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华中科技大学材料成型原理考试重点
第一篇第一章液态金属的结构和性质
1.凝固不过只是一种相变过程,即物质从液态转变成固态的过程称为凝固。
2.相变不只是发生在固相、液相、气相三相之间,在固相中间也是会有相变,即同素异构转变。
3.对金属晶体加热以后,晶体受热膨胀,若对晶体进一步加热,则达到激活能数值的原子数量也进一步增加。
原子离开点阵后,即留下自由点阵—空穴。
空穴的产生,造成局部地区的势垒的减少,使得邻近的原子进入空穴位置,这样就是造成空穴的位移。
在熔点附近,空穴数目可以达到原子总数的1%。
这样在实际晶体中,除按一定点阵排列外,尚有离位原子与空穴。
当这些原子的数量达到某一数量值时,首先在晶界处的原子跨越势垒而处于激活状态,以致能脱离晶粒的表面而向邻近的晶粒跳跃,导致原有晶粒失去固定形状与尺寸,晶粒间可出现相对流动,称为晶界粘性流动。
液态金属中的原子排列,在几个原子间距的小范围内与固态原子基本一致,而远离原子后就完全不同于固态,这个就称为“近程有序”、“远程无序”。
固态的原子为远程有序。
4.在熔点温度的固态变为同温度的液态时,金属要吸收大量的热量,称为熔化潜热。
5.固态金属的加热熔化符合热力学规律:
Eq=d(U+pV)=dU+pdV=dH
dS=Eq/T,其大小描述了金属由固态变成液态时原子由规则排列变成非规则排列的紊乱程度。
6.熵值变化是系统结构紊乱性变化的量度。
7.液态金属的结构:
纯金属结构是由原子集团、游离原子和空穴组成;液态金属的结构是不稳定的,而是处于瞬息万变的状态,这种原子集团与空穴的变化现象称为“结构起伏”,同时还存在大量的能量起伏。
实际液态金属极其复杂,其中包括各种化学成分的原子集团、游离原子、空穴、夹杂物及气泡,是一种“浑浊”的液体。
存在温度起伏、结构起伏和成分起伏。
8.液态金属的性质:
⑴粘度:
实质上就是原子间作用力,影响因素①化学成分一般的难熔化合物的物体粘度高,而熔点低的共晶成分合金的粘度低;②温度液态金属的粘度随温度的升高而降低;③非金属夹杂物液态金属中固态的非金属夹杂物使液态金属的粘度增加,主要是因为夹杂物的存在使液态金属成为不均匀的多相体系,液相流动时的内摩擦力增加所致。
意义:
①对液态金属净化的影响;上浮的动力F=V(γ1-γ2),半径在0.1cm以下的球形杂质阻力Fc=6πrνη,由此可知速度,此即斯托克斯公式;②对液态合金流动阻力的影响;当液体以层流方式流动时,阻力系数大,流动阻力大,因此在成型过程中以紊流方式流动最好;③对液态金属中液态合金对流的影响,液态金属在冷却和凝固过程中,由于存在温度差和浓度差而产生浮力,它是液态合金对流的驱动力,当浮力大于或等于粘滞力时则产生对流,粘度越大对流强度越小。
⑵表面张力液体或固体同空气或真空接触的界面叫表面,一小部分的液体单独在大气中出现时,力图保持球形状态,说明总有一个力的作用使其趋向球状,这个力称为表面张力。
液体内部分子或原子处于力的平衡状态,而表面层上的分子或原子受力不均匀,结果产生指向液体内部的合力,此即表面张力产生的根源。
ΔW=σΔA=ΔGb,即为单元面积的自由能,界面能σAB=σA+σB―WAB
影响表面张力的因素①熔点,表面张力的实质是质点间的作用力,故原子间结合力大的物质,其熔点、沸点高,则表面张力往往越大。
②温度大部分金属和合金,如铝、镁,锌等,其表面张力随温度升高而降低,因为温度升高使液体质点间结合力减弱。
③溶质元素溶质元素对表面张力的影响分为两类,使表面张力降低的溶质元素叫做表面活性元素,“活性”之义表面含量大于内部含量,称为正吸附元素;提高表面张力的元素称为非表面活性元素,其表面的含量少于内部含量,称为负吸附元素。
⑶材料加工中毛细现象,主要是由表面张力控制,弯曲液面附加压力ΔP=σ(1/R1+1/R2),润湿时h=2σcosθ/ρgr,不润湿时h=-2σcosθ/ρgr,可见r很小时,将产生很大的附加压力,因此浇注薄小铸件时,必须提高浇注温度和压力。
