铸造成型原理重点

1、表面张力：液态金属表面层的质点受到一个指向液体内部的力，物体倾向于减小其表面积，这相当于在液态金属表面有一个平行于表面且各向大小相等的张力，这个张力就是表面张力。能量起伏：金属晶体结构中每个原子的振动能量不是均等的，一些原子的能量超过原子的平均能量，有些原子的能量则远小于平均能量，这种能量的不均匀性称为“能量起伏”结构起伏：液态金属中的原子集团处于瞬息万变的状态，时而长大时而变小，时而产生时而消失，此起彼落，犹如在不停顿地游动。这种结构的瞬息变化称为结构起伏。浓度起伏：不同原子间结合力存在差别，在金属液原子团簇之间存在着成分差异。这种成分的不均匀性称为浓度起伏。大题 1.充型能力与流动性的联系

2、与区别：充型能力：液态金属充满铸型型腔，获得形状完整、轮廓清晰的铸件的能力。即液态金属充填铸型的能力。充型能力与金属液本身的流动能力及铸型性质等因素有关。是设计浇注系统的重要依据之一。流动性：液态金属本身流动的能力。流动性与金属的成分、温度、杂质含量及其物理性质有关。充型能力与流动性的关系：充型能力是外因（铸型性质、浇注条件、铸件结构）和内因（流动性）的共同结果。外因一定时，流动性就是充型能力。充型能力弱，则可能产生浇不足、冷隔、砂眼、铁豆、抬箱，以及卷入性气孔、夹砂等缺陷。3.影响液态金属充型能力因素和提高措施：影响充型能力的因素是通过两个途径发生作用的：影响金属与铸型之间热交换条件，而改变

3、金属液的流动时间；影响金属液在铸型中的水力学条件，而改变金属液的流速。1.研究铸件温度场的方法：数学解析法、数值模拟法和实测法等。4.凝固方式及其影响因素一般将金属的凝固方式分为三种类型：逐层凝固方式、体积凝固方式（或称糊状凝固方式）和中间凝固方式。在凝固过程中铸件断面上的凝固区域宽度为零，固体和液体由一条界线（凝固前沿）清楚地分开。随着温度的下降，固体层不断加厚，逐步达到铸件中心。这种情况为逐层凝固方式。铸件凝固的某一段时间内，其凝固区域几乎贯穿整个铸件断面时，则在凝固区域里既有已结晶的晶体，也有未凝固的液体，这种情况为体积凝固方式或称糊状凝固方式。铸件断面上的凝固区域宽度介于前两者之间时，

4、称中间凝固方式。凝固方式取决与凝固区域的宽度，而凝固区域的宽度取决于合金的结晶温度范围和冷却强度（温度梯度）。结晶温度范围越宽，温度梯度越小，越倾向于体积凝固方式2. 液态金属结晶过程：首先，系统通过起伏作用在某些微观小区域内克服能量障碍而形成稳定的新相晶核；新相一旦形成，系统内将出现自由能较高的新旧两相之间的过渡区。为使系统自由能尽可能地降低，过渡区必须减薄到最小原子尺度，这样就形成了新旧两相的界面；然后，依靠界面逐渐向液相内推移而使晶核长大。直到所有的液态金属都全部转变成金属晶体，整个结晶过程也就在出现最少量的中间过渡结构中完成。由此可见，为了克服能量障碍以避免系统自由能过度增大，液态金属

5、的结晶过程是通过形核和生长的方式进行的。在存在相变驱动力的前提下，液态金属的结晶过程需要通过起伏（热激活）作用来克服两种性质不同的能量障碍（简称能障），两者皆与界面状态密切相关。一种是热力学能障，它由被迫处于高自由能过渡状态下的界面原子所产生，能直接影响到系统自由能的大小，界面自由能即属于这种情况；另一种是动力学能障，它由金属原子穿越界面过程所引起，原则上与驱动力的大小无关而仅取决于界面的结构与性质，激活自由能即属于这种情况。前者对形核过程影响颇大，后者在晶体生长过程中则具有更重要的作用。而整个液态金属的结晶过程就是金属原子在相变驱动力的驱使下，不断借助于起伏作用来克服能量障碍，并通过形核和生

