铸造工程基础教学课件1-5章

第1章绪论1.1铸造生产的概念和特点 1.2我国铸造行业的地位和成就1.3我国铸造技术的辉煌历史1.4铸造技术的发展趋势

1.1铸造生产的概念和特点1.1.1铸造生产的概念铸造是液态金属成型方法，就是将金属熔化后，浇注到型腔内，冷却、凝固后形成具有型腔形状的金属制品。所铸出的金属制品称为铸件。大多数铸件作为毛坯，需要经过机械加工后成为各种机器零件使用，也有一些铸件能够达到使用的尺寸精度和表面粗糙度要求，可作为成品零件直接使用。铸造生产的方法有很多种，其中最普遍采用的是砂型铸造。图1.1所示为砂型铸造的生产过程。1.1.2铸造生产的特点铸造生产的主要特点如下：1.适用范围广

铸造方法几乎不受零件大小、厚薄和复杂程度的限制，适用范围广，可以铸造壁厚0.3mm～lm、长度从几个毫米到十几米、重量从几克到400多吨的各种合金铸件。2.可制造各种合金铸件

铸造方法可以生产铸钢件、铸铁件及各种铝合金、铜合金、镁合金、钛合金、锌合金等铸件。3.成本低廉

铸件在一般机器生产中约占总质量的40％～80％，而成本只占机器总成本的25％～30％。1.2我国铸造行业的地位和成就1.2.1我国铸造行业的重要地位铸造行业是制造业的主要组成部分，对国民经济的发展有重要作用。机械、汽车、电力、冶金、石化、航空、航天、国防、造船及家用电器等各行业都离不开铸造。随着我国三峡工程、西气东输、以及振兴东北工业基地等重要工程的逐步推进，给我国大型铸造行业带来了更为广阔的市场前景。我国庞大汽车业的持续发展，会使汽车铸件的需求大幅增长。铸造在国民经济各行业中都占有举足轻重和不可替代的重要作用和地位，必须十分重视铸造行业的发展。1.2.2我国铸造行业的巨大成就我国铸造界的广大科研及工程技术人员开展了大量卓有成效的基础理论和应用技术研究，使我国铸造行业发生了巨大变化，铸造技术水平已在众多领域接近或达到国际水平。技术进步和发展变化主要表现在以下几个方面。1．新技术的推广应用促进了铸造技术水平的提高2．先进铸造合金的研发提高了铸件质量和使用寿命3．精确铸造成型等先进铸造工艺迅速发展4．新装备的应用提高了铸造机械化水平5．原辅材料商品化为铸件质量提供保障6．先进测试手段得到广泛应用7．计算机技术促进铸造行业技术进步8．积极开展基础研究学科水平明显提高哈尔滨电站设备集团有限公司成功地制造出铸焊结构的三峡工程用450吨重的水轮机叶轮，如图1.2。沈阳铸造研究所生产出了铝液重5吨、净重2.7吨的特大型铝合金铸件，如图1.3。厚大断面球墨铸铁件的生产技术达到国际先进水平，图1.4所示为宁波日月铸造有限公司生产的60吨重厚大断面球墨铸铁注塑机模板。我国熔模精密铸造技术有了长足的进步，采用净终成型技术，生产出高温合金熔模铸造定向凝固无余量航空燃气轮发动机叶片，达到了国际先进水平，如图1.5所示。1.3我国铸造技术的辉煌历史人类进入文明社会是以使用金属铸造材料（铜与铁）开始的。我国铸造技术有着悠久的历史，早在5000多年前，铸造技术就出现在了中华大地上。铸造技术应用到农业生产、兵器制造、音乐艺术及人民生活等各方面，极大地推动了我国古代文明的进步。铸造技术的发展史，是中华民族5000年文明发展史的重要组成部分。我国古代铸造技术的发展经历了两个阶段，前2000余年是以青铜为主的发展阶段，后2000年是以铸铁为主的发展阶段。这两个阶段是青铜器时代和铁器时代文明的重要标志。1.3.1我国古代青铜铸造技术在我国古代，常用的铸造工艺主要有范铸法和失蜡法等。范铸法是用范组合成铸型进行浇注的方法，根据所用范的不同，可分为石范铸造、泥（陶）范铸造、金属范铸造等。图1.6是陕西扶风县西周青铜遗址出土的纹饰十分精美的陶范残片。河南安阳殷墟出土的司母戊大方鼎（图1.7）我国的失蜡法至迟起源于春秋时期。河南淅川下寺2号楚墓出土的春秋时代的铜禁是迄今所知的最早的失蜡法铸件，如图1.8。湖北随县擂鼓墩曾侯乙墓出土的青铜器群，代表了战国时期青铜铸造技术的高峰。其中的一套编钟，堪称精品，如图1.9。1969年在甘肃武威县雷台东汉将军墓中出土了一件铜奔马铸件，也称马踏飞燕，如图1.10。通高34.5cm，造型精巧，三足腾空，昂首扬尾，其右后蹄踏在一只燕形飞鸟之上，飞鸟展翅飞翔作回首翘望状，生动巧妙地表现了马的神速与骏逸，铜奔马因其巧夺天工的造型，被选作中国旅游的图形标志。1.3.2我国古代的铸铁技术随着我国古代铸造技术的发展，春秋晚期发明了生铁和铸铁技术，从此进入了铁器文明时代。我国是世界上最早发明并使用生铁的国家，比欧洲早了1800多年。1953年在河北兴隆燕国冶铁遗址出土了一批战国时期铁范，包括锄、镰、斧、凿等类共87件，大部分完整配套。范的结构十分紧凑，范壁均匀较薄（5mm左右），基本上符合均匀散热、抵抗变形以及结构强度等要求，见图1.11。这标志着战国后期我国铸铁技术已达到了高超的水平。隋唐以后，铸造技术得到进一步发展，向大型和特大型铸件发展。著名的代表性铸件如后周时期铸造的河北沧州大铁狮（见图1.12），高5.3m、长6.5m、宽3m，重约40吨，采用“泥范明浇法”铸成。铸于北宋淳熙年间的湖北当阳铁塔（见图1.13），塔身共由13层叠成，高17.9m，重约53.3吨，是我国现存最高的古代铁塔。这些古代遗存充分体现了中国古代精湛的铸造技术。1.4铸造技术的发展趋势随着科学技术的进步，铸造技术的未来发展趋势可分为以下几个方面。1．铸件的特大型化2．铸件的轻量化3．铸件的精确化4．数字化铸造5．网络化铸造6．清洁化铸造合肥合力叉车集团公司生产的消失模铸件已达到国际先进水平，如图1.14所示。图1.14消失模铸造的泡沫塑料模（左）及浇注成的铸件（右）思考题1.什么是铸造？铸造生产的主要特点是什么？2.请说出几件我国铸造的让你引以为自豪的代表性铸件。3.铸造技术未来发展趋势有哪些方面？第2章铸造成形工艺原理2.1液态金属对铸型的充填 2.2铸件的凝固2.3液态金属的结晶及组织控制2.4铸件的偏析 2.5铸件中的气体与非金属夹杂物2.6铸件的收缩及收缩缺陷 2.1数控车床编程实例2.1.1充型能力的概念2.1.2影响充型能力的因素2.1.3提高充型能力的措施2.1液态金属对铸型的充填液态金属对铸型的充填过程是铸件形成的第一阶段，铸件的许多缺陷是在这个过程中形成的。为了获得优质健全的铸件，必须掌握和控制这个过程。因此，首先要研究液态金属充填铸型的能力，以便得到形状完整、轮廓清晰的铸件；其次要研究液态金属充型过程中与铸型之间的相互作用，以及可能产生的缺陷和防止措施。2.1.1充型能力的概念液态金属的充型能力是指液态金属流经浇注系统并充满铸型型腔的全部空间，形成轮廓清晰、形状完整的铸件的能力。充型能力是铸造过程中对液态金属的基本要求，是液态金属重要的铸造性能指标，对于获得优质铸件有很大影响。液态金属充填铸型是一个复杂的过程，为控制这一过程，须知金属在液态时的性质，如密度、比热容、粘度、表面张力、导热性、氧化性等。液态金属一般是在纯液态下充满型腔，也有边充填边结晶的情况，如果在充满型腔之前就停止流动，铸件则出现浇不足、冷隔等缺陷。充型能力的大小影响铸件的成型。充型能力差的合金难以获得大型、薄壁、结构复杂的健全铸件。同一种金属用不同的铸造方法，所能铸造的铸件最小壁厚不同；同样的铸造方法由于金属不同所能得到的最小壁厚也不同。如表2-1所示。表2-1不同金属和不同铸造方法铸造的铸件最小壁厚2.1.1影响充型能力的因素影响液态金属充型能力的因素很多，可归纳为以下4类，即金属性质方面的因素、铸型性质方面的因素、浇注条件方面的因素和铸件结构方面的因素。1.金属性质方面的因素金属性质方面的因素是金属的内部因素，决定着金属本身的流动能力——流动性。1）合金的成分。2）结晶潜热。3）液态金属比热容和导热系数。4）液态金属粘度和表面张力。2.铸型性质方面的因素铸型的阻力影响金属液的充填速度，铸型与液态金属的热交换强度，影响其流动时间，所以铸型性质方面的因素对液态金属的充型能力有重要的影响。同时，通过调整铸型的热物理性质来改善金属的充型能力也往往能收到良好的效果。1）铸型的蓄热系数。2）铸型温度。3）铸型中的气体。水和煤粉含量过多时，液态金属的冷却速度加大，同时在金属液的热作用下，铸型中的水分蒸发，煤粉燃烧产生大量气体，充型能力下降，如图2.2所示。3浇注条件方面的因素1）浇注温度。浇注温度对液态金属的充型能力有决定性的影响。在一定温度范围内，充型能力随浇注温度的提高而直线上升，超过一定温度后，由于金属吸气增多，氧化严重，曲线变得平缓甚至不再增加，见图2.3。（a）纯金属