9.流变铸造是金属或合金在凝固温度区间给以强烈的搅拌,使晶体的生长形态发生变化,由本来是静止状态的树枝晶转变为梅花状或接近球形的晶粒,这样的浆料半固态金属或合金,其流变性发生剧变,已不再是牛顿型流体,而如宾汉体的流变性,将通过机械搅拌或电磁搅拌等方法制备的半固态浆料移送到压铸机等成型设备中,然后压铸或挤压至金属模具中成形为零件。
第二章液态成形中的流动和传热
1.液态成形就是将熔化的金属或合金在重力或其他外力的作用下注入铸型的型腔中,待其冷却凝固后获得与型腔形状相同的铸件的一种成形方法。
2.液态金属的充型能力首先取决于液态金属本身的流动能力,同时又和外界条件密切相关,是各种因素的综合反映。
液态金属本身的流动能力称为“流动性”,是由液态金属的成分、温度、杂质含量等决定的,而与外界因素无关,因此流动性也是可以认为是确定条件下的充型能力。
影响充型能力的因素及促进措施:
其是通过两个途径发生作用的:
影响金属与铸型之间的热交换条件,从而改变金属液的流动时间;影响金属液在铸型中的水力学条件,从而改变金属液的流速
第一类因素—金属性质方面的因素:
①金属的密度;②金属的比热容;③金属的热导率;④金属的结晶潜热L;⑤金属的粘度;⑥金属的表面张力;⑦金属的结晶特点
第二类因素—铸型性质方面的因素:
①铸型的蓄热系数b2;②铸型的密度;③铸型的比热容;④铸型的热导率;⑤铸型的温度;⑥铸型的涂料层;⑦铸型的发气性和透气性
第三类因素—浇注条件方面的因素:
①液态金属的浇注温度;②液态金属的静压头H;③浇注系统中压头损失总和;④外力场(压力、真空、离心、振动等)
第四类因素—铸件结构方面的因素:
①铸件的折算厚度R;②由铸件结构所规定的型腔的复杂程度引起的压头损失
具体的因素的影响:
结晶潜热对于纯金属和共晶成分的合金,一般的浇注条件下,是一个重要因素,凝固过程中释放的潜热越多,则凝固进行的越缓慢,流动性越好,对于结晶温度范围较宽的合金,散失一部分潜热后,晶粒就连成网络而阻塞流动,大部分结晶潜热的作用不能发挥,所以对流动性影响不大;比热容和密度较大的合金,因本身含有较多的热量,在相同的过热度下,保持液态时间长,流动性好,热导率小的合金,热量散失慢,保持流动的时间长,热导率小,在凝固期间凝固并存的两相区小,流动阻力小,故流动性好;铸型的蓄热系数表示铸型从其中的金属中吸取并存储于本身中热量的能力,蓄热系数越大,充型能力下降;浇注温度越高,充型能力越好,在一定范围内,充型能力随浇注温度的提高而直线上升,超过某界限后,由于金属吸气多,氧化严重,充型能力提高的幅度越来越小;充型压头越大,浇注系统结构越简单,充型能力越好;铸件的折算厚度越小,越不容易充满,越复杂,流动阻力大,填充困难
3.液态金属凝固过程中的液体流动主要包括自然对流和强迫对流。
自然对流是由密度差和凝固收缩所引起的流动,由密度差引起的对流称为浮力流,凝固过程中由传热、传质和溶质再分配引起液态合金密度的不均匀,密度小的液相上浮,密度大的液相下沉,称为双扩散对流,凝固及收缩引起的对流主要发生在枝晶之间
强迫对流是由液体受到各种方式的驱动力而产生的流动,如压力头、机械搅动、铸型振动以及外加电磁场等。
4.液体在枝晶间的流动驱动力主要来自三个方面:
凝固时的收缩、由于液态成分变化引起的密度改变以及液体和固体冷却时各自收缩所产生的力。
5.传热的三种基本方式:
传导传热、对流换热和辐射换热,液态金属中的过热热量和凝固潜热,主要是以热传导的方式向铸型外释放;铸件在凝固过程中会释放出大量的潜热,铸件凝固冷却的过程实质上是铸件内部过热热量(显热)和潜热不断向外散失的过程。
其中过热的热量仅占20%,凝固潜热80%。
6.铸件的凝固时间:
液态金属充满铸型的时刻至凝固完毕所需要的时间;单位时间凝固层增长的厚度称为凝固速度。
铸件凝固平方根定律:
