其描述為在酸浸樣品中呈腐蝕較深的暗點和空隙，與原錠型界面呈相似的框帶。選取1#試樣利用電火花直讀光譜儀進行宏觀成分測試，結果如圖3所示。可以看出，約在半徑1/2處錠型偏析位置出現(xiàn)成分波動，表現(xiàn)為C及合金元素含量的升高，其余位置成分相對均勻，沒有出現(xiàn)噴射成形工藝制備Cu-Sn材料時出現(xiàn)的離心偏析的情況[19]。而由于火花斑點直徑較大，對環(huán)狀偏析的測試結果存在局限性，鑒于此，利用金屬原位分析儀表征2# (錠型偏析)和3# (環(huán)狀偏析)試樣合金元素含量的分布，測試結果分別如圖4和5所示。從圖4可觀察到C及合金元素富集的情況，偏析程度嚴重。圖5顯示了C及Mo元素的富集，W、Cr、V元素的偏析程度較輕。

圖3

圖3   噴射成形M3高速鋼(1#試樣)成分曲線

Fig.3   Composition curves of spray-formed M3 high-speed steel (specimen 1#)

圖4

圖4   錠型偏析條紋形貌的OM像和元素分布(2#試樣)

Fig.4   OM image of ingot segregation stripe (a) and distributions of elements C (b), W (c), Mo (d), Cr (e), V (f), and Fe (g) (specimen 2#)

圖5

圖5   環(huán)狀偏析條紋形貌的OM像和元素分布(3#試樣)

Fig.5   OM image of ring segregation stripe (a) and distributions of elements C (b), W (c), Mo (d), Cr (e), V (f), and Fe (g) (specimen 3#)

部分研究[20]把噴射成形工藝簡單歸結為霧化液滴的堆積和熔合。對于工藝整體，噴射成形工藝的組織則由霧化冷卻階段控制，由于霧化階段冷卻速率高，金屬液流被霧化氣體破碎，形成成分均勻的液滴，而后在基板沉積成型，因此將噴射成形工藝定義為一種快速凝固技術。這種觀點首先忽略了沉積過程的組織演變，其次也不能解釋本工作中出現(xiàn)的偏析問題。此外，根據(jù)更多的研究結果[13~16]可知，霧化后的液滴在到達糊狀區(qū)時，根據(jù)液滴的狀態(tài)會發(fā)生凝固、熔化等反應，在短時間內(nèi)達到糊狀區(qū)溫度的固液平衡條件，此后將以緩慢的冷速凝固。高速鋼凝固區(qū)間寬，而沉積階段冷卻速率又較為緩慢，這表明噴射成形工藝過程的凝固階段，勢必存在合金元素再分配的行為，使枝晶間液相溶質元素含量升高，枝晶間偏析液相的流動將會導致宏觀偏析的形成。

2.2 特定選區(qū)微觀組織分析

4#~6#試樣的XRD譜如圖6所示。不同區(qū)域的試樣組織均由鐵素體、M6C、MC及M23C6型碳化物組成。XRD曲線變化較小，說明不同區(qū)域的組織沒有出現(xiàn)明顯的相組成和含量差異。對于W-Mo系高速鋼而言，通常凝固條件下析出的主要碳化物類型為M2C與MC[21]。與其他類型共晶碳化物不同，M2C共晶碳化物是一種亞穩(wěn)態(tài)碳化物，在高溫過程中發(fā)生分解，生成新相M6C與MC型碳化物。由于檢測樣品為鍛后退火態(tài)，M2C型碳化物分解完全，不會出現(xiàn)在XRD譜中。M23C6型碳化物主要是在退火過程中析出。

圖6

圖6   4#~6#試樣的XRD譜

Fig.6   XRD spectra of specimens 4#-6#

圖7為6#試樣環(huán)狀偏析區(qū)域與正常區(qū)域顯微組織的OM像。圖7a顯示環(huán)狀偏析區(qū)域存在嚴重的碳化物偏析帶，并沿著偏析條紋區(qū)域擴展。圖7b為正常區(qū)域與環(huán)狀偏析條紋區(qū)域界面處組織，圖7c~e為圖7b中不同區(qū)域碳化物的高倍形貌。正常區(qū)域內(nèi)，碳化物分解程度較高，呈斷網(wǎng)狀形貌(圖7c)；相比于正常區(qū)域，環(huán)狀偏析區(qū)域內(nèi)碳化物仍以網(wǎng)狀分布，尺寸相對粗大，分解程度較低(圖7d)。碳化物偏析條帶區(qū)域(圖7e)，碳化物分解程度較高，呈彌散、獨立的島狀分布。