（b）铸铝合金2）充型压头。充型压头越大，液态金属在流动方向上所受的压力越大，液态金属流动速度也越大，充型能力就越好。3）浇注系统结构。浇注系统结构越复杂，流动阻力越大，静压头相同时，充型能力越低。在铝、镁合金铸造中，为使金属流动平稳，常采用蛇形及扁平状直浇道，流动阻力较大，充型能力显著下降。铸铁件上常用的阻流式、缓流式浇注系统也影响液态金属的充型能力。浇口杯对液态金属有净化作用，但其中金属散热很快，使充型能力下降。内浇口在铸件上的位置、浇注系统的结构和各组元的断面积都影响充型能力。4铸件结构方面的因素铸件结构方面的因素主要是铸件的折算厚度和复杂程度，它们决定了铸型型腔结构特点。1）折算厚度。在铸件体积相同、浇注条件一致时，折算厚度大的铸件，由于它与铸型接触的表面积小、散热慢，则充型能力好。铸件壁越薄，折算厚度越小，则不易被充满。铸件壁厚相同时，垂直壁比水平壁容易充满，所以对薄壁铸件应正确选择浇注位置。2）铸件的复杂程度。铸件结构复杂、厚薄部分过渡面多，则型腔结构的复杂程度增加，流动阻力大，铸型充填困难。2.1.3提高充型能力的措施针对影响充型能力的因素提出提高充型能力的措施。在生产中，尤其是对要求高的铸件，在合金成分和铸件结构两方面采取措施通常都是非常有限的。一般从以下两个方面来解决大型薄壁铸件的成型问题：1.铸型性质方面对金属铸型、熔模型壳等提高铸型温度；利用涂料增加铸型的热阻；提高铸型的排气能力，减小铸型在金属充填期间的发气速度，均有利于提高充型能力。2.浇注条件方面适当提高浇注温度、提高充型压头、简化浇注系统均有利于提高充型能力。增大浇口面积可在线速度较小的情况下使铸型很快充满。2.2铸件的凝固2.2.1铸件的温度场2.2.2铸件的凝固方式2.2.3铸件的凝固时间2.2铸件的凝固铸件的凝固是指金属或合金在铸型中由液态转变为固态的过程。铸件凝固后一般得到晶体组织，因而凝固又称结晶。但在含义上二者有所区别，凝固是从传热学观点出发，研究铸件与铸型的传热过程、铸件断面上凝固区域大小、凝固方式与铸件质量的关系以及铸件的凝固时间等。结晶主要是从热力学和动力学观点出发，研究液态金属中晶体的形核、生长、组织形成规律等。2.2.1铸件的温度场温度场是指传热系统的温度在给定时刻各坐标点上的分布。铸件在铸型中的冷却和凝固过程是非常复杂的，从金属液充填铸型开始，铸件与铸型间便开始了热交换。铸件放出过热热量及结晶潜热，温度降低，铸型及周围环境吸收这些热量，温度升高，凝固伴随这一传热过程进行。铸件凝固过程中，热流随时间变化，温度场也随时间变化，因此是不稳定温度场。1铸件温度场的测定铸件温度场测定方法如图2.4所示。将一组热电偶的热端固定在型腔中的不同位置，液态金属注入型腔后，温度记录仪将铸件断面上各测温点的温度随时间的变化，自动绘制成温度-时间曲线，即冷却曲线，如图2.5（a）所示。根据各测温点的冷却曲线可绘制出铸件断面上不同时刻的温度场（图2.5（b））和铸件的凝固动态曲线图2.5（c）。图2.4（a）冷却曲线（b）温度场（c）凝固动态曲线（d）2min时凝固状况2铸件温度场的数值模拟铸件不稳定导热过程中，温度T与时间τ、空间坐标（x、y、z）的关系可用傅立叶导热微分方程来描述，即

（2-1）式中，

——为热扩散率；λ——导热系数；ρ——密度；c——比热容。3影响铸件温度场的因素1）金属性质的影响

（1）金属的热扩散率

（2）结晶潜热

（3）金属的凝固温度2）铸型性质的影响

（1）铸型的蓄热系数

（2）铸型的预热温度3）浇注条件的影响4）铸件结构的影响

（1）铸件的壁厚

（2）铸件的形状2.2.2铸件的凝固方式1凝固动态曲线图2.5（c）所示为铸件断面的凝固动态曲线，是根据铸件上各测温点的温度-时间曲线绘制的。其绘制方法如下：在图2.5（a）下方，以离开铸件表面的距离为纵坐标、以时间为横坐标建立新坐标系；在图2.5（a）上标出合金的凝固开始温度（即液相线温度）tL和凝固终了温度（即固相线温度）tS；将各测温点的冷却曲线与液相线温度及固相线温度的交点，标注到下方新坐标系的相应点上；将凝固开始的各点连成曲线，称为凝固开始线，凝固结束的各点连成曲线，称为凝固终了线。2凝固区域铸件在凝固过程中，除纯金属和共晶成分合金外，断面上一般都存在三个区域，即固相区、凝固区和液相区。铸件的质量与凝固区域有密切关系。图2.7是根据铸件断面温度场确定某一瞬间的凝固区域的方法。左图是状态图的一部分，M合金的结晶温度范围为tL—tS。右图是砂型中正在凝固的铸件断面某瞬时的温度场，铸件壁厚为D。在此瞬间，铸件断面上的b和b’点已达到固相线温度tS，因此，Ⅰ—Ⅰ和Ⅰ’—Ⅰ’等温面为“固相等温面”。同时，c和c’点已达到液相线温度tL，Ⅱ—Ⅱ和Ⅱ’—Ⅱ’为“液相等温面”。所以，在Ⅰ和Ⅱ之间、Ⅰ’和Ⅱ’之间的合金都处于凝固状态，即液固共存状态。这个液相等温面和固相等温面之间的区域即为凝固区域。3铸件的凝固方式

一般将铸件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。铸件的凝固方式取决于凝固区域的宽度。

图2.8（a）为恒温下结晶的纯金属或共晶成分合金某瞬间的凝固情况。tc是结晶温度，T1和T2是铸件断面上两个不同时刻的温度场。从图中可观察到，恒温下结晶的金属，在凝固过程中其铸件断面上的凝固区域宽度等于零。断面上的固体和液体由同一界面（即凝固前沿）清楚地分开。随着温度的下降，固体层不断加厚，逐步到达铸件中心。这种情况为“逐层凝固方式”。如果合金的结晶温度范围很小，或断面温度梯度很大时，铸件断面的凝固区域则很窄，也属于逐层凝固方式，如图2.8（b）。如果因铸件断面温度场较平坦（图2.9（a）），或合金的结晶温度范围很宽（图2.9（b）），铸件凝固的某一段时间内，其凝固区域贯穿整个铸件断面，即在液相区消失之前，铸件表面不结壳，这种情况为“体积凝固方式”，或称“糊状凝固方式”。外生凝固方式的特点是首先在型壁处开始结晶，晶体向熔体中心生长。当固相面（即凝固前沿）为平界面条件下，称为平滑壁凝固，见图2.11。（a）平滑壁凝固；