设时间t内半无限大平板铸件凝固厚度为ξ,则t=ξξ/KK,式中K为凝固系数,平方根定律比较适合于大平板和结晶间隔小的合金铸件,对于任意形状铸件,其体积为V,表面积S,这时其凝固厚度ξ可用R=V/S,代替即t=RR/KK,R称为折算厚度,此为折算厚度原则。
7.影响铸件凝固的因素:
合金的化学成分;铸件断面上的温度梯度
第三章液态金属的凝固形核生长方式
1.液态金属转变成固态的过程称为液态金属的凝固,或叫做金属的一次结晶。
2.液态金属的凝固过程是一种相变,据热力学分析,它是一个降低系统自由能的自发进行的过程,系统的吉布斯自由能为:
G=H-TS,H式中为焓;T为热力学温度;S为熵,结构高度紊乱的液相具有更高的熵值,液相的G将以更大的速率下降,低温下固相的自由能低于液相,并于某一温度的时候相交,二者的吉布斯自由能的差值为ΔGv=GL-Gs=(HL-Hs)-T(SL-Ss),有HL-Hs=L,SL-Ss=ΔS,L为结晶潜热,ΔS为熔化熵,ΔGv=0时有ΔS=L/Tm,所以就是有ΔGv=LΔT/Tm,式中ΔT=Tm-T,为过冷度,金属凝固时的驱动力是由过冷提供的,过冷度越大,驱动力越大。
凝固过程中要克服热力学障碍和动力学障碍,主要是液态金属中的成分、温度、能量的不均匀而存在成分、相结构、能量三个起伏来克服。
(由相变动力学理论,液态金属中原子在结晶过程中高能态的液态原子变成低能态的固态中的原子,必须跨过能态更高的的高能态ΔGv区,高能态区即为固态晶粒与液态相间的界面界面具有界面能,它使体系的自由能增加。
生核或晶体的长大,是液态中的原子不断地向前推进的过程。
这样只有液态金属中那些具有高能态的原子或者是被“激活”的原子才能越过高能态界面变成固体中的原子,完成凝固过程,ΔGv称为动力学障碍)
热力学障碍是由被迫处于高自由能过渡状态下的界面原子所产生的,它直接影响到系统自由能的大小,界面自由能既是这样的情况。
动力学障碍是由金属原子穿越界面过程所引起的,它与驱动力大小无关,而仅仅取决于界面的结构和性质。
3.亚稳态的液态金属通过起伏作用在某些微观小区域内生成稳定存在的晶态小质点的过程称为形核。
其条件有:
必须处于亚稳态以提供相变驱动力;其次就是要通过起伏作用克服能障。
4.均质形核:
在没有任何外来界面的均匀熔体中的形核过程。
均质形核在熔体各处概率相同,热力能障比较大。
5.异质形核:
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。
6.均质形核:
σcl为固相核心与液体间界面能,对其求导就可以知道临界半径以及临界形核功。
临界形核功等于表面能的1/3。
由液态金属中的能量起伏提供
其形核速率为单位时间、单位体积生成固相核心数目。
I均=foN*(N*为单位体积液相为临界半径的原子团数目,fo
为单位时间转移到一个晶核上的原子数目)
7.异质形核:
⑴实际液态金属或合金中存在大量高熔点既不熔化
又不溶解的夹杂物可作为形核基底。
⑵异质形核影响因素:
①过冷度,过冷度越大,形核速率越快;②界面:
界面由夹杂物的特性、形态和数量来决定,根据夹杂物的晶体结构俩确定,当界面两侧夹杂物和晶核的原子排列方式相似,原子间距相近,或在一定范围内成比例,就可能出现界面共格对应,可用点阵失配度δ来衡量
当δ≤0.05时,称完全共格界面,其界面能σCS较低,衬底
促进非均匀形核的能力很强。
当0.05<δ<0.25时,通过点阵畸变过渡和位错网络调节,可以实现部分共格界面
8.晶体宏观生长方式取决于温度分布即温度梯度,分为正温度梯度→平面方式生长;负温度梯度→树枝晶方式生长
9.固液界面的微观结构:
分为粗糙界面(界面固相一侧的点阵位置只有50%左右被固相原子所占据,这些原子散乱地随机分布在界面上,形成一个坑坑洼洼凸凹不平的界面层);平整结构(固相表面的点阵位置,几乎全部被固相原子所占据,只留下少数,或者是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,从而形成一个总体上平整光滑的界面);所谓的粗糙和平整是对原子尺度而言,在显微尺度下,粗糙界面由于原子散乱分布的统计规律性反而显得比较光滑,而平整界面则由于轮廓分明的小平面构成。