6、长方式而实现转变的过程。3.形核：亚稳定的液态金属通过起伏作用在某些微观小区域内形成稳定存在的晶态小质点的过程称为形核。形核条件：首先，系统必须处于亚稳态以提供相变驱动力；其次，需要通过起伏作用克服能障才能形成稳定存在的晶核并确保其进一步生长。由于新相和界面相伴而生，因此界面自由能这一热力学能障就成为形核过程中的主要阻力。根据构成能障的界面情况的不同，可能出现两种不同的形核方式：均质生核和非均质生核。均质生核：在没有任何外来界面的均匀熔体中的生核过程。 非均质生核：在不均匀熔体中依靠外来杂质或型壁界面提供的衬底进行生核的过程。8. 固液界面的微观结构从微观尺度考虑，固液界面可划分为粗糙界面与平

7、整界面，或非小平面界面及小平面界面。 粗糙界面（非小平面界面）：界面固相一侧的几个原子层点阵位置只有50%左右为固相原子所占据。这几个原子层的粗糙区实际上就是液固之间的过渡区。 平整界面（小平面界面）：界面固相一侧的点阵几乎全部被固相原子占据，只留下少数空位；或在充满固相原子的界面上存在少数不稳定的、孤立的固相原子，从而从整体上看是平整光滑的。对于不同的值，对应不同的界面微观结构，称为Jackson判据。当2 时，界面的平衡结构应有 50%左右的点阵位置为固相原子所占据，因此粗糙界面是稳定的。当>2 时，界面的平衡结构或是只有少数点阵位置被占据，或是绝大部分位置被占据后而仅留下少量空位。

8、因此，这时平整界面是稳定的。越大，界面越平整。绝大多数金属的熔化熵均小于2，在其结晶过程中，固液界面是粗糙界面。多数非金属和化合物的值大于2，这类物质结晶时，其固液界面为由基本完整的晶面所组成的平整界面。铋、铟、锗、硅等亚金属的情况则介于两者之间，这类物质结晶时，其固液界面往往具有混合结构。9.界面的生长机理和生长速度1、连续生长机制粗糙界面的生长。较高的生长速度。2、二维生核生长机制完整平整界面的生长。生长速度也比连续生长低。3、从缺陷处生长机制非完整界面的生长。(1) 螺旋位错生长；(2) 旋转孪晶生长；反射孪晶生长。生长速度比二维形核生长快，仍比连续生长慢。10.溶质再分配和平衡分配系数

9、单相合金的结晶过程一般是在一个固液两相共存的温度区间内完成的。在区间内的任一点，共存两相都具有不同的成分。因此结晶过程必然要导致界面处固、液两相成分的分离。同时，由于界面处两相成分随着温度的降低而变化，故晶体生长与传质过程必然相伴而生。这样，从生核开始直到凝固结束，在整个结晶过程中，固、液两相内部将不断进行着溶质元素重新分布的过程。我们称此为合金结晶过程中溶质再分配。衡固相中溶质浓度与平衡液相溶质浓度的比值称为平衡分配系数。14.热过冷和成分过冷仅由熔体实际温度分布所决定的过冷状态称为热过冷。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称为成分过冷。成分过冷判据：2、孕育处

10、理与变质处理孕育处理和变质处理都是在金属液中加入少量物质。孕育处理主要是通过促进液体内部的形核，达到细化晶粒的目的。变质处理主要通过改变晶体的生长方式，从而改变晶体的形貌和生长速度，达到细化晶粒的作用。1）生核剂的确定孕育和变质作用的原理可归纳为以下三类：a) 外加晶核：在浇注时向金属液流中加入与欲细化相具有界面共格对应的高熔点物质或同类金属的碎粒，使之在液体中作为有效质点促进非自发生核。b) 加入生核剂：加入的物质本身不一定能作为晶核，但通过它们与液体金属中某些元素的相互作用，能产生晶核或有效质点，促进非自发生核。这种生核剂可分为两类：一是少量元素能与液体中某元素（最好是细化相原子）组成较稳