（b）粗糙壁凝固；

（c）海绵状凝固；

（d）糊状凝固；

（e）壳状凝固4影响铸件凝固方式的因素

铸件的凝固方式取决于凝固区域宽度，凝固区域宽度又由合金结晶温度间隔和铸件断面温度梯度两个因素决定。这两个因素共同影响凝固方式。图2.12是含碳量不同的3种碳钢，在砂型和金属型中凝固时，测得的凝固动态曲线（砂型—实线，金属型—虚线）及其相应的凝固过程示意图。在金属型中凝固时，铸型激冷能力强，铸件温度梯度大，成分不同、结晶温度间隔各异的3种碳钢都趋于逐层凝固方式。这里温度梯度表现出明显的作用。2.2.3铸件的凝固时间铸件的凝固时间，是指从液态金属充满铸型后至凝固完毕所需要的时间。单位时间凝固层增长的厚度为凝固速度。铸件的凝固控制，实质上是采取相应的工艺措施控制铸件各部分的凝固速度。所以，在设计冒口和冷铁时需要对铸件的凝固时间进行估算，以保证冒口具有合适的尺寸和正确布置冷铁。对于大型或重要铸件，为了掌握其打箱时间，也需要对凝固时间进行估算。铸件的凝固时间可用以下经验公式计算：式中，τ——铸件的凝固时间；K——凝固系数；V1——铸件的体积；S1——铸件的散热表面积；R——铸件的折算厚度。式（2-2）为计算铸件凝固时间的“折算厚度法则”，其中K值与许多因素有关，在实际中常用实验方法测得。表2-2是几种合金的K值，可供参考。表2-2几种合金的凝固系数表2-3是在干砂型中浇注的不同形状铸钢件的凝固时间的实验结果。表2-3不同形状铸钢件的凝固时间2.3液态金属的结晶

及组织控制固态物质分为晶体与非晶体两类。凡是原子在空间呈规则的周期性重复排列的物质称为晶体。其中，所有原子排列位向相同者称为单晶体，而金属通常是由许多位向不同的小单晶（晶粒）组成的，属于多晶体。液态金属的结晶是指其在熔点（液相线）温度附近由液态转变成为固态晶体的过程，也叫做一次结晶，以区别于固态下的相变过程，也叫做二次结晶。一次结晶又叫做凝固，它们指的是同一个过程。如前所述，凝固侧重于在传热学的基础上讨论铸件温度场、凝固区域、凝固方式、凝固时间等问题，而结晶主要是在热力学、动力学及金属学原理的基础上讨论铸件晶粒组织的形成过程。2.3.1液态金属的结构特点对于液态金属的结构，人们已进行了许多研究工作，提出了一些与实验较为符合的结构模型。人们对熔点以上过热温度不太高的液态金属的结构特点已有如下的共识：（1）原子之间仍保持着较强的键能，在近程范围内具有排列有序的特点。由排列有序的原子所组成的原子团通常由十几个至几百个原子组成。（2）液态金属中的原子热运动强烈，各个原子的能量大小不同，而且是随机变化的。这一现象叫做能量起伏。（3）由于液态原子处于能量起伏之中，原子团是时聚时散，时大时小，此起彼伏的。原子团结构大小不一，并且在平均尺寸的上下不断起伏。这种现象叫做结构起伏。原子团的平均尺寸与温度有关，温度越高，原子团的平均尺寸越小，而结构起伏越大。2.3.2液态金属的结晶过程液态金属结晶的实质是由近程有序的液相结构借助于原子在微观尺度范围内的迁移，并堆砌成远程有序的晶体固相。因此，结晶过程是一种相变。其热力学稳定性可由相对自由能的大小来衡量。

在等温等压条件下，系统总是从自由能高的状态自发地向着自由能低的状态转变。自由能的差值越大，则相变驱动力也越大。设固、液两相的体积自由能分别为GS和GL，根据热力学的分析可知，当温度处于T0时，GS=GL，这时液相原子迁移到固相的概率等于反方向迁移的概率，T0为固、液两相平衡的温度，该温度也就是固相的平衡熔点或液相平衡凝固点。当温度T＜T0时，GS＜GL，相对自由能之差GS-GL＝ΔG＜0，系统可由液相转变为固相。温度差ΔT=T0-T，称为过冷度。因此在过冷条件下，液态金属的结晶是降低系统自由能的自发过程。单位体积自由能差ΔG是结晶的驱动力，其值为

（2-3）式中，L——结晶潜热；T0——平衡温度；ΔT——过冷度；由式（2-3）可知，ΔT值越大，则ΔG负值越大，即结晶驱动力越大。但在结晶过程到来之前，需在液相中存在某些固相质点，使液相原子得以向着这些质点的界面上跃迁，这些质点称为晶核。一旦有了晶核，液相原子就将在过冷条件下持续不断地向晶核迁移堆砌，从而长大成为晶体（晶粒）。金属及合金固溶体相在通常的凝固条件下结晶时，都先由晶核发展成树枝状晶，逐渐向液体内部伸展，形成骨架（图2.14），然后，树枝分枝间剩余的液体逐渐向分枝上凝固，形成整个晶粒。2.3.3铸件结晶组织的形成1铸件典型宏观结晶组织

铸件典型的结晶组织由以下三个晶区组成（图2.16）：①表面细晶区，②柱状晶区；③中心等轴晶区。但并不是所有铸件或铸锭都同时具备这三个晶区，在一定的结晶条件下，可以是全部柱状晶（图2.16（b），也可以是全部等轴晶（图2.16（c））。（a）三晶区组织（b）全柱状晶组织（c）全等轴晶组织2铸件结晶时的晶粒游离铸件中心等轴晶区的形成，除了当满足形核条件时，在过冷熔体中直接形核而产生的自由生长的晶粒之外，另一个主要来源一般认为是由晶粒游离造成的，熔体中游离晶粒大致有以下两个方面的来源。（1）金属液面上先结晶出的小晶体的沉降而产生的游离晶。（2）由型壁晶粒脱落、枝晶熔断和增殖而产生的晶粒游离。依附于型壁的晶粒在生长过程中，由于溶质的再分配，对k0＜1的合金，将引起固液界面前沿液相中的溶质浓度不断提高，而凝固点随之下降（联系平衡相图液相线），即实际过冷度减小，从而生长速度减慢。由于晶体根部紧靠型壁，与其他部位比较溶质扩散更为困难，生长更受抑制。故在晶体生长过程中将在根部形成“缩颈”，晶体呈头大根小的形态。它们在受到熔体流动冲刷和温度波动的情况下，从缩颈处断开，从而使晶体脱离型壁而游离（图2.18）。2.3.4铸件结晶组织与性能的关系同一种合金的铸件，因其结晶组织的差别往往使其性能有十分显著的变化。晶粒的形态、晶粒的粗细、晶粒度的一致性以及枝晶臂间距的大小等组织特征，对铸件的力学性能和物理性能有着强烈的影响。

柱状晶形成时的凝固区域较窄，在生长过程中容易从它的前方熔体中获得液态金属的补缩。同时，其横向生长受到相邻晶体的阻碍而使横向分枝不能充分发展，分枝较细。因此，柱状晶组织致密，不容易形成缩松和晶间夹杂等宏观缺陷。但柱状晶的性能存在着明显的各向异性：纵向性能与横向性能有着明显的差别。此外，柱状晶的生长方向是与热流平行的，因而在铸件（锭）的转角处或中心，从不同方向生长的柱状晶彼此相遇时形成的交界面，易于聚集气体和夹杂物，对铸件（锭）的性能有很大损害。根据霍耳－配奇（Hall-Petch）公式，多晶体金属材料的强度与其晶粒尺寸之间有着密切的关系，如式（2-4）所示，表明材料的屈服强度随着晶粒尺寸的减小而增大。