粗糙平面又称非小平面,为非小平面生成;平整界面又称小平面,以小平面生长,界面的平衡结构是界面能最低的结构。
在平整界面上随机添加固相原子使粗糙化,其自由能变化相对量为
x=NA/N界面原子的占据率;L潜热,α≈(ΔSm/R)(n/ν)ΔSm/R取决于两相热力学性质
k波耳兹曼常数;n/v:
表面配位数/内部配位数,与晶体结构及界面处晶面取向有关。
2的金属:
x=0.5时界面最稳定
>2的金属:
0.95 10.晶体的生长机理: ⑴连续生长机制;⑵晶体的二维生长: 在平整界面上形成的一个原子厚度的核心,叫二维核心,由二维核心形成产生台阶,液相原子不断沿台阶堆砌,使晶体侧向生长,堆满后又在新的界面上形成新的二维台阶;⑶晶体从缺陷处生长: ①螺旋位错生长;②旋转孪晶生长;③反射孪晶生长。 (速度: 连续生长>二维生长>螺旋生长) 第四章单相合金与多相合金的凝固 1.按照凝固过程中晶体的形成特点,合金可分为单相合金和多相合金两大类,单相合金是指在凝固过程中只析出一个固相的合金,如固溶体、金属间化合物等。 多相合金是指结晶过程中同时析出两个以上新相的合金。 2.⑴菲克第一定律: 对于一个A、B物质的二元系,溶质A在扩散场中某处的扩散通量JA[又称扩散强度,为单位时间通过单位面积的溶质量]与溶质在该处的浓度梯度成正比,即 ,D为物质A的扩散系数,即单位浓度梯度下的扩散通量, 为溶质A在x方向上的浓度梯度,即单位距离内的溶质浓度变化率。 ⑵菲克第二定律: 对于不稳定的扩散源,在一维扩散的情况下,扩散场中任一点的浓度随时间的变化率与该点的浓度梯度随空间的变化率成正比,其比例系数就是扩散系数,即 3.单相合金的凝固: ⑴除纯金属以外,单相合金凝固过程中一般是在一个固液两相共存的温度区间内完成,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温度降低而变化,故晶体生长与传质过程必然相伴而生。 这样,从形核开始到凝固结束,在整个结晶过程中固液两相内部将不断进行着溶质元素的重新分布过程,称为合金结晶过程中的溶质再分配。 (起因: 同一温度下的固相与液相溶质的溶解度不同) ⑵在一定的压力条件下,凝固体系的温度、成分完全由相应合金系的平衡相图所规定,这种理想状态下的凝固过程称为平衡凝固。 对于大多数的实际材料加工,所涉及的合金凝固过程一般不符合上述平衡凝固的条件,合金凝固过程中的固液两相成分并不符合平衡相图的规定,尽管如此,可以发现在固液界面处合金成分符合平衡相图,这种情况称为界面平衡,相应的凝固过程称为平衡凝固过程,也称为正常凝固。 ⑶溶质平衡分配系数: 其定义为在给定的温度下,平衡固相溶质浓度CS与液相溶质浓度CL之比: k=CS/CL 4.平衡凝固时溶质的再分配 固相与液相中溶质扩散充分进行。 平衡凝固时固相和液相的溶质浓度: CSfS+CLfL=COk=CS/CLfS+fL=1 5.近平衡凝固时的溶质再分配 ⑴、固相无扩散,液相均匀混合 固相内成分不均匀——晶内偏析 (b)凝固开始,(c)T*、fs时,(d)凝固末期 ⑵固相无扩散,液相只有有限扩散而无对流 •凝固进入稳定状态时, •式中x为离开界面的距离,DL为溶质在液相中的扩散系数,R为界面推进速度。 结合边界条件有通解和特解分别为: • •称作“特性距离” ⑶固相无扩散,液相有对流 (a)液相容积足够大;(b)液相容积有限 如果液相容积很大,则扩散层以外液相中的溶质浓度接近合金原始 扩散层δ内溶质扩散场可用下式描述: 将边界条件代入,得到: 如果液相容积有限,则溶质富集层δ以外的液相成分,在凝固过程中将不再维持原始合金成分C0值不变而是逐渐提高。 