铸造缺陷（精选十篇）
铸造缺陷 篇1
1高炉铸造生铁的缺陷分析
在进行生铁锭生产的过程中,除了发现其具有化学成分比较稳定的优点之外, 同时也发现了其主要的缺陷之所在,包括含渣量大,生铁锭中有大空洞的存在以及生铁锭的外观质量达不到标准等等。生铁的这些缺陷国家虽然对其并没有明文规定,但是这些因素的存在对于生铁的质量是非常不利的。因此,很多生铁的使用机构对生铁的缺陷提出了相关的要求。
第一,生铁的含渣量。在生铁锭含渣量比较大的时候,就会出现俗称的“渣子铁”。这些在生铁锭的表现所浮现出来的渣滓,对于生铁锭的表面质量有着十分严重的影响,会对将来的熔炼带来很多的渣滓,对于所形成的浇筑件也很容易使其产生夹渣的缺陷。“渣子铁”之所以出现就是因为在出铁的时候,渣滓和生铁之间的分离效果不理想,使得生铁溶液中含有的渣滓量过高。这种现象出现的主要原因是因为对高炉中温度的控制不好,使得出铁的时候高炉温度过低,渣滓和生铁之间较难分离。或者是在出铁的时候,出铁的槽斜度太大,造成铁溶液在流动的过程中出现紊乱现象,冲击力过大破坏渣滓和生铁之间的静置分离过程。还有就是在浇筑的后期,简易撇渣器中所剩余的铁溶液难以和渣滓分离等等。
第二,生铁中旋涡铁的形成。所谓旋涡铁,就是生铁表面中有些漩涡形状的痕迹,使得生铁的表面不光滑,这一点和渣子铁十分相似,只是形成原因不同,渣子铁表面粗糙是因为渣滓的存在,而旋涡铁表面粗糙是因为析出性气孔的存在。旋涡铁之所以产生,就是因为在进行浇筑的时候,模具还没有烘干就将铁溶液倒入其中,模具的内壁上还有水分的存在,这些水分在短时间内被高热的热熔也蒸发沸腾形成气泡,从铁溶液中向外扩散,使得铁溶液在模具中不断的翻滚,随着铁溶液的温度逐渐降低冷却凝固,在生铁块的表面就会形成旋涡状的痕迹。而模具之所以还有水分的存在,是因为冷却时候的喷淋水被提前打开或者是水量的过大以及喷浆量太大造成模具难以干燥。
2高炉铸造生铁存在缺陷的改进措施
第一,针对生铁锭中过高的渣滓铁, 有两个主要的改进措施。一是生铁锭的渣滓是高炉炼铁所产生渣滓的主要来源,要想减少生铁锭中所含渣滓的量,就应该要保证高炉内状况的稳定性,让出铁温度保持在合适的范围,保证渣滓和生铁之间的分离。同时,还应该加强主铁沟内的渣滓和生铁的费力效果。可以将下渣沟的排渣口进行加宽处理,让溢流渣坝和主沟中心线之间的距离变大,排渣口的底部形成五到三十度之间的斜披。渣滓流在主沟中经过九十度的改变方向的时候,渣滓中所含的铁粒受到惯性的影响会很快的沉降,这对于渣滓和生铁的分离是十分有效的;二是改善铁溶液流动时候的状态。高炉铸造生铁的过程中,出铁时候的温度不但对渣滓和生铁之间的分离有很大的影响效果, 对铁溶液的流动性也有着很大的影响。一旦出铁的温度没有被很好的控制,铁溶液的流动性就会变得很差,高炉前面的工人就需要不断的对铁溶液进行疏导,造成生铁锭表面质量十分不理想。适当的增加铁溶液的温度,对于铁溶液流动性的改善十分有利,但是要注意的是过热度太高容易让生铁出现缩孔等缺陷。