（2-4）式中，

——材料的屈服强度；

——与材料有关的常数；

——常数；

——晶粒直径。2.3.5铸件结晶组织的控制1等轴晶的获得与细化等轴晶的形成条件是，凝固界面前沿的液相中有晶核来源，在液相中存在晶核形成和生长所需的过冷度。因而对金属和合金材料凝固组织的细化，无外乎是基于以下的基本原理：增加液相中的形核质点，提高形核率；降低晶核的长大速度或抑制晶核的长大；控制结晶前沿的温度分布等。目前金属凝固细晶方法大体可以归纳为以下几类：（1）浇注过程和传热条件控制方法；（2）化学处理方法；（3）微区成分扰动生核处理方法；（4）机械和物理处理方法。图2.20所示为纯铝试样在不同凝固时期，经脉冲电流处理后的凝固组织变化，可见未处理试样为粗大柱状晶组织，凝固前半程处理的试样为变形柱状晶和粗大等轴晶的混合组织，凝固后半程处理试样的凝固组织由边缘粗大柱状晶和中心等轴晶组成，而凝固全程处理试样的凝固组织均为细小等轴晶。（a）未处理（b）凝固前半程处理（c）凝固后半程处理（d）凝固全程处理2柱状晶及单晶的获得高温条件下工作的耐热合金涡轮叶片的宏观组织目前都是柱状晶，其晶界与叶片主应力平行，这种涡轮叶片具有很高的抗蠕变性能；如只由一个柱状晶粒构成的单晶叶片，其性能更高。获取柱状晶组织及单晶必须采用单向凝固技术。1）单向凝固条件为了使晶体沿着某一特定的方向单向生长，必须满足以下条件：（1）严格的单向散热。所谓严格的单向散热是指生长界面上必须建立起生长方向的正温度梯度，并且绝对阻止侧向散热以防止侧向生长。（2）要有足够大的GL／R值。GL为固液界面前沿液相中的温度梯度，R为固相的生长速度，GL／R值表征了固液界面前沿液相中的成分过冷的程度。GL／R值足够大，意味着成分过冷范围足够小。（3）合金液有足够高的纯度，同时要避免对流、搅拌和振动。当合金的晶粒密度大于液态密度时，采取自下而上的结晶方向可以抑制合金液的自然对流。单向凝固技术可以使整个铸件都具有整齐的柱状晶甚至单晶组织，在航空叶片和磁钢生产中得到了广泛的应用，目前正向着铸态复合材料的研制与生产应用领域扩展。2）单向凝固方法单向凝固生产中要努力提高GL，这主要是为了在保证足够大的GL／R值的条件下，能使生长速率R即生产率提高。提高GL可以通过以下途径来实现：（1）对已凝固部分实行强制冷却，让其散热量尽可能增大，以提高固—液界面前沿的温度梯度GL。（2）提高固—液界面液相一侧的熔体温度，以提高GL。（3）将界面液相一侧的高温环境与固相—侧的低温环境隔开，从而保证界面前沿的温度梯度GL维持在高水平。（4）要求侧向绝热，保证固—液界面保持在宏观的同一水平的高度上。3）单晶体铸件的获得

单向凝固技术还可以用来生产单晶体的铸件。如果铸件开始结晶时只有一个柱状晶粒，就可以在单向凝固条件下使铸件只由一个晶体构成，这就是单晶体铸件。生产单晶体目前使用的有选晶法和引晶法两种生产工艺。应当指出，用单向凝固生产的单晶体叶片铸件虽由一个柱状晶构成，但仍是以树枝状生长的一个柱状晶，并非半导体工业中生产的无缺陷的单晶体。3共晶合金组织的控制在共晶合金凝固时，共晶团可以通过领先相初晶晶核表面生成第二相而形成，也可以借助于共晶体从型壁上游离而使共晶团不断排入熔体。在一般铸件中是希望获得细小的共晶团组织，而铸造复合材料则希望获得平行生长的共晶群体结构。前者可采取对领先相的初晶细化的措施，后者则可采取单向凝固方法。前面讨论的细化单相等轴晶的措施，原则上也适用于细化共晶团。目前共晶合金的单向凝固技术主要用于铸态复合材料的研制。2.4铸件的偏析在铸造条件下，获得化学成分完全均匀的铸件是十分困难的。铸件中不同部位乃至晶粒内部，产生化学成分不均匀的现象称为偏析。偏析可分为微观偏析和宏观偏析两大类。微观偏析又称显微偏析，是指微小范围内的化学成分不均匀现象；宏观偏析又称区域偏析，是指铸件各部位之间大范围内的化学成分的不均匀现象。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的情况称为正偏析；CS＜C0的情况称为负偏析。这种分类即适用于微观偏析，也适用于宏观偏析。微观偏析和宏观偏析对铸件的力学性能、切削加工性能、抗冷裂和热裂性能，以及抗腐蚀性能都有程度不同的损害。2.4.1微观偏析微观偏析起因于合金结晶过程中的溶质再分配。微观偏析包括晶内偏析和晶界偏析等。1晶内偏析在常规的铸造条件下，液态合金浇入型腔后冷却较快，不可能达到平衡结晶，合金是按照非平衡结晶过程进行的。对于k0＜1的合金，晶粒中心与主干部分由于最先结晶，因此溶质含量最低。而分枝或分枝之间为晶粒外层部分，是后结晶部分，溶质含量逐渐增多，借助相图固相线的变化可以理解溶质这种变化规律，如图2.21所示，下面分析k0＜1的固溶体合金的非平衡结晶过程。2晶界偏析各晶粒在生长过程中最后相遇的地方称为晶界。晶界处富集了溶质元素。其他低熔点非金属夹杂物和在结晶过程中未被固相裹住的高熔点非金属夹杂物也汇集于晶界。结果晶界的化学成分与晶粒本身的大不相同，这就是晶界偏析。固态有限溶解的共晶系合金中，成分接近最大固溶度的固溶体合金，当平衡结晶时，应在共晶温度以上完全结晶为均匀的固溶体，而不应有共晶出现，但是在非平衡结晶时，由于晶内偏析的出现，固相线发生偏移，就有可能在冷至相当于共晶温度以下仍有剩余液体。从而会使结晶后的组织中沿晶界出现少量共晶组织，这也是晶界偏析的一种形式。

2.4.2宏观偏析1正常偏析对于k0＜1的合金，先凝固的区域(铸件外层)的溶质浓度低于后凝固的区域(铸件内层)的溶质浓度。这种从外层向内层溶质浓度逐渐增大的现象，称为正常偏析。因为根据此类合金(k0＜1)的结晶过程来看，这种偏析现象是正常的，所以称为正常偏析。对于k0>l的合金而言，情况与上述相反，先凝固的区域(铸件外层)的溶质浓度高于后凝固的区域(铸件内层)的溶质浓度，这种偏析现象也是正常的，所以也称为正常偏析。如果在结晶初期液态合金中存在对流，则会发生晶体自型壁上脱落等现象，就会减轻正常偏析。对于长棒状试样的凝固，以k0＜1的单相合金为例，在以平界面生长的单向凝固条件下，进行平衡和非平衡结晶时，发生溶质再分配所得出的溶质浓度分布曲线，可以说明正常偏析与结晶条件的关系。现将各种结晶条件长棒状试样凝固后的溶质浓度分布画在一起进行对比（见图2.22）。第一种情况：结晶过程极其缓慢，使溶质在固相和液相中得以充分扩散均匀化。这样，凝固后长棒中溶质分布是均匀的，不存在任何偏析，如图2.22中直线1所示。第二种情况：结晶时固相中无溶质扩散，液相中均匀混合。这样，凝固后长棒中溶质分布如图2.22中曲线2所示，由左向右溶质浓度逐渐增大。第三种情况：结晶时固相中无溶质扩散，液中只有有限扩散而无对流或搅动。这样，凝固长棒中溶质分布如图2.22中曲线3所示。最早结晶的部位即左端，溶质浓度最低，最后结晶的部位即右端，溶质浓度最高，而中间有一大段其溶质浓度正好与合金的平均浓度相同。第四种情况：结晶时溶质在固相中有限扩散，在液相中有限扩散且有一定程度的对流或搅动。这样，凝固后长棒中溶质分布介于图2.22中曲线2及3之间，如曲线4所示。2反常偏析对于k0＜1的合金，如果铸件表面层或底部含溶质元素较多，而中心部分顶部含溶质元素较少。这种宏观偏析称为反常偏析，又称反向偏析、反偏析、逆向偏析、逆偏析等。Cu-Sn合金和AI-Cu合金是经常产生反常偏析的两种典型合金。在铸造wSn=10%的锡青铜铸件时，往往在铸件表面上冒出wSn=20%~25%的所谓“锡汗”；在铸造冷硬铸铁轧辑时，有时会在轧辊表面出现磷共晶的“汗珠”，称为“磷汗”。铸件产反常偏析会明显地降低铸件的力学性能、耐气密性和切削加工性能。图2.24是锡青铜(wSn=6.5%、wP=0.2%)铸锭断面上锡的分布。可以看出，锡的反常偏析多集中在表层附近，锡的质量分数可高达9.7%。反常偏析的形成有以下几个特点：①结晶温度范围宽的固溶体型合金易产生反常偏析;②缓慢冷却时反常偏析程度增加；③粗大的树枝晶易形成反常偏析；④合金液含气量大时易出现反常偏析。联系上述特点，对反常偏析可做如下解释：宽结晶温度范围的合金在缓慢冷却条件下进行凝固时，铸件横断面上有很宽的凝固区域，甚至都处于凝固区域内，即典型的体积凝固（糊状凝固）方式。3重力偏析