11、定的化合物，此化合物与欲细化相具有界面共格对应关系，就能促进非自发生核。二是少量元素能在液体中造成很大的微区富集，迫使结晶相提前弥散析出。c) 采用强成分过冷元素：这些元素的特点是熔点低，能显著降低合金的液相线温度，在合金中固溶量很小(k 1)。这类元素在晶体产生时，富集在相界面上，既能阻碍已有晶体生长，又能形成较大的成分过冷促进生核，同时又使晶体的分枝形成新的缩颈，易于熔断脱落，形成新的晶核。共晶合金的共生生长大多数共晶合金在一般情况下是按共生生长的方式进行结晶的。结晶时，后析出相依附于领先相表面析出，形成具有两相共同生长界面的双相核心；然后依靠溶质原子在界面前沿两相间的横向扩散，互相不断地

12、为相邻的另一相提供生长所需的组元而使两相彼此合作地一起向前生长，称为共生生长。共生生长应该满足两个基本条件：其一是共晶两相应有相近的析出能力，并且后析出相易于在领先相的表面形核，从而形成具有共生界面的双相核心；其二是界面前沿溶质原子的横向扩散应能保证共晶两相的等速生长，使共生生长得以进行。偏析1.概念在铸造条件下，获得化学成分完全均匀的铸件（铸锭）是十分困难的。铸件（铸锭）中化学成分的不均匀的现象称为偏析。偏析是铸件的主要缺陷之一。微观偏析是指微小范围（约一个晶粒范围）内的化学成分不均匀现象，按位置不同可分为晶内偏析（枝晶偏析）和晶界偏析。宏观偏析是指凝固断面上各部位的化学成分不均匀现象，按其

13、表现形式可分为正常偏析、逆偏析、重力偏析等。晶内偏析：是在一个晶粒内出现的成分不均匀现象，常产生于具有结晶温度范围、能够形成固溶体的合金中。在合金凝固过程中，溶质元素和非金属夹杂物常富集于晶界，使晶界与晶内的化学成分出现差异，这种成分不均匀现象称为晶界偏析。第六章 铸件的收缩1.基本概念液态金属浇入铸型后，由于铸型的吸热，金属温度下降，空穴数量减少，原子间距离缩短，液态金属的体积减小，称为液态收缩。温度继续下降时，液态金属凝固，发生由液态到固态的状态变化，原子间距离进一步缩短而发生的收缩，称为凝固收缩。金属凝固完毕后，在固态下继续冷却时，原子间距离还要缩短而发生的收缩，称为固态收缩。铸件在液态

14、、凝固态和固态的冷却过程中，所发生的体积减小现象称为收缩。因此，收缩是铸造合金本身的物理性质。金属从液态到常温的体积改变量称为体收缩。金属在固态时的线尺寸改变量，称为线收缩。铸件在凝固过程中，由于合金的液态收缩和凝固收缩，往往在铸件最后凝固的部位出现孔洞，称为缩孔。容积大而集中的孔洞称为集中缩孔，或简称为缩孔；细小而分散的孔洞称为分散性缩孔，简称为缩松。线收缩开始温度：对于纯金属和共晶合金，线收缩是在金属完全凝固以后开始的。对于具有一定结晶温度范围的合金，当液态金属的温度稍低于液相线温度时，便开始结晶，但是，由于枝晶还比较少，不能形成连续的骨架，仍为体收缩性质。当温度继续下降，枝晶数量增多，彼

15、此相连构成连续的骨架，合金则开始表现为线收缩，即线收缩不是从完全凝固以后才开始，而是在结晶温度范围中的某一温度开始。铸件的顺序凝固原则，是采用各种措施保证铸件结构上各部分，按照远离冒口的部分最先凝固，然后是靠近冒口部分，最后才是冒口本身凝固的次序进行，亦即在铸件上远离冒口或浇口的部分到冒口或浇口之间建立一个递增的温度梯度，铸件按照顺序凝固原则进行凝固，能保证缩孔集中在冒口中，获得致密的铸件。同时凝固原则是采取工艺措施保证铸件结构上各部分之间没有温差或温差尽量小，使各部分同时凝固。16共晶合金的共生生长大多数共晶合金在一般情况下是按共生生长的方式进行结晶的。结晶时，后析出相依附于领先相表面析出，