第二,针对生铁锭中旋涡铁的形成,其解决办法如下 :因为在进行小型高炉炼铁的过程中,生铁锭的冷却都是采用喷淋水的方式进行,因此在浇筑过程中,党第一块模具到了最后一处喷淋水之所在的时候,必须要十分准确的打开喷淋水的开关。但是这个时间点是很难把握的,很多时候工作人员都会提前打开冷却喷淋水,使得还没有被生铁溶液浇筑的模具被喷淋水形成积水,这时候的水分很难干燥,就会使得后来浇筑过程后旋涡铁的形成。因此,必须保证喷淋水时间点的准确性,保证模具是在达到预热温度之后再被喷浆的。还有就是可以采用分段喷淋水的方式,比如在刚开始浇筑的时候只是用前半段的喷淋水对模具进行冷却处理,等到第一块模具到了最后一道喷淋水所在之处的时候再打开后半段的喷淋水装置。喷淋水的量也可以进行调节之后分阶段进行。比如在浇筑的前十分钟左右,铁溶液的流量是十分大的,这时候铸铁机转速非常快,需要喷淋水的量达到最大才能够达到效果,不过当铁口被堵上之后,铁溶液的量逐渐减少,流速下降,这时候如果还是保持最大的喷淋水量就极易导致旋涡铁的出现。因此对喷淋水量的调节应该将堵铁口的时候粗略的作为水量调节的分界线。
3结束语
铸造缺陷 篇2
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铸造工艺中常见铸件缺陷与防治 篇3
【关键词】铸件缺陷；粘砂；砂眼；夹砂结疤；分析
现代生产中，“质量”包含两个方面的内容：一是产品质量，即铸件满足用户要求的程度，也就是适应性。二是工程质量，即是制造铸件的生产过程对产品质量的保证程度。两者有相关性，但又不是一个概念。铸件质量的现代概念应该是有两层思：首先是满足使用要求，即适用性；其次是在保证适用性的基预上价格最低，即经济性。铸件的检验方法应根据铸件的验收条件要求选用。由于铸件作用不同，其质量要求也各不同。随着科技高速发展，对铸件的质量要求越来越高，铸件的检验言法也不同。同时从满足生产和客户的要求出发，铸件质量应包括：外观质量、内在质量、使用质量。而铸件外观质量显得尤为重要。其中以铸造缺陷当用时发现避免，因为铸造缺陷，是导致铸件性能低下，使用寿命短，失效和报废的重要原因。
表面缺陷是铸件表面上产生的各种缺陷的总称。常见的铸件表面的缺陷：粘砂、砂眼、夹砂结疤。表面缺陷给切削加工增加了难度。这些缺陷有些可直接看到，有的在切削加工后才能发现。对于浅表层缺陷通过切削加工可以消除，不会使铸件报废。加工后仍存在于铸件加工表面，并影响使用的，会使铸件报废。
一、粘砂的定义、产生原因、防治方法
1、粘砂的概念：
铸件表面粘附着一层难以清除的砂粒，称为粘砂。粘砂分为机械粘砂和化学粘砂。机械粘砂是铸件的部分或整个表面上，粘附着一层砂粒和金属的机械混合物。清铲粘砂层时能看到金属光泽。化学粘砂是铸件的部分或整个表面粘附一层金属氧化物、砂粒和粘土相互作用而生成的低熔点化合物，硬度较高，只能用砂轮磨去。
2、粘砂产生的原因：
粘砂是金属液与型壁表面之间产生热物理作用或经学反应的综合结果。凡是加剧热物理作用或热化学反应的各种因素，都会造成铸件的部分表面或整个表面产生不同程度的粘砂。铸件表面牌液态时间长，铸件厚壁或大热节处，散热条件差的地方（凹角、细长孔、狭窄沟槽等），金属液的静压力大，浇注温度高，原砂颗粒越粗，则容易粘砂。
3、防治粘砂的措施：
（1）铸件壁厚要均匀，适当加大圆角半径，尽量减小热节圆，采用冷铁。
（2）根据铸件厚度和金属液浇注温度，正确选用原砂粒度，面砂和粘结剂的耐火度适当高些，砂型紧实度要均匀，涂料层耐火度要高，热化学稳定性要好，砂型要干燥。
（3）提高金属液质量，适当降低浇注温度、浇注速度。
二、砂眼的定义、产生原因、防治措施
1、砂眼的定义：
铸件内部或表面带有砂粒的孔洞称为砂眼。铸件表面的砂眼可以看到：内部砂眼只有机械加工后才能发现。
2、砂眼产生的原因：
产生砂眼的主要原因是铸型中存在有砂粒。这些砂粒来自：