用表示溶质富集层δ以外的液相平均溶质浓度,则 搅拌对流愈强: δ越小,越小,固相的溶质越少,生长速度愈大: R越大,越接近C0 6.成分过冷 ⑴产生条件: 金属凝固时所需的过冷度,若完全是由热扩散控制,这样的过冷称为热过冷,其过冷度称为热过冷度,纯金属凝固时就是热过冷,热过冷度为凝固温度与实际凝固温度之差。 对于合金,由于液相成分的变化,导致理论凝固温度的变化。 当固相无扩散而液相只有扩散的单相合金凝固时,界面处溶含量最高,离界面越远溶质含量越低。 平衡液相温度则与此相反,界面处温度最低;离界面越远,液相温度越高,最后接近原始成分合金的凝固温度。 溶质富集引起界面前液体凝固温度(熔点、液相线温度)变化。 合金原始成分C0,平衡结晶温度T0,液相线斜率mL 成分过冷的形成——内因+外因(冷却速度,G) GL为外界冷却引起的温度梯度(实际温度直线的斜率) ΔTc=TL(X’)-T(X’),即理论凝固温度与实际温度之差,是由于界面前方溶质再分配引起的,这样的过冷称为“成分过冷”,产生的条件: 第一是固液界面前沿溶质的富集而引起成分再分配;第二是固液界面前方液相实际温度分布或实际温度分布梯度GL必须达到一定的值。 影响成分过冷区宽度和过冷度大小的因素: 工艺因素: GL,R 合金本身的因素: DL,mL,k,C0 7.成分过冷对单相合金凝固过程的影响 ⑴无成分过冷的平面生长,平面生长的条件: ⑵窄成分过冷区的胞状生长 随着成分过冷度的增大,晶体有胞状变为柱状晶、柱状枝晶和自由树枝晶。 ⑶就合金的宏观结晶状态而言,平面生长、胞状生长和柱状树枝晶生长都属于一种晶体自型壁生核,然后由外向内单向延伸的生长方式,称为外生生长。 而等轴晶是在液体内部自由生长的,称为内生生长。 ⑷枝晶间距是指相邻同次枝晶之间的处置距离。 8.共晶合金的凝固根据界面结构分为非小平面-非小平面共晶合金(规则共晶)以及非小平面-小平面共晶合金(非规则共晶) ⑴非小平面-非小平面共晶合金共晶两相α和β均具有非小平面生长的粗糙界面,组成相的形态为规则的棒状或层片状,由于为金属状态物质结晶的基本特点,又称为金属-金属共晶合金。 ⑵共晶合金的共生生长: 根据平衡相图,只有具有共晶成分这一固定组成的合金才能获得全部的共晶组织,但在实际凝固条件下,即使是共晶点附近非共晶成分的合金,当其以较快的速度冷却到平衡相图上两条液相线的延长线以下的区域时,液相内部两相同时达到过饱和,都具备了析出的条件,然而实际上往往是某一相首先析出,然后另一相再在先析出相的表面上析出,从而开始两相交替竞争析出的共晶凝固过程,最后全部为共晶组织,这种由非共晶成分合金发生共晶凝固而获得共晶组织称为伪共晶组织。 ⑶实际共晶生长区取决于共晶生长的热力学和动力学因素综合作用。 大致分为对称型和非对称型: ①当组成共晶的两个组元的熔点相近,两条液相线形状彼此对称,共晶两相性质相近,在共晶成分、温度区域内的析出动力学因素大致相当,就容易形成相互依附的共晶核心,同时两组相元在共晶成分、温度区域内的扩散能力也接近,易于保持两相等速协同生长,这种条件下,共晶共生区就形成了对称型,一般只发生在金属-金属共晶系中。 ②当组成共晶两相的两个组元的熔点相差很大,两相液相线不对称,共晶点成分通常靠近低熔点组元一侧,此时,共晶两相的性质相差往往很大,高熔点相往往易于析出,且其生长速度也较快,两相在共晶成分、温度区域内生长的动力学条件差异就破坏了共晶共生区的对称性,使其偏向高熔点组元一侧,形成非对称型共晶共生区,大多数为金属–非金属。 其多样性取决于液相温度梯度、初生相和共晶的长大速度与温度的关系。 ⑷离异生长和离异共晶: 合金液可以在一定成分条件下通过直接过冷而进入共晶共生区,也可以在一定过冷条件下通过初生相的生长使液相成分发生变化而进入共晶共生区。 合金液一旦进入共晶共生区,两相就能借助于共生生长的方式进行共晶结晶,从而形成共晶组织。 