16、形成具有两相共同生长界面的双相核心；然后依靠溶质原子在界面前沿两相间的横向扩散，互相不断地为相邻的另一相提供生长所需的组元而使两相彼此合作地一起向前生长，称为共生生长。共生生长应该满足两个基本条件：其一是共晶两相应有相近的析出能力，并且后析出相易于在领先相的表面形核，从而形成具有共生界面的双相核心；其二是界面前沿溶质原子的横向扩散应能保证共晶两相的等速生长，使共生生长得以进行。17共晶合金的离异生长和离异共晶共晶两相没有共同的生长界面，它们各以不同的速度独立生长，两相的析出在时间上和空间上都是彼此分离的，因而在形成的组织上没有共生共晶的特征。这种非共生生长的共晶结晶方式称为离异生长，所形成的组

17、织称为离异共晶。在下述情况下，共晶合金将以离异生长的方式进行结晶，并形成几种形态不同的离异共晶组织。 因以下两种原因造成一相大量析出，另一相尚未开始结晶时，将形成晶间偏析型离异共晶组织。a）由系统本身的原因所造成：当合金成分偏离共晶点很远，初晶相长得很大，共晶成分的残留液体很少，类似于薄膜分布于枝晶之间。当共晶转变时，一相就在初晶相的枝晶上继续长出，而把另一相单独留在枝晶间。b）由另一相的形核困难所引起：合金偏离共晶成分，初晶相长得较大。如果另一相不能以初生相为衬底形核，或因液体过冷倾向大而使该相析出受阻时，初生相就继续长大而把另一相留在枝晶间。合金成分偏离共晶成分越远、共晶反应所需的过冷度越

18、大，则越容易形成上述的离异共晶。 当领先相为另一相的“晕圈”所封闭时将形成领先相呈球团状结构的离异共晶组织。在共晶结晶过程中，有时第二相环绕领先相生长而形成一种镶边外围层，此外围层称为“晕圈”。一般认为，晕圈的形成是因两相在形核能力和生长速度上的差别所致。在两相性质差别较大的非小面小面共晶合金中更容易出现这种晕圈组织。大题 典型铸件形成机理内部等轴晶区:熔体内部晶核自由生长的结果。（一）“成分过冷”理论：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。激冷等

19、轴晶型壁脱落与游离理论：在浇注的过程中，由于浇注系统和铸型型壁处的吸热产生大的过冷，促使大量晶核形成，产生大量的细小等轴晶，这些小等轴晶从型壁脱落并随着浇注液流而分布于整个铸件。（三）枝晶熔断及结晶雨理论：生长着的柱状枝晶在凝固界面前方的熔断、游离和增殖导致了内部等轴晶晶核的形成，称为“枝晶熔断”理论。3.等轴晶组织的获得和细化通过强化非均质生核和促进晶粒游离以抑制凝固过程中柱状晶区的形成和发展，就能获得等轴晶组织。非均质晶核数量越多，晶粒的游离作用越强，熔体内部越有利于游离晶的残存，则形成的晶粒就越细。具体方法：1、合理控制热学条件1）低温浇注和采用合理的浇注工艺 采用低温浇注工艺、强化液流

20、对型壁的冲刷作用。2）合理控制冷却条件 薄壁件采用冷却能力高的金属型，厚壁、导热性差的铸件采用砂型。2、孕育处理与变质处理孕育处理和变质处理都是在金属液中加入少量物质。孕育处理主要是通过促进液体内部的形核，达到细化晶粒的目的。变质处理主要通过改变晶体的生长方式，从而改变晶体的形貌和生长速度，达到细化晶粒的作用。1）生核剂的确定孕育和变质作用的原理可归纳为以下三类：a) 外加晶核：在浇注时向金属液流中加入与欲细化相具有界面共格对应的高熔点物质或同类金属的碎粒，使之在液体中作为有效质点促进非自发生核。b) 加入生核剂：加入的物质本身不一定能作为晶核，但通过它们与液体金属中某些元素的相互作用，能产生

