铸造成型原理重点

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，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α值，对应不同的界面微观结构，称为Jackson判据。

当α≤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α>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。因此，这时平整界面是稳定的。α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α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

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：000

m (1)L L C k G R D k -<- 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。

．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