然而也存在着合金液不能进入共晶共生区的情况,这种情况下,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,也就是说,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共晶。 ①当一相大量析出,另一相尚未开始结晶时,将形成晶间偏析型离异共晶组织,原因第一是系统本身造成的,当合金成分偏离共晶点很远,初晶相长的很大,共晶成分的残留液很少,类似于薄膜分布在枝晶之间,当共晶转变时,一相就在初生相的枝晶上继续长出,而另一相则单独留在枝晶间;第二种原因是由另一相的形核困难所引起的,合金偏离共晶成分,初晶相长得较大,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,初生相继续长大而把另一相留在枝晶间。 ②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: 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。 9.规则共晶凝固 ⑴层片状共晶: 其重要的参数是共晶间距,过冷度为 层片间距: 与凝固速率R的平方成反比。 ⑵棒状共晶: 取决于共晶中α相与β相的体积分数和第三组元的影响。 ①体积分数,当一相的体积分数远小于另一相时棒状生长,相近时层片状生长,如果一相的体积分数小于1/π时,棒状;体积分数在1/π~1/2之间时,层片状。 ②第三组元的影响,当第三组元在共晶两相中的分配系数相差较大时,其在某一相的固液界面前沿的富集,将阻碍该相的继续长大,而另一相的固液界面前沿由于第三组元富集较少,其长大速率较快,于是由于搭桥作用,落后的一相将被长大快的一相隔成晒网状组织,继续发展为棒状共晶组织。 第五章铸件凝固组织的形成与控制 1.铸锭界面宏观组织的三种形态: ⑴表面细晶粒区时紧靠铸型壁的激冷组织,也称激冷区,由无规则排列的细小等轴晶组成;⑵柱状晶区由垂直于型腔壁(沿热流方向)且彼此平行排列的柱状晶粒所组成;⑶内部等轴晶区由各向同性的等轴晶组成。 等轴晶的尺寸往往比表面细晶区的晶粒尺寸粗大。 2.铸件宏观组织对铸件性能的影响: 表面细晶区由于比较薄,对铸件的性能影响较小,而柱状晶区和等轴晶区的宽度、晶粒的大小均随合金成分及凝固条件的不同变化较大,才是决定铸件性能的主要因素。 3.促进等轴晶形成的方法: ㈠向熔体中加入强生核剂⑴直接作为外加晶核的生核剂⑵能形成较高熔点稳定化合物的生核剂⑶通过在液相中微区富集使结晶相提前弥散析出形成的生核剂⑷含强成分过冷元素的生核剂 ㈡控制浇注工艺和增大铸件冷却速度⑴采用较低的浇注温度⑵采用合适的浇注工艺⑶改进铸型激冷倾向和铸型结构①铸型激冷能力,采用金属型比砂型更加好获得,除薄壁铸外②液态金属与铸型表面的润湿角,越小越利于形成③铸型表面的粗糙度,粗糙度越高,柱状晶尺寸减小,等轴晶面积率提高;⑷动态下结晶细化等轴晶,通过振动、搅拌的措施。 4.气孔的危害: 减少金属的有效承载面积,而且造成局部应力集中,成为零件的裂纹源,一些形状不规则的气孔,则会增加缺口的敏感性,使金属的强度下降和抗疲劳能力降低。 5.气孔的分类及特征: 金属中的气体按照气体的来源的不同分为析出性气孔、侵入性气孔和反应性气孔;按气孔种类不同分为氢气孔、氮气孔和一氧化碳气孔。 ⑴析出性气孔液态金属在冷却凝固过程中,因气体溶解度下降,析出的气体来不及逸出而产生的气孔。 主要有氢气和氮气;通常在铸件断面上大面积分布,或分布在铸件的某一局部区域,尤其是在冒口附近和热节等温度较高的的区域分布比较密集。 气孔形状有团球状、裂纹多角形、断续裂纹装或混合型,当含气体少时呈裂纹状,多时较大呈团球形; ⑵侵入性气孔砂型或砂芯等在液态金属高温作用下产生的气体,侵入金属内部而形成的气孔,其特征是数量较少、体积较大、孔壁光滑、表面有氧化色,
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