（1）铸型结构不合理，造型下芯合型操作过程型壁表面砂粒易碰落;
（2）型砂和涂料的强度不够，造型操作时紧实度不均匀，型腔未修好;
（3）浇注系统不合理，浇注温度和浇注操作不当，金属液冲击型壁而脱落的砂粒;
（4）合型操作不细致，型内脱落的砂粒未清理干净，合型时压坏砂型等。
3、砂眼的防治措施：
（1）修改工艺，如增大铸型尖角部位的圆角半径，增大起模斜度，改进下芯方案等。
（2）提高型芯砂质量、造型操作质量、型芯烘干质量。
（3）改进浇注系统和控制浇注操作，减少金属液对型壁的热辐射和强烈冲击。
（4）提高合型操作质量，认真检查型芯尺寸，吸尽型内散砂，平稳合型，防止碰撞和挤压，坚持验型操作等。
三、夹砂结疤的定义、产生原因、防治措施
1、夹砂结疤的概念：
夹砂结疤是指在铸件表面产生的疤片状金属突起物，其表面粗糙、边缘锐利，有一小部分金属和铸件本体相连，疤片状突起物与铸件之间有砂层。
2、夹砂结疤产生的原因：
铸件产生夹砂结疤与铸件结构、造型方法、型芯砂质量、浇注等因素有关。如：
（1）处于水平位置的铸件大平面受金属液强烈热辐射作用;
（2）砂型（芯）质量不佳造成浇注过程型壁开裂或砂块掉落;
（3）金属液流动性差或浇速慢不能较快覆盖型腔底部平面。
3、夹砂结疤防治措施：
（1）减小上下型水平型壁面积、在水平大平面上附设肋结构、水平大平面倾斜浇注、在大平面上插钉加固。
（2）提高型砂、造型、合型质量。
（3）保证熔炼质量和浇注速度，如：减少金属液杂质含量、提高流动性、控制好浇注温度、增加内浇道面积和数量，提高澆注速度，缩短对型壁热辐射作用时间等。只要是转型与金属液接触的表层不破裂和不垮塌，一般铸件就不会产生夹砂结疤。
铸件外观质量检验一般采用直观就可以检查，对铸件表面缺陷的检验（例如粘砂、夹砂、夹砂结疤等）大多数用肉眼直观目视检查，也可借助于低倍放大镜，就可以发现暴露在铸件表面的宏观缺陷，检查时，应判定铸件对于检查项目是否合格，区分合格品返修品和废品。重点要在铸件内腔质量检验（内腔形状尺寸、表面粗糙度各种表面铸造缺陷、内腔清洁度等）检验。当用时发现内腔表面是否有粘砂、夹砂和夹砂结疤等缺陷时，必须采取措施将这些缺陷清除。
参考文献
[1]中国机械工程学会铸造分会.铸造手册1卷.2版,北京,机械工业出版社,2002.8
[2]杜磊.铸造实用技术问答（M）北京：机械工业出版社,2007.6
[3]韩春鸣.机械制造基础.北京,化学工业出版社,2006.8
[4]张力真.金属工艺学实习教材，北京，高等教育出版社，2001.6
[5]乔世民.机械制造基础,北京,高等教育出版社,2003.4
铸造合金轧辊气孔缺陷的控制 篇4
随着国内轧辊技术水平的不断提高, 为适应高科技、高质量产品的需求, 必须首先解决铸造轧辊气孔缺陷问题, 本文重点探讨铸造合金轧辊气孔缺陷的产生和控制。
通钢公主岭轧辊厂是生产轧辊的专业厂家, 虽经多年的生产工艺技术攻关, 对现场生产质量、工艺技术不断进行控制, 但统计表明, 铸造轧辊气孔缺陷仍占总废品35%, 直接影响轧辊的机械强度、使用性能以及企业的经济效益。
2 铸造轧辊气孔缺陷分析
(1) 气孔是铸造轧辊生产中常见的缺陷, 形状有圆的、长形的以及不规则形, 既有很大的气泡, 也有很小的针孔, 内表面颜色有带金属光泽的白色或氧化皮暗色, 常以单个或蜂窝状分布在铸造轧辊上颈和下颈冒口的根部, 针状气孔常分布在辊身上部。
(2) 气孔按气体来源不同, 大致可分为“侵入气孔”和“析出气孔”两种。