圖7

圖7   6#試樣環(huán)狀偏析區(qū)域與正常區(qū)域顯微組織的OM像

Fig.7   OM images of the microstructures of ring segregation and normal areas in specimen 6#

(a, b) microstructures with different magnifications

(c) carbide morphology in normal area

(d) carbide morphology in ring segregation area

(e) carbide strips of ring segregation

結合SEM、EDS進一步對不同區(qū)域碳化物形貌和成分進行分析，結果如圖8和表1所示。從圖8可以觀察到，組織中存在大量灰色M6C相(富W、Mo、Fe)與黑色MC相(富V)組成的復合型碳化物，但復合型碳化物的MC相形核位置卻有明顯差別。在圖8a和c中，長條形貌復合型碳化物多是由灰色M6C相包裹黑色MC相形式存在，其中在圖8c中大尺寸復合型碳化物心部仍留有部分未分解完全的M2C型碳化物；而圖8d中復合型碳化物分解程度較高，MC相多位于基體/碳化物界面處。對W-Mo系高速鋼而言，這類復合型碳化物是M2C型碳化物的高溫分解產(chǎn)物，分解式可概括為M2C + γ→M6C + MC，由于分解過程存在擴散行為，分解產(chǎn)物形貌受M2C碳化物形貌影響。對于片狀形貌M2C分解過程，基體參與M2C碳化物的分解，為M6C相的形成提供Fe原子，因此M6C相將領先于MC相在M2C/基體界面處形核。M6C碳化物形成后，M6C/M2C界面處將富集V原子形成MC型碳化物，復合型碳化物則以M6C相包裹MC相形式存在[22]。圖8a和c觀察結果符合片狀形貌M2C碳化物分解產(chǎn)物特征，其初始共晶M2C碳化物可以判斷為一種緩慢冷卻速率的凝固產(chǎn)物。凝固冷卻速率的提升[23]將會改變M2C共晶碳化物的微觀結構和晶體生長特征，使得片狀形貌的M2C型碳化物轉變?yōu)閺澢蚊?，彎曲形貌?i style=";padding: 0px;box-sizing: border-box">M2C型碳化物相比于片狀形貌具有更低的熱穩(wěn)定性。此外，在加熱分解過程中，較大表面曲率會加速元素擴散，出現(xiàn)MC相形核于M2C/γ界面的情況[24]，如圖8d所示，可認為原M2C碳化物可能具有彎曲形貌特征。上述觀察結果表明，絕大多數(shù)區(qū)域內(nèi)碳化物為一種慢速冷卻的組織特征。因此，對高速鋼而言，沉積階段緩慢的冷卻速率才是決定材料組織的關鍵。而對于部分具有快速凝固特征的M2C碳化物的形成，推測其在高冷卻速率的霧化階段形核，沉積到糊狀區(qū)時保留快速凝固的組織特征，在緩慢的冷卻過程中，在高合金元素含量的液相中長大、粗化，即在環(huán)狀偏析條紋區(qū)域出現(xiàn)嚴重的碳化物條帶偏析，如圖7e所示。

圖8

圖8   6#試樣碳化物形貌的SEM像

Fig.8   SEM images of carbides in specimen 6#

(a) network carbide (b) carbide segregation (c) plate-like shape carbide (d) bend-like shape carbide

表1   圖8中1~7處的EDS分析結果 (mass fraction / %)

Table 1  EDS analysis results of positions 1-7 in Fig.8

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圖9a~e與圖9f、g分別為錠型偏析5#試樣與心部4#試樣顯微組織觀察結果。由5#試樣實驗結果可見，錠型偏析區(qū)域內(nèi)碳化物堆積情況嚴重，部分碳化物出現(xiàn)魚骨狀形貌特征，如圖9e所示。由圖9b和c的組織中可以看出，錠型偏析外側至邊部的正常區(qū)域，碳化物仍以斷網(wǎng)狀分布；而錠型偏析區(qū)域至心部范圍，如圖9d~g所示，碳化物以塊狀、不規(guī)則形貌出現(xiàn)。結合圖9e、g和EDS分析結果(表2)可知，位于錠型偏析區(qū)域至心部組織中的碳化物以獨立分布的M6C與MC型碳化物為主。W-Mo系高速鋼凝固過程中，碳化物的析出存在一種特殊情況，即在冷卻速率極為緩慢的情況下，直接形成M6C型碳化物[25]。隨著在鋼坯截面尺寸增加，沿徑向自鋼錠表面至中心溫度梯度將呈拋物線型下降，出現(xiàn)半徑1/2位置的溫度梯度接近于中心區(qū)域的情況，表現(xiàn)為相當?shù)屠鋮s速率[26]，也因此近心部區(qū)域碳化物以獨立分布的塊狀、不規(guī)則形貌的M6C、MC型碳化物為主，而錠型條紋區(qū)域外側碳化物仍以條狀復合型碳化物的形式存在。前文在對環(huán)狀偏析區(qū)的碳化物形貌的討論中，推斷條帶偏析碳化物源自于霧化階段的產(chǎn)物，是具有快速凝固特征的組織。然而在錠型偏析條紋乃至心部區(qū)域的組織中沒有觀察到類似環(huán)狀偏析區(qū)域碳化物條帶分布的存在。這可能與低冷卻速率使霧化階段形成的M2C型碳化物沉積到糊狀區(qū)心部位置時直接轉變?yōu)?i style=";padding: 0px;box-sizing: border-box">M6C型碳化物有關。