当合金熔体中析出的晶体与周围的熔体之间有明显的密度差时，或熔体中存在着有明显密度差别的两种互不相溶的液相时，它们在重力作用下会造成铸件化学成分的不均匀性。这种由于重力作用而产生的化学成分不均匀现象称为重力偏析或比重偏析。例如Cu-Pb合金熔体有分层现象，上部含密度较小的Cu多，下部含密度较大的Pb多。在浇注之前即使搅拌，凝固之后也难免形成重力偏析。Sn-Sb轴承合金也易产生重力偏析，上部富Sb，下部富Sn。2.5铸件中的气体与

非金属夹杂物2.5.1金属中的气体1金属中气体的种类及存在形式一般情况下，金属中均含有气体。气体元素在金属中主要有三种存在形式：固溶体、化合物和气态。若气体以原子状态溶解于金属中，则以固溶体形态存在；若气体与金属中某些元素的亲和力大于气体本身的亲和力，气体就与这些元素形成化合物；气体还能以分子状态聚集成气泡存在于金属中。由于气体种类不同，对铸件质量影响也不同，另外，各种气体的来源、存在形式也不一样。金属气孔内含有氢气、氮气，或CO、H2O、CH4等多原子气体或它们的混合物。2气体对铸件质量的影响金属所吸收的气体对铸件的力学性能和铸造性能有很大的影响。气孔减少了铸件的有效截面，且当孔穴有尖角时，还会引起应力集中，结果降低了铸件的力学性能，尤其是塑性、冲击韧性和疲劳强度。合金中溶解的气体对其力学性能的影响也较大，一般是恶化金属的塑性及冲击韧性。当气体从溶液中析出时，也会引起各种裂纹，如钢中的“白点”即是由析出的氢造成的发状裂纹而产生的，一般称为氢脆。铸铁中固溶的氢还会增加白口倾向。铸件凝固时析出的气体阻碍金属液的补缩，造成晶间疏松，轻合金中的这种缺陷随氢含量的增加而加剧。合金液含有气体还会降低其流动性和铸件的抗热裂性。3金属中气体的来源金属中的气体一般来自三个方面：一是熔炼过程，二是铸型，三是浇注过程。熔炼过程中气体主要来自各种炉料的锈蚀物、炉衬、工具、熔剂，以及周围气氛中的水分、氮、氧、CO2、CO、H2和有机物燃烧产生的碳氢化合物等。大气中氢含量极少，但合金在熔炼过程中是吸氢的，原因是A12O3的标准生成自由能比H2O的低得多，故在铝与水汽接触时，产生氢的可能性很大。2.5.2铸件中的气孔1气孔的种类与特征铸件内气体以分子状态聚集而形成的孔洞叫做气孔。气孔内壁一般比较光滑明亮或微带氧化色。根据气体来源和形成机理，气孔可分为侵入性气孔、析出性气孔和反应性气孔。按气体类别可分为氢气孔、氮气孔、一氧化碳气孔等。根据气孔的形状和位置，又有针孔和皮下气孔之称。1）侵入性气孔在浇注和铸件凝固过程中，因铸型和型芯在高温金属液的作用下产生的气体以及型腔中的空气，侵入金属液中而形成的气孔，称为侵入性气孔。侵入性气孔的特征是数量较少、体积较大、孔壁光滑、表面氧化，常出现在浇注位置的上表面或靠近型、芯的表面处。形状多呈梨形、椭圆形或圆形，有时带有孔尾，而此处往往就是气体的侵入部位，如图2.25所示。侵入的气体一般是水蒸气、一氧化碳、二氧化碳、氮气和碳氢化合物等。2）析出性气孔

在金属冷却和凝固过程中，因气体溶解度的下降，金属呈过饱和状态而析出气体，若气泡来不及排出而在铸件中产生的气孔叫做析出性气孔。析出性气孔的特征是多而分散，尺寸较小，分布在铸件的整个断面或某一部分，尤以冒口附近和铸件最后凝固的热节部位为多。析出性气孔的形状呈裂纹状多角形、或分散的团球形。通常金属含气量较少时，呈裂纹状。含气较多时，则气孔较小，呈团球状。铝合金析出性气孔常以针孔形式出现。析出性气孔主要是氢气孔，其次是氮气孔。氢气孔比氮气孔明亮。铝合金铸件中最易出现析出性气孔，其次是铸钢件。

3）反应性气孔金属液与型（芯）壁、金属液与熔渣或金属液内部某些元素、化合物之间，发生化学反应产生的气体形成的气孔称为反应性气孔。金属与型壁间的反应性气孔，一般位于铸件表皮下，通常称为皮下气孔。球墨铸铁件中的皮下气孔多分布在壁厚8~15mm的铸件中，形状有球状和梨形，气孔孔径约1~3mm。铸钢件的皮下气孔通常呈细长状，垂直于铸件表面，深度约1~10mm不等。另一类反应性气孔是金属内部各元素之间或元素与非金属夹杂物（包括熔渣）发生化学反应产生的蜂窝状气孔，呈梨状或团球状均匀分布，常含有渣、砂、氧化物、硅酸盐等非金属夹杂物。气孔的形成1）析出性气孔的形成金属液中含气量较多时，随着温度下降溶解度降低，气体析出压力增大，当大于外界压力时便形成气泡。气泡如来不及浮出液面，便留在铸件中形成气孔，这就是析出性气孔。凝固时固一液界面和气泡相对推进速度对气泡形状和大小的影响见图2.26所示。(a)固液界面推进速度小，(b)固液界面推进速度中等，(c)固液界面推进速度大，气泡长大并被推出气泡呈柱状气泡陷入固体成气孔显然，有以下主要因素影响析出性气孔的形成。（1）金属液原始含气量越大，越容易形成析出性气孔。（2）铸件冷却速度越快，凝固区域就越小，枝晶不易封闭液相，且凝固速度越大，气体来不及扩散，因而气孔不易形成。（3）合金成分影响原始含气量、以及合金收缩率及凝固区域大小。k0越小（k0<1），合金液收缩越大及结晶温度范围越宽的合金，则容易产生析出性气孔。（4）气体性质。氢比氮的扩散速度快，因此氢比氮易析出。而氮的浓度需很高时才会析出，故在最后凝固的热节和厚大断面处易出现氮气孔。2）反应性气孔的形成反应性气孔是由金属液的某些成分之间或金属液与造型材料、冷铁或熔渣进行反应而形成的气孔。这种气孔多分布在铸件的表皮下，称为皮下气孔。皮下气孔的形状如图2.27所示。2.5.3铸件中的非金属夹杂物在铸件内部或表面上某些与基体成分不同的质点称为夹杂物。这些夹杂物是由渣、砂、涂料、氧化物、硫化物、硅酸盐等形成的。夹杂物有金属夹杂物和非金属夹杂物。铸件中非金属夹杂物过分集中而形成渣孔或砂眼，严重时可使铸件报废。应该指出，铸铁中的石墨，钢铁中的氮化物、碳化物、磷化物和硼化物，习惯上不作为夹杂物，而视为组成相。1非金属夹杂物的类型非金属夹杂物可在金属熔炼、浇注及铸件的凝固过程中形成，按其来源分为：1)外生夹杂物

金属在熔炼、浇注过程中，因与炉壁、焦炭中的灰分，造渣剂、浇包、铸型等外界接触，发生物理的或化学的作用而带入的各种非金属夹杂物，都可看作外生(来)夹杂物。外生夹杂物尺寸较大，分布集中。2)内生夹杂物由金属液内部各元素之间的反应及在凝固过程中形成的非金属夹杂物，为内生夹杂物。例如，铁碳合金中一般溶有一定硫，在液态或凝固过程中形成FeS、MnS等夹杂物。此外，因脱氧、去气和变质处理而产生的夹杂物，通常也作为内生夹杂物。按非金属夹杂物形成的时间可分为：浇注完毕前形成的非金属夹杂物和凝固过程中产生的非金属夹杂物。1)浇注完毕前形成的非金属夹杂物一些学者把浇注前，即金属熔炼及炉前处理过程中形成的夹杂物叫做一次(初生)夹杂物，另一些学者把在主要凝固相形成前析出的夹杂物称为初生夹杂物。2)凝固过程中产生的非金属夹杂物这类夹杂物通常非常微小而分散(在铁合金中小到0.1~5µm)。合金液在凝固过程中，由于溶质再分配的结果，液相中溶质元素越来越富集，出现偏析液相。这些枝晶间的偏析液相达到过饱和的程度时，就会析出非金属夹杂物。按夹杂物的化学成分可以分为氧化物、硫化物、硅酸盐等，以及由它们所组成的多组元的复杂化合物。1）氧化物系夹杂物（1）简单氧化物