(a) 侵入性气孔是由外部气体侵入到金属液体中形成的, 气体没能及时逸出存留在辊内形成了空洞。
侵入气孔气体的来源与上下辊颈型砂的透气性、型砂的含水量以及烘干后的含水量有关。浇注后由于铁液的热作用, 气体大量蒸发, 通过型砂和冒口排出。
如果型砂中的灰份和粘土超标导致透气性差, 或冒口尺寸不合理, 浇注速度快气体产生压力, 极易产生呛水和从冒口处往外喷呛铁液, 导致冒口铁液先凝固, 剩余气体没能及时逸出, 留在冒口的下部, 造成轧辊上颈部端头部位产生气孔、缩孔。
(b) 析出气孔 (反应性气孔) 是由于金属在熔炼和浇注过程中, 氢、氮、氧气体溶解在其中, 当液体金属冷却、凝固时, 气体在其中的溶解度降低, 析出气体来不及逸出而形成气孔, 或金属液体中发生化学反应产生的气体来不及逸出而形成气孔。
(3) 由于球化处理, 铁液中的残留镁与砂型中的水份进行反应而释放出的氢气:Mg+H2O→MgO+H2↑
(4) 铁液中存留“渣”即硫与残余镁化合, MgS与水蒸气进行反应而释放出硫化氢气体:MgS+H2O→MgO+H2S↑
这样的硫化氢形成的气孔, 孔眼是黑色, 孔眼底部有微量的残渣。
(5) 炉料铁锈和冷型模的铁锈生成的气孔多为针眼状气孔, 颜色发暗集中在辊身上部和上辊颈根部, 一般铁锈氧化物以Fe3O4为主, 与铁水接触时产生下述反应:
金属中的碳被氧化还原, 生成CO的溶解性很弱, 生成CO气泡。
3 措施
(1) 强化工艺工序操作质量, 净化铁液浇注前的质量, 提高浇注速度, 掌握对浇注速度的控制。
(2) 采取了新的工艺, 改变了型砂配比, 并对型砂性能进行检验, 提高了型砂的透气性。
(3) 对冒口的尺寸加以改进并采用了保温冒口, 使冒口最后凝固, 有利于补缩和气体的排出。
经以上对铸造轧辊气孔产生的原因分析, 并采取了相应的措施, 气孔缺陷由原来的35%控制到现在的10%。
4 结论
(1) 合理地采用冒口尺寸是控制铸造合金轧辊气孔和缩孔缺陷的有效途径。
铸造缺陷 篇5
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通过分析砂型铸造铝合金铸件气孔缺陷产生的机理，提出从控制原材料的水分、控制型砂及砂芯的透气性、精心熔炼等几个方面来消除该缺陷。
铝合金以其良好的力学性能(较高的比强度、比刚度)和优良的铸造性能，在工业中被广泛使用，是汽车、造船、航空航天及其他制造业的重要结构材料。生产中对铝合金铸件的品质要求也越来越高，除了保证化学成分、力学性能和尺寸精度外，不允许铸件有缩孔、缩松、气孔和夹渣等铸造缺陷。
实际生产中，铝合金铸件会出现多种缺陷，气孔缺陷是砂型铸造中经常产生的缺陷，是影响铝铸件质量的重要问题。气孔缺陷常出现在大型铝铸件的厚大部位，以及中小型铝铸件的冒口根部和加工端面。气孔的产生除与型砂的水分、透气性有关外，还与合金的熔炼质量及合金的原材料有关，如何消除该缺陷值得铸造工作者重视。本文拟探讨砂型铸造中铝合金铸件气孔产生的原因，提出消除的措施。
1.铝合金铸件中产生气孔的机理
铝合金铸件形成气孔的主要原因是合金中含有过量的H2，氢含量占所含气体总含量的80%～90%，其余是N2、O2 CO等，而H2则来源于大气及各种金属原材料、熔剂和涂料中的水分受热分解，在高温条件下发生H2O= 2H + + O2= Al2O3，这样就促进了水蒸气的高温分解，氢离子便不断向合金液中扩散。