圖9

圖9   5#錠型偏析試樣及4#心部試樣的顯微組織

Fig.9   Microstructures of ingot segregation (specimen 5#) (a-e) and central area (specimen 4#) (f, g)

(a, b) microstructures of specimen 5# with different magnifications

(c) carbide morphology in normal area of specimen 5#

(d) carbide morphology in ingot segregation of specimen 5#

(e) SEM image of fishbone-like shape carbide of specimen 5#

(f) carbide morphology in central area of specimen 4#

(g) SEM image of massive-like shape carbide in central area of specimen 4#

表2   圖9中1~4處的EDS分析結果 (mass fraction / %)

Table 2  EDS analysis results of positions 1-4 in Fig.9

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3 分析討論

噴射形成工藝主要包括霧化、沉積2個階段。在霧化階段，霧化液滴與高速氣流發(fā)生強烈的交互作用，冷卻速率可達104~106 K/s (圖10a)，在到達糊狀區(qū)時，根據(jù)液滴尺寸可將液滴狀態(tài)分為液相液滴、部分液相液滴和固相液滴(圖10b)。對于已凝固的液滴，具有快速凝固組織特征。先前的研究[27]表明，對M3高速鋼而言，霧化后凝固液滴組織通常由枝晶/胞狀晶形貌的α相與MC、M2C的共晶組織組成。

圖10

圖10   噴射成形工藝凝固特征

Fig.10   Solidification characteristics of spray forming process

(a) atomization and deposition process of spray forming

(b) solidification state of droplets with different sizes

(c) surface mushy zone

(d) formation process of ring segregation

在沉積初始階段，液滴撞擊基板表面黏合形成一層糊狀區(qū)而后逐漸凝固。隨著沉積高度不斷增加，與冷卻基板接觸的散熱作用開始減弱，沉積表面將不斷升溫。直至沉積坯到達某一高度時，沉積表面溫度超過固相線，形成糊狀區(qū)，此時進入穩(wěn)態(tài)階段，即糊狀區(qū)溫度將維持在某個高于固相線的溫度常數(shù)[13]。在沉積穩(wěn)態(tài)階段，不同狀態(tài)的液滴(Tl > Ts/l ≈ Tm > Ts，其中，Tl為液相液滴溫度，Ts/l為半固態(tài)液滴溫度，Tm為沉積表面糊狀區(qū)溫度，Ts為固相液滴溫度)沉積到表面糊狀區(qū)時，會發(fā)生不同反應：含液相的液滴沉積到糊狀區(qū)時冷卻、凝固，而完全凝固的固相將會被加熱至糊狀區(qū)溫度重熔(圖10c)，保證穩(wěn)態(tài)糊狀區(qū)溫度的固液平衡條件。此后的冷卻過程中，沉積坯只能通過徑向散熱的方式與周圍氣體發(fā)生熱量交換，冷卻速率減慢(10-1~101 K/s)，將長時間處于高溫狀態(tài)。凝固的γ/α相將通過反向擴散的形式長大，即：分配系數(shù)小于1的V、W、Cr、Mo等合金元素向周圍的液相排出。由此可見，霧化階段形成的具有快速凝固特征的固相，一部分在到達糊狀區(qū)時被加熱重熔，另一部分則是在擴散的作用下失去過飽和特征。理論上最終組織將會由于枝晶破碎機制和液相的流動帶來的溫度均勻化，形成等軸晶以及枝晶間板條形貌的M2C (心部為M6C)、MC等碳化物，這也與實際的研究成果[28~30]相同。雖然在對6#試樣研究中發(fā)現(xiàn)了部分具有快速冷卻特征形貌的M2C型碳化物，但導致其長大、粗化的原因還是沉積階段緩慢冷卻速率所致。