21、晶核或有效质点，促进非自发生核。这种生核剂可分为两类：一是少量元素能与液体中某元素（最好是细化相原子）组成较稳定的化合物，此化合物与欲细化相具有界面共格对应关系，就能促进非自发生核。二是少量元素能在液体中造成很大的微区富集，迫使结晶相提前弥散析出。c) 采用强成分过冷元素：这些元素的特点是熔点低，能显著降低合金的液相线温度，在合金中固溶量很小(k 1)。这类元素在晶体产生时，富集在相界面上，既能阻碍已有晶体生长，又能形成较大的成分过冷促进生核，同时又使晶体的分枝形成新的缩颈，易于熔断脱落，形成新的晶核。2）合理确定孕育工艺为防止孕育衰退，采用：低温浇注；瞬时孕育；选择合理的孕育剂粒度。3、动态

22、晶粒细化在逐渐凝固过程中，采用振动（机械振动、电磁振动、超声波振动等）、搅拌（机械搅拌、电磁搅拌、气泡搅拌等）、旋转等各种方法，均能有效地缩小和消除柱状晶区，细化等轴晶组织。其作用机理包括：动力生核作用、促进晶粒游离。4、等轴晶枝晶间距的控制研究表明，铸件机械性能除了与等轴晶的晶粒大小有关外，等轴晶二次枝晶间距的影响更为明显。二次枝晶间距越小，铸件机械性能越好。细化枝晶间距的主要措施有：1） 薄壁铸件的快速冷却；2） 具有显微激冷作用的悬浮铸造；3） 强成分过冷孕育剂和稀土孕育剂的应用4） 低温浇注。大题 缩松、缩孔铸件在凝固过程中，由于合金的液态收缩和凝固收缩，往往在铸件最后凝固的部位出现孔

23、洞，称为缩孔。容积大而集中的孔洞称为集中缩孔，或简称为缩孔；细小而分散的孔洞称为分散性缩孔，简称为缩松。2.铸件中的缩孔和缩松形成原因在铸件中产生集中缩孔的基本原因，是合金的液态收缩和凝固收缩值大于固态收缩值，产生集中缩孔的条件，是铸件由表及里地逐层凝固(而不是整个体积同时凝固)，缩孔就集中在最后凝固的地方形成缩松的基本原因和形成缩孔一样，是由于合金的液态收缩和凝固收缩大于固态收缩。但是，形成缩松的基本条件是合金的结晶温度范围较宽，倾向于糊状凝固方式，缩孔分散；或者是在缩松区域内铸件断面的温度梯度小，凝固区域较宽，合金液几乎同时凝固，因液态收缩和凝固收缩所形成的细小孔洞分散且得不到外部合金液的

24、补充而造成的。铸件的凝固区域越宽，就越倾向于产生缩松。3.防止铸件中产生缩孔和缩松的基本原则：针对该合金的收缩和凝固特点制定正确的铸造工艺，使铸件在凝固过程中建立良好的补缩条件，尽可能地使缩松转化为缩孔，并使缩孔出现在铸件最后凝固的地方。这样，在铸件最后凝固的地方安置一定尺寸的冒口，使缩孔集中于冒口中，或者把浇口开在最后凝固的地方直接补缩，即可获得健全的铸件。3.防止铸件中产生缩孔和缩松的途径：1）通过控制铸件的凝固方向使之符合“顺序凝固原则”或“同时凝固原则”，在凝固过程中建立良好的补缩条件。2）合理确定浇注的引入位置和浇注工艺，加强“顺序凝固原则”或“同时凝固原则”。3）冒口、补贴和冷铁的