氢以两种方式存在于铝液中：第一种是分解为原子状态溶解在铝液中，称为溶解型，约占90%；第二种氢则以分子状态气泡形式吸附于夹杂物的表面或缝隙中，称为吸附型。由于氢在铝合金液中的溶解度是随温度上升而增大的(如下图所示)，所以在熔炼过程中合金液将吸入大量的H2。而在结晶凝固的过程中，由于温度降低，合金液表层首先凝固且合金的粘度增大，虽然氢的溶解度降低需从金属液中析出，但是已经很困难了，这样滞留在合金液中便形成了气孔缺陷。熔化、保温时间越长，氢含量越高.氢在合金液中的溶解度除与温度成正比外，还与压力及空气的湿度即氢分压成正比。
合金元素及其含量对溶解度也有一定的影响，硅、铜含量增加则氢的溶解度降低，镁含量增加则氢的溶解度增加。合金成分不同，合金液中氢的临界含量也不同，ZL104 铝合金为亚共晶型铝硅合金时吸氢量最大。
2.防止铝合金铸件气孔缺陷的措施
要防止砂型铸造中铝合金铸件气孔缺陷的产生，就要采取有效措施尽量减少原材料的水分，强化熔炼质量管理，合理选择铸造工艺，提高铸型的排气能力。具体有以下几个方面：
(1)所有原材料及熔炼用工具都要仔细清除表面的锈迹、油污及熔渣等，中间合金和回炉料的质量也要控制好，质量差的回炉料如碎金属屑、浇冒口不宜大量使用。金属原材料、变质剂、精炼剂、浇包和搅拌勺等在使用前都应烘干，而坩埚则应预热至暗红色方可加入熔料。通常在金属表面除了凝聚水外，还有与金属氧化膜作用形成的结晶水，在200～300℃低温烘烤只能去除部分凝聚水和溶解水，只有在500 ℃ 以上才能较容易除去大部分结晶水。
(2)操作中应尽量缩短熔炼时间，减少合金的吸气量。熔炼温度不宜过高，温度越高，吸气量越大，一般不超过800℃，熔炼过程要有测温装置控制。另外，还要控制变质时间，变质时间越长，变质温度越高，氧化与吸气越严重。由于铝合金液面的氧化膜有保护作用，可以防止金属液直接与大气中的水分反应。在熔炼、浇注过程中要尽量避免破坏液面的氧化膜，精炼、变质时搅拌勺在液面下平稳搅动，特别是精炼操作要细心，精炼工序是防止气孔重要的一环。金属液浇注时应平稳，速度均匀，浇包和铸型之间保持最小的垂直距离。
(3)控制砂型的透气性。砂型的透气性过高容易使金属液渗入砂粒间而形成机械粘砂，或铸件表面粗糙度大、尺寸超差等缺陷；透气性过低则形成气孔缺陷的倾向大。一般砂型面砂的透气性宜较小，表面硬度较低；而背砂的透气性应偏高些，同时硬度也应高些，以便搬运，有利于保证铸型的整体透气性。在不塌箱的前提下，型砂透气性一般为80～100。另外，还要严格控制砂型中的水分含量，一般控制在4%～5%。砂型水分含量过高，气孔缺陷加剧。型腔修补时，刷水不能太多。浇注场地不宜撒水，保持空气干燥是一个不能忽视的问题。
(4)在砂型的上型及下型应扎通气孔，以增大在浇注过程中气体的排放。气孔的顶端与型壁应有一定的距离，一般为4～6mm，距离太大不利于排气。大型铸件的下型排气更为重要，除扎出气孔外，还可将铸型用砂垫高。同样，型砂也要保持干净，回用砂及原砂中的杂质要及时清理。
(5)增强砂芯的排气能力。大型复杂铝合金铸件免不了要放砂芯，由于砂芯中的粘结剂在高温浇注时会产生一定量的气体，要设法排放。通常的方法是在砂芯中设置排气道、埋放蜡线、扎气孔等，体积较大的砂芯可填放炉渣或焦炭块，这些措施都非常有效。另外，在砂芯的芯头处应配有气孔排气，如果砂芯的芯头与砂型的间隙较大，可用石棉绳阻拦金属液，防止金属液堵住排气孔。大型复杂铝铸件在浇注时还应在排气系统出口处点火“引气”，以减少排出的压力，有助于气体的排放。砂芯中粘结剂及添加剂的用量应合理。粘结剂的发气量一般很大，在保证砂芯使用性能的前提下应尽量减少加入量。对于桐油砂芯，桐油加入量一般为2% ～3%。为提高砂芯的湿强度和表面硬度，加入糊精的量一般为1%～2%，糊精的发气量很大，因此加入量要严格控制。此外，砂芯在使用前应长时间烘烤，待冷却后方可放入铸型。