钢铁中常见的氧化夹杂物有FeO、Fe2O3、MnO、SiO2、Al2O3、Cr2O3、TiO2等，铝合金中常见的氧化夹杂物是Al2O3，铜合金中常见的氧化夹杂物有Al2O3、SiO2、SnO2等，镁合金中常见的氧化夹杂物有MgO、Mg3N2、Mg2C、MgS等。（2）复杂化合物

复杂化合物是溶解有多种组元化合物的固溶体，或有两种以上化合物组成的共晶体或复合体，包括尖晶石类夹杂物和各种钙的铝酸盐等。2）硫化物系夹杂物。钢中的硫化物夹杂主要是FeS、MnS；铜合金中硫化物夹杂主要是Cu2S；镁合金中硫化物是MgS。在钢中因FeS的熔点较低（1190℃），FeS与Fe的共晶体的熔点更低（998℃）。所以FeS结晶时在初生晶粒界面上析出，形成包围铁素体晶粒的网状组织，故含硫量偏高的钢在较高的使用温度下，会因晶界上的硫化物的熔化而造成所谓“热脆”。铜合金中的Cu2S也分布在晶界上，造成铜合金热脆。2非金属夹杂物的来源金属材料中非金属夹杂物来源于原材料、脱氧及脱硫产物、熔渣、耐火材料以及在精炼后转包及浇注过程中产生的二次氧化夹杂等。原材料本身所含有的夹杂物和金属回炉料上的粘砂、炉料的氧化锈蚀、随同炉料一起进入熔炉的泥砂、焦炭的灰分及其他杂质进入金属液后，即使在精炼后也不容易全部排除。金属熔炼时，差不多都有脱氧过程，如钢及铜合金的脱氧、脱硫，铸铁孕育处理就其本质来说也是一个脱氧过程。这些脱氧及脱硫产物是夹杂物的一个重要来源，在钢水中加入脱氧剂锰铁、硅铁及铝时，反应产物MnO、SiO2、Al2O3即成为钢中的夹杂物。3非金属夹杂物对铸件质量的影响非金属夹杂物在合金中都以独立相存在。夹杂物的存在破坏了合金基体的连续性，造成合金组织不均匀，影响了合金的力学性能和铸造性能。非金属夹杂物还降低合金的抗蚀性、恶化铸件加工性能。1）非金属夹杂物对合金力学性能的影响2）非金属夹杂物对铸造性能的影响3）夹杂物对合金抗蚀性的影响4）夹杂物对切削性能的影响5）夹杂物对其他性能的影响2.5.4气体与非金属夹杂物的排除由于金属液中的气体与非金属夹杂物对铸件的性能带来不利的影响，故在熔炼及浇注过程中，要设法将其去除。近年来随着对铸件质量的要求日益严格，薄壁铸件的广泛使用，微合金化、稀土处理等工艺的推广，对气体及夹杂物的去除要求更为迫切。气体及夹杂物的排除一般有以下几种方法。1吸附净化法吸附净化法是靠在金属液中加入净化剂产生气体（吸附剂）或机械过滤作用，以达到去除液态金属中的有害气体和夹杂物的目的。在这类方法中，又可分为浮游法、熔剂法和过滤法，其共同特点是，净化反应发生在两相界面上，因此只有使净化剂（或过滤器）与液态金属充分接触，才能获得良好的净化效果。1）浮游法2）熔剂法3）过滤法2非吸附净化法此类方法主要依靠物理作用达到净化效果，作用于整体金属液，净化效果好。1）真空净化法在真空处理时，原建立的金属与气相之间的平衡受到破坏。若将铝液转入密闭真空室中，抽气以降低系统的压力，则铝液中的气体溶解度便相应降低，大量气体将不断析出。2）超声波处理法此法常用于铝液净化，其基本原理是向铝液中通入超声波时，在铝液内部引起“空穴”现象，破坏了铝液结构的连续性，产生了无数显微真空穴，溶入铝液中的氢就迅速逸入这些空穴中，成为气泡核心，继续长大后成气泡逸出铝液，达到净化目的。3化学法合金液的净化尚有化学方法，如钢液的脱氧、铸铁脱硫等。众所周知，炼钢过程中若能采用正确、有效的脱氧工艺，将会显著降低钢中夹杂物的数量并改善其形态及分布，因而显著改善钢的综合力学性能。为了除去钢液中的氧，可分别向钢液中加入A1、Ti、B、Si、C、V、Cr、Mn，或同时加入以上几种脱氧元素，与氧生成氧化物或盐类以后除去。2.6铸件的收缩及收缩缺陷铸件的形成过程是高温液态金属在铸型中冷却、凝固、固相再冷却（有时还有固态相变）至常温的过程，在整个过程中存在着温度和凝聚态的变化。温度降低使原子平均动能减小，空穴数量减少，原子间距缩短，体积减小。凝聚态变化使原子由近程有序排列转变为远程有序排列，大多数合金凝固时体积显著减小。当有固态相变时，因相变前后结构差异，体积便发生相应的缩小或胀大，但即使在状态变化时发生一定膨胀，仍不会改变铸件形成过程收缩的总趋势。

铸造合金的收缩特性是合金的铸造性能之一。合金收缩是铸件中产生缩孔、缩松、热裂、应力、变形和冷裂等缺陷的基本原因。因此，为了得到尺寸精确、内部致密的健全铸件，必须了解其收缩特性。2.6.1铸造合金及铸件的收缩1铸造合金的收缩规律对于特定合金而言，体积的变化取决于所处的温度和压力条件。在通常的铸造条件下，压力对体积的影响较小而可以忽略不计，因此其体积仅与温度有关。体积变化特性可用相对收缩量表示，称收缩率。收缩率有体积收缩率和线收缩率两种表示方法。合金从浇注温度冷却到常温，一般经历三个阶段：液态收缩（Ⅰ）、凝固收缩（Ⅱ）和固态收缩（Ⅲ）。图2.28所示为凝固阶段没有体积膨胀和固态相变的二元合金的收缩过程，其中m合金为有一定结晶温度范围的合金，n合金为在固定温度下结晶的共晶合金。（a）二元合金相图

（b）m合金收缩过程

（c）n合金收缩过程2铸件的收缩1）铸件的受阻收缩以上对于合金收缩规律的分析，仅涉及合金成分、温度等自身因素对收缩的影响，没有考虑收缩过程中遇到的各种阻碍，这种收缩称自由收缩。实际上，铸件在铸型中收缩时，要受到各种阻碍而使收缩不能自由进行，这时产生的收缩称为受阻收缩。受阻收缩率总小于自由收缩率。铸件的不同部位由于结构、壁厚的差异，以及所处铸型环境的不同，其状态和收缩进程不会完全一样，即使同一部位，其表面与中心的情况也不同，这样就造成各处收缩受到互相牵制，此外，由于铸件与铸型接触，铸件收缩时还会受到型腔表面及型芯等的阻碍。铸件收缩中受到的阻力有以下几种。（1）摩擦阻力（2）热阻力（3）机械阻力铸件收缩时受到来自型壁、型芯等的阻力称为机械阻力。如图2.30所示。铸型和型芯的紧实度、强度及退让性、箱档及芯骨的位置、铸件的厚度或长度等，都影响机械阻力的大小。2）受阻收缩的应力

（1）铸造收缩率

当铸造收缩过程中受到各种阻碍，收缩不能自由进行时，其收缩为受阻收缩。铸件的收缩大多数是受阻收缩。受阻收缩时，模样尺寸就不能按自由收缩率计算。由于具体确定不同铸件的收缩阻力比较困难，生产中是在考虑了种种阻力影响后，采用铸造收缩率ε铸以确定铸模尺寸，从而保证所需的铸件尺寸。表2-4是常用合金的铸造收缩率。应该指出，由于铸件结构及铸型工艺的不同，铸造收缩率的取值将不同。一般可由表列范围内结合经验选取。表2-4几种合金的铸造收缩率（2）铸件的收缩缺陷在铸件形成过程中，当收缩不受任何限制和阻碍时，铸件只受重力和支承力作用。若工艺设计合理，液态收缩和凝固收缩得到应有补偿。铸件尺寸得到保证，即可得到质量合格的铸件。事实上，收缩不受任何限制或阻碍几乎是不可能的。铸件受到的收缩阻力如同受到外力的作用，在受力部分将产生一定的应力。由于收缩阻力作用的温度、时间、大小、部位以及收缩速率等条件的不同，使应力状态及其后果非常复杂。总的说来，收缩是使铸件产生缩孔、缩松、应力、变形、热裂、冷裂等缺陷的根源。因此，在工艺设计时，应充分注意铸件形成过程中应力场的产生及变化规律，采取相应措施，防止造成收缩缺陷。2.6.2铸件的缩孔与缩松铸件形成后，在最后凝固部位由于收缩而出现的集中孔洞称缩孔，分散而细小的孔洞称缩松。孔洞的形状不规则，孔壁表面粗糙，并往往可见到枝晶的末稍。缩孔和缩松通常发生在铸件内部。由于缩孔或缩松的存在，将减小铸件的有效承载面积，甚至造成应力集中而大大降低铸件的力学性能。此外，由于铸件的连续性被破坏，使气密性、加工后表面的光洁度、抗蚀性等显著降低。缩孔和缩松是铸件的主要缺陷之一，应予防止。1缩孔、缩松的形成