在對連鑄坯與軋材的研究[31,32]中發(fā)現(xiàn)，錠型偏析與鑄坯組織中的CET區(qū)(柱狀晶向等軸晶轉變處)具有相關性，即連鑄坯的CET處溶質元素富集對應圓鋼的錠型偏析。因此，推測噴射成形工藝的凝固階段存在柱狀晶生長過程。對于噴射成形工藝凝固階段，當沉積到達穩(wěn)態(tài)階段時，表面形成糊狀區(qū)，假設存在某一瞬間，霧化液滴沒有作用于表面糊狀區(qū)(無熱量交換和沖擊作用)，此時由于外表面與霧化氣體接觸，具有較高的冷卻速率，在定向傳熱和溫度梯度的影響下，凝固將由外向里順序推進，柱狀晶向中心長大，由于選分結晶使得溶質元素在凝固前沿不斷富集，使得柱狀晶末端具有較高的溶質濃度；同時心部由于存在部分未完全重熔的固相液滴，成為形核質點形成等軸晶，阻礙柱狀晶生長，所以富集的溶質元素就滯留在柱狀晶和等軸晶的交界處即CET區(qū)域，形成錠型偏析。當熔滴達到糊狀區(qū)表面，將作用于已凝固枝晶，發(fā)生破碎、重熔等反應，局部出現(xiàn)重熔液相。由于液相區(qū)域固相率低(滲透性大)，枝晶間偏析液相流入這些液相區(qū)域的阻力小于其他方向流動，因此，枝晶間偏析液相將在重力、向心力等作用力下克服枝晶組織對偏析液相施加的摩擦力[33]，使重熔的液相通過吸收周圍枝晶間偏析液相導致C及合金元素含量上升。對于環(huán)狀偏析的形貌而言，可能由于基板的旋轉，加劇了固/液界面的溫度波動，發(fā)生重熔，使偏析液相具有周向分布特征(圖10d)，形成環(huán)狀偏析。

可見，在利用噴射成形工藝制備大截面尺寸材料時，不應簡單考慮為一種快速凝固工藝。一方面，霧化階段具有快速凝固特征的滴液到達糊狀區(qū)時，將會發(fā)生重熔等反應，失去快速凝固組織特征；另一方面，沉積階段冷卻速率相對緩慢，極易導致材料出現(xiàn)偏析情況。噴射成形工藝組織特征顯然與快速凝固概念存在歧義。沉積材料組織相對均勻的原因更傾向于霧化液滴的沖擊作用和液相流動帶來的溫度均勻化的結果。由此可見，對于噴射成形工藝，糊狀區(qū)狀態(tài)、沉積階段凝固過程以及組織演變的研究，對材料品質提升也尤為重要。

4 結論

(1) 噴射成形工藝制備大規(guī)格高速鋼出現(xiàn)2種偏析形貌：錠型偏析與環(huán)狀偏析。錠型偏析約出現(xiàn)在半徑1/2位置，環(huán)狀偏析出現(xiàn)在半徑1/2至表面區(qū)域。錠型偏析區(qū)域C及合金元素富集程度較高，環(huán)狀偏析區(qū)域主要富集C、Mo元素，較錠型偏析區(qū)域偏析程度輕。錠型偏析的形成，可能與存在CET區(qū)相關；環(huán)狀偏析的形成，則是由于枝晶間偏析液相的匯集所導致。

(2) 不同偏析類型的微觀組織存在明顯差異。環(huán)狀偏析區(qū)域碳化物表現(xiàn)為2種形貌，一種為M6C包裹MC的復合型碳化物，以條狀分布；另一種為分解程度較高的碳化物偏析條帶，以島狀分布的M6C與MC復合型碳化物的形式存在，MC相多位于基體/碳化物界面處。2種碳化物可能不在同一階段形核，這與噴射成形工藝相關。錠型偏析區(qū)域微觀組織存在嚴重的碳化物偏析，主要類型為塊狀、多邊形形貌的M6C與MC型碳化物。錠型偏析位于碳化物形貌轉變的臨界位置，錠型偏析外側，碳化物網(wǎng)狀分布，以條帶形貌為主，錠型偏析范圍內(nèi)，碳化物則呈多邊形、魚骨狀形貌。

(3) 利用噴射成形工藝制備大截面材料時，不應簡單地考慮為一種快速凝固工藝。一方面，糊狀區(qū)的存在使液滴失去快速凝固特征；另一方面，材料中存在的偏析問題，可能由冷速相對緩慢的沉積階段所致，與快速凝固無關。