25、综合应用，扩大有效补缩距离。4）加压补缩，提高补缩效果。5）悬浮浇注，细化结晶组织。2.热裂形成机理液膜理论：合金的热裂倾向性与合金结晶末期晶体周围的液体性质及其分布有关。铸件冷却到固相线附近时，晶体周围还有少量未凝固的液体，构成液膜。温度越接近固相线，液体数量越少，铸件全部凝固时液膜即消失。如果铸件收缩受到某种阻碍，变形主要集中在液膜上，晶体周围的液膜被拉长。当应力足够大时，液膜开裂，形成晶间裂纹。因此，液膜理论认为，热裂纹的形成是由于铸件在凝固末期晶间存在液膜和铸件在凝固过程中受拉应力共同作用的结果。液膜是产生热裂纹的根本原因，而铸件收缩受阻是产生热裂纹的必要条件。强度理论：铸件在凝固后期

26、，固相骨架已经形成并开始线收缩，由于收缩受阻，铸件中产生应力和变形。当应力或变形超过合金在该温度下的强度极限或变形能力时，铸件便产生热裂纹。因此，强度理论认为，合金存在热脆区和在热脆区内合金的断裂应变低是产生热裂纹的重要原因，而铸件的集中变形是产生热裂纹的必要条件。填空铸造应力：金属在凝固和冷却过程中体积变化受到外界或其本身的制约，变形受阻，而产生的应力。热应力：铸件各部分厚薄不同， 在凝固和其后的冷却过程中，冷却速度不同，造成同一时刻各部分收缩量不一致，铸件各部分彼此制约，产生的应力。相变应力： 固态发生相变的合金，由于铸件各部分冷却条件不同，它们到达相变温度的时刻不同，且相变的程度也不同而

27、产生的应力。机械阻碍应力：铸件收缩受到铸型、型芯、箱挡和芯骨等机械阻碍所产生的应力。4.消除残余应力的方法：人工时效、自然时效、振动时效偏析 微观偏析 、宏观偏析、晶内偏析大题晶内偏析2.晶内偏析产生原因、影响因素和消除措施晶内偏析长生条件：一、合金的凝固有一定的温度范围；二、合金结晶凝固过程中原子扩散速度小于结晶生长速度（不平衡结晶的结果）。一般的情况下，合金的凝固温度范围愈大，铸件结晶及冷却速度愈快，则原子扩散愈难于进行完全，晶内偏析现象愈严重。因此，晶内偏析多产生于凝固温度范围较大，能形成固熔体的合金中。影响因素：晶内偏析程度取决于合金相图的形状、偏析元素的扩散能力和冷却条件。（1）合金

28、相图上液相线和固相线间隔越大，则先、后结晶部分的成分差别越大，晶内偏析越严重。（2）偏析元素在固溶体中的扩散能力越小，晶内偏析倾向就越大。（3）在其他条件相同时，冷却速度越大，则实际结晶温度越低，原子扩散能力越小，晶内偏析越严重。但另一方面，随着冷却速度的增加，固溶体晶粒细化，晶内偏析程度减轻。因此，冷却速度的影响应视具体情况而定。消除措施：均匀化退火、细化晶粒。反应性气孔 由于液态金属与铸型界面之间、液态金属与渣之间或液态金属内部元之间发生了某些化学反应产生气体而形成的孔洞，称为反应性气孔。1) 反应性气孔特征 这些气孔一般均匀成群分布，且往往产生于铸件皮下形成皮下气孔，又因其形状呈针头状，又称针孔。此类气孔在铸钢件中出现较多。2) 反应性气孔形成机理 a) 铸钢件的皮下气孔。铸钢件的皮下气孔形状为垂直于铸件表面呈针状，分布于皮下1-3mm处，数量多而尺寸小，直径1-3mm,表面光滑，呈银白色或蓝黑色，清砂后少数气孔露出，热处理去氧化皮后有更多气孔露出。 在生产实践中发现如下形象：薄壁铸钢件的底面比侧面和上面的针孔多（底面水分不易蒸发）；厚壁铸钢件则上面针孔多；湿型铸造比干型多