缩孔、缩松形成于铸件凝固过程中，液态收缩及凝固收缩如果不能得到及时的补偿，则将在相应部位形成孔洞即缩孔或缩松。1）缩孔的形成过程及条件为便于分析，以圆柱体铸件为例，并假定铸件为逐层凝固方式。如图2.31所示，当液态金属充满型腔后，由于与铸型的热交换，液态金属温度降低产生液态收缩。若内浇口尚未凝固堵塞，从内浇口可继续流入金属液补偿这一收缩，则型腔内将保持充满状态。若内浇口凝固堵塞，液态收缩得不到补偿，则液面下降而与型腔顶部分离，这就是缩孔形成的开始。综上所述，缩孔产生的条件一是合金的液态收缩与凝固收缩之和大于其固态收缩，二是铸件采取逐层凝固方式。缩孔一般在铸件顶部或最后凝固部位。如果在这些部位设置冒口，缩孔将被移入冒口中。

2）缩松的形成过程及条件当铸件以体积凝固方式凝固时情况有所不同。凝固在铸件整个断面内同时进行，凝固区中的结晶骨架将残余的金属液分割，甚至被封闭在枝晶之间，液态收缩和凝固收缩的体积，将由被分割成分散的残余液体分担，若合金的固态收缩小于液态收缩与凝固收缩的总和，且其差值无以补偿，则在相应部位形成分散的收缩孔洞即缩松。可见，缩松形成的条件，一是液态收缩与凝固收缩的总和大于固态收缩，二是铸件为体积凝固的方式。与缩孔形成过程类似，形成缩松时其孔洞为气体的析出提供了有利条件，因此，一般铸件的缩松中也存在气体，称“气缩孔”。气体及其压力的作用会加剧缩松的形成。2缩孔、缩松的预测及防止

从缩孔和缩松形成的机理及过程可以看出，铸件的液态收缩和凝固收缩若大于其固态收缩，而补缩来源又被切断时，就将产生缩孔或缩松缺陷。因此，对它的预防要从其产生的原因来分析。1）缩孔和缩松产生的原因和部位

（1）铸件结构

（2）工艺因素2）缩孔、缩松的防止

（1）实现顺序凝固

（2）实现同时凝固

（3）加压补缩例如，合理设计冷铁、冒口和补贴，采用有利于顺序凝固的浇注系统，以利于建立顺序凝固的温度场，如图2.32所示。设计目的是把缩松最大限度地分散到所有断面上，以减轻对铸件性能的危害，获得合格的铸件，如图2.33所示。2.6.3铸件的热裂热裂是铸件处于高温状态时形成的裂缝类缺陷，是许多合金铸件最常见的缺陷之一。合金的热裂性是重要的铸造性能之一。1热裂的特征热裂的外形不规则，弯弯曲曲，深浅不一，有时还有分叉。裂纹表面不光滑，可以看到树枝状晶，并呈现高温氧化后的颜色，如铸钢为黑灰色，铸铝为暗灰色，图2.34所示为铸钢件外热裂的外观特征。2热裂的形成与防止铸件在冷却至线收缩开始温度时，开始线收缩。热裂形成温度范围是在线收缩开始温度到固相线温度区间内，即有效结晶温度范围。应当指出，在铸造条件下，合金是在非平衡条件下结晶的，实际结晶温度低于平衡温度。对于具体的铸件，热裂形成的温度随凝固及冷却条件、收缩阻力的大小和受阻时间的长短以及应变速率的不等同性而定。热裂形成的机理主要有强度理论和液膜理论。1）强度理论2）液膜理论当应力足够大时，液膜开裂形成晶间裂纹，即热裂，如图2.35所示。可见，液膜的存在是产生热裂的根本原因，铸件收缩受阻是热裂形成的必要条件。2.6.4铸件的应力、变形及冷裂1概述铸件在凝固完成后的冷却过程中将继续收缩。一些合金在固态时还会发生相变而伴生收缩或膨胀。铸件或者铸件某部位的尺寸变化如果受到阻碍不能自由进行时，就会相应产生应力、变形或裂纹。对铸件收缩过程中力学行为的研究表明，在有效结晶温度范围内，合金的强度和塑性都很低，在应力作用下很易产生变形或热裂，应力不会残留于铸件内。该温度范围即为热裂区。但处于固相线以下某一温度范围时，合金的强度和塑性随温度的下降而升高。图2.36为铸铁轧辊在成型后未将其铸造残余应力消除，便进行车削加工出厂后，经过一段时间，在轧辊使用前精加工时，由于轧辊在残余应力作用下发生了变形，致使开始加工时，一些地方加工不到。2铸造应力这里主要按应力产生的原因，分析热应力、相变应力和机械阻碍应力的产生及影响因素。1）热应力现以图2.37所示T字梁铸件为例讨论热应力的产生过程。2）相变应力

一些铸件在凝固后的冷却过程中发生固态相变。如果相变前后相的比容不同，而且相关部位的相变又不是同时发生，就可能产生相变应力。碳钢进行δ→γ转变时体积缩小，共析转变时体积增大，都引起比容变化。仍以T宇梁铸件为例，分析相变应力的产生过程，并且假定相变温度在tK以下，相变产物的比容增大。图2.38是铸件冷却曲线，tⅠ、tⅡ分别为厚薄两部分的温度，根据发生相变的温度不同有两种情况。一种是相变温度为t1，即当薄部发生相变时厚部尚处于塑性状态，在τ1时，tⅠ＞tK；另一种是相变温度为t2，即当薄部发生相变时，厚部也处于弹性状态，在τ2时tⅠ<tK。3）机械阻碍应力

机械阻碍应力是铸件冷却到弹性状态后，由于收缩受到外部的机械阻碍而产生的。造成机械阻碍的原因大致有以下几个方面：铸型和型芯的退让性差，铸件受到箱档和芯骨以及铸件自身的工艺筋或拉杆、飞边、毛刺等突出物的阻挡和浇冒口系统的阻挡等。3变形及冷裂1）铸件的变形

如果铸件冷却过程中形成的铸造应力较大，或者冷却至室温时铸件内有残余应力存在，在应力作用下，铸件就有发生塑性变形的趋势。从而减小或消除应力，趋于稳定状态。2）铸件的冷裂

冷裂是铸件处于弹性状态、铸造应力超过材料的强度极限时产生的裂纹。冷裂总发生在拉应力集中的部位，如铸件厚部或内部以及转角处等，与热裂产生的部位相同。但冷裂的断口表面有金属光泽或呈轻度氧化色，裂纹走向平滑，而且往往是穿过晶粒而非沿晶界发生，这与热裂有显著的不同。4铸件应力、变形及冷裂的消除1）铸造应力的防止与消除

在一般铸件的凝固和冷却过程中，存在着程度不同的铸造应力。由于铸造应力是变形和冷裂的根源，因此减小和消除铸造应力是十分必要的。铸件产生残余应力后，可以采取以下方法消除。

（1）自然时效

（2）热处理时效

（3）振动时效图2.39自然时效露天堆放的轧辊2）变形和冷裂的防止与消除

铸件变形和冷裂的主要原因是铸造应力，因此防止及消除变形和冷裂最根本的方法是设法减小铸造应力。如前所述的防止和消除铸造应力的方法，对于变形和冷裂的防止同样适用。在生产实践中，还可以根据具体情况采用一些专门的工艺措施。（1）反变形措施。（2）设置防变形的“拉筋”。（3）对于容易变形的重要铸件，可采用早打箱并立即入炉缓冷的方法。（4）用浇注系统调整铸件的温度场，有利于应力和变形的防止。思考题1、影响充型能力的因素有哪些？如何提高大型薄壁铸件的充型能力？2、铸件的凝固方式分为几种类型？影响铸件凝固方式的主要因素是什么？3、铸件典型宏观结晶组织由哪几个晶区组成？简述等轴晶组织的获得与细化的控制方法。4、什么是偏析？试以固溶体合金的结晶过程为例说明晶内偏析的形成过程。5、简述铸件中气孔和非金属夹杂物的种类，以及气孔和非金属夹杂物的排除方法。6、简述铸件中缩孔、缩松、热裂的形成过程？7、简述消除铸造残余应力的方法。第3章铸铁3.1铸铁的基础知识 3.2灰铸铁3.3球墨铸铁3.4蠕墨铸铁

3.5可锻铸铁

3.6特殊性能铸铁

3.7铸铁的熔炼

3.1铸铁的基础知识3.1.1铁-碳合金双重相图由于铸铁中的碳（C）可能以石墨（以符号G表示）或渗碳体（Fe3C）两种独立相的形式存在，因而铁碳合金系相图存在着Fe-C（石墨）和Fe-Fe3C两套体系，图3.1所示为铁碳合金双重相图，分别以虚线和实线表示。Fe-C（石墨）相图和Fe-Fe3C相图的主要不同之处在于：（1）稳定平衡的共晶点C’的成分和温度与C点不同（2）稳定平衡的共析点S’的成分和温度与S点不同从这里看出在稳定平衡时的共晶温度和共析温度都比亚稳定平衡的高一些。共晶温度高出6℃，共析温度高出9℃。在共晶温度时和石墨平衡的奥氏体中的含碳量（相当于E’）比和渗碳体平衡的奥氏体中的含碳量（相当于E）亦要低些。3.1.2铁-碳合金中的基本组成1.纯铁铁的密度为7.8g/cm3。工业纯铁中约含有0.1%~0.2%的杂质。纯铁的熔点或凝固点为1536℃，在1392℃和911℃有两个同素异构变化，其变化过程如图3.2所示。其中α-Fe和δ-Fe为体心立方晶格，称为铁素体，也以F表示，γ-Fe为面心立方晶格，称为奥氏体，也以A表示。2.渗碳体渗碳体是具有复杂晶体结构的间隙化合物，碳与铁的原子半径比为0.63，渗碳体的密度为7.67g/cm3。渗碳体晶格结构为复杂的正交晶格，如图3.3所示。三个铀间夹角“α＝β＝γ＝90”，三个晶格常数“a≠b≠c”（a＝45.235nm，b＝50.888nm，c＝67.43lnm）。在每个晶胞中具有12个铁原子、4个碳原子。因此渗碳体中铁原子与碳原子的比例为3：1，所以用Fe3C表示。各层内原子以共价键结合，层间原子则以金属键结合。在c轴方向的生长速度要比a轴和b轴方向低，因此渗碳体一般易长成片状。3.石墨石墨的密度为2.25g/cm3。石墨是碳的一种同素异构体，属六方晶系。石墨的晶体结构如图3.4所示。单元晶格包含两个六方晶面（基面）和六个棱面，基面晶向通称为c向，棱面晶向通称为a向。4铁-碳合金中的组成相(见表3-1)3.1.3合金元素对铁-碳相图的影响铸铁是以铁元素为基的多元合金，除碳以外，其他合金元素对铸铁组织的形成亦会发生很大的影响，其中以硅的影响最大。表3-2定性地列举了铸铁中的一些常见元素在一般含量范围内对铁-碳双重相图上各临界点的影响趋势。图3.5为常用合金元素对铁-碳稳定系平衡共晶温度tEG和亚稳定系平衡共晶温度tEM的影响。3.1.4Fe-C-Si凝固相图实际铸铁件的化学成分杂质多，熔体凝固形核核心状态复杂，冷却速度又快，因此其结晶条件与建立在热力学计算基础上的平衡相图、或者在特定环境下（冷却速度缓慢为0.5~2.5℃/min，使用纯净原料、真空下熔炼）测定的Fe-C平衡相图的条件有很大差别。这促使铸铁在凝固时容易在不平衡条件下从稳定的Fe-C（石墨）系转变到亚稳定的Fe-Fe3C系结晶，故平衡相图不太适用于实际铸铁件的凝固分析。图3.6是Fe-C-Si稳定系与亚稳定系凝固相图。Fe-C-Si铸铁凝固相图上的奥氏体液相线、石墨、碳化物、共晶温度、共晶成分的界限均可依熔化工艺、熔体处理、冷却速度的改变而变化。（a）稳定系（b）亚稳定系图3.6Fe-C-Si凝固相图3.1.5铸铁的种类及其特征铸铁的分类方法较多，可按铸铁的使用性能、断口特征或成分特征进行分类，较为常用和方便的是将铸铁分为七大类，见表3-3(略)。3.1.6铸铁的凝固结晶过程铸铁从液态转变成固态的一次结晶过程，包括初生相析出和共晶凝固两个阶段。具体包括初生石墨、初生渗碳体或初生奥氏体的形成及其形貌，共晶凝固以及共晶后期组织的形成。1初生相的析出1）初生石墨或初生渗碳体的结晶2）初生奥氏体的结晶2共晶凝固过程1）稳定系的共晶转变4）蠕虫状石墨的形成过程2）片状石墨的长大5）亚稳定系共晶转变过程3）球状石墨的形成过程过共晶白口铸铁的先析出相为初生渗碳体，渗碳体的晶格结构如图3.3所示，初生渗碳体的生长特征及形态受晶体结构中原子之间键能的各向异性影响。由于结晶时的温度较高，生长的时间较长，又是在铁液中自由地长大，因而常常长成粗大片状，如图3.8（a）过共晶铸铁凝固组织所示。图3.7初生渗碳体板片状树枝晶（a）过共晶铸铁

（b）亚共晶铸铁图3.8灰铸铁的非平衡凝固组织图3.9示意说明了亚共晶灰铸铁的共晶转变过程。一些晶间夹杂物或硬化相则分散分布于共晶团之间，被腐蚀后从而显示出共晶团的轮廓，如图3.10（a）所示，图3.10（b）为深腐蚀后灰铸铁共晶团中片状石墨的立体形貌。图3.9亚共晶灰铸铁的结晶过程示意图（a）共晶团×10（b）深腐蚀后片状石墨的立体形貌×1000图3.10灰铸铁的共晶团在石墨的基面上存在螺旋位错缺陷，为石墨的生长提供大量的生长台阶（图3.11），石墨沿这些台阶生长，看起来是沿着基面的a向生长，其实还包括着向c向生长的作用，即既有增大片状面积的作用，又有增加石墨厚度的倾向。除此之外，在石墨晶体中还存在着旋转晶界缺陷（图3.12），同样提供了晶体生长所需的台阶，这种台阶可促进石墨沿a向生长。图3.11石墨螺旋位错台阶示意图图3.12石墨以旋转晶界台阶生长的示意图3.1.7铸铁的固态相变铸铁凝固后，随着温度的进一步降低，将发生固态相变过程。在继续冷却过程中，会产生奥氏体中碳的脱溶和共析转变。在铸铁热处理时，会产生过冷奥氏体的中温、低温转变。1.奥氏体中碳的脱溶

普通成分的铸铁，共晶转变后组织为含碳约2.1％的奥氏体加石墨。如继续冷却，奥氏体中的含碳量将沿E’S’线（图3.1）减小，以二次石墨的形式析出。如为白口铸铁，由于共晶转变时按亚稳定系转变，则此时一般亦按亚稳定系析出二次渗碳体。在固态连续冷却的条件下，析出的高碳相往往不需要重新形核，而只是依附在共晶高碳相上。如对于灰铸铁来说，由奥氏体脱溶而析出的二次石墨就堆积在共晶石墨上。2共析转变

共析转变属固态相变，由于原子扩散缓慢，其转变速度要比共晶凝固速度低得多，故共析转变经常有较大的过冷，甚至完全被抑止。当奥氏体冷却至共析温度以下，并达到一定的过冷度后，就开始共析转变。共析转变是决定铸铁基体组织的重要环节。与共晶转变一样，共析转变也往往按成对长大的方式进行，即两个固体相α与Fe3C相互协同地从第三个固体相长大（见图3.19）。普遍观察到珠光体组织是在母相（奥氏体γ相）的界面上形核，并以球团状晶粒向母相内长大（图3.20）。图3.19珠光体长大时碳的扩散图3.20珠光体团由晶界向奥氏体晶内长大示意图3过冷奥氏体的中温及低温转变

如果把铸铁加热到奥氏体区温度，然后以较快的速度进行连续冷却或等温冷却，和钢一样亦可得到不同基体的铸铁。

如把铸铁加热