(6)增强冷铁排气。为形成顺序凝固，有些铸件会放置冷铁以提高冷凝速度，而冷铁的排气性较差。为改善冷铁的排气性，可在冷铁上开通气槽并涂上耐火涂料。3.结语
金工实训铸造工艺常见缺陷及分析 篇6
由于铸造生产有许多优点, 所以在工业生产中得到了广泛的应用, 但铸件中铸造缺陷一直以来是影响铸件质量, 降低铸件成品率的主要因素。漫长的铸造历史让人们总结出很多铸件缺陷的原因, 这些经验是不能通过数学公式计算出来的, 而是必须要通过不断实践, 从而摸索总结出来的, 这就是金工铸造实训的意义所在。
1 密度性缺陷
一般来说, 如果组织结构中存在任何不连续的非金属物质, 无论是硬的, 软的, 脆的, 气体的还是汽相, 都将在某种程度上损害材料的力学性能。单位体积中的缺陷的数量, 即缺陷密度也很重要, 有时其影响甚至会超过缺陷的密实性。因此在考察性能时, 要同时考察缺陷尺寸和缺陷密度这两个因素。
1.1 夹杂物类型于诊断
铝合金中变准的夹杂物是相互孤立的氧化铝碎片, 这些碎片又厚又大, 不是新形成的氧化物, 均是熔炉中的杂质, 夹杂物必须经历卷入过程才能进入合金, 同时它们表面将重新氧化。这种氧化铝夹杂物非常硬, 在加工过程中, 经常露出表面, 在加工表面形成较长的撕裂区, 同时也会损坏刀具。
1.2 气孔类型和诊断
铸件中有几类常见气孔, 必须准确区分以便选取合适的处理方式, 以下是几类主要的气孔。
(1) 溶液中析出气孔。溶液中气体必须积累且富集之后才能成为析出物。铸件表面会有一层全好的凝固表皮, 气孔通常出现在表面以下1mm或2mm位置, 金属凝固时, 气孔可以紧随着凝固前沿同步生长, 从而形成隧道状的缺陷, 有时称其为蠕虫状气孔。水凝固定式可以观察到相似情况, 这些气孔直径可达1mm左后, 长短不一, 最长达到100mm, 甚至更长。对于砂型铸造, 金属液流经浇道, 充填铸型过程中以及充型后的金属液与铸型的连续反应都会导致额外的气体进入金属液。当金属液中的气体含量超过气孔可以形核, 生长的临界门槛值时便形成气孔。
(2) 卷入气泡。当液态金属以湍流的形式充填铸型时, 必然会卷入空气或铸型内的其他气体。如果时间充足且不受阻碍, 这些气体将上浮并从金属液体中逸出。然而, 当气泡附着氧化物, 或者气泡运动过程中遇到氧化膜, 都将导致气泡被保留在铸件中。这种气泡在易形成膜的铝合金等铸件中极为常见, 因为较小的气泡没有充足的浮力推动铸件的氧化膜和它自身的氧化膜, 使其逸出到大气中。因此较小的气泡被保留在铸件表面下, 深度仅为双层膜厚度, 直径一般在1~5mm之间, 而较大的气泡则有足够的浮力冲开表面而逸出, 这种缺陷在灰铁铸件中要少得多, 因此灰铁铸件的表面是液体上浮的气泡很容易逸出。
在重力浇注的铸件中, 气泡通常集中在芯之的下侧或铸件的最高部位, 后者是径内浇口引入的气泡上浮所致。可见, 气泡的分布非常不均匀且集中在内浇口上, 而铸件的其余部分则一般没有缺陷。这些严重的缺陷在机械加工之后会暴露出来, 这是浇注系统设计不合理的结果。
2 平面缺陷
在实际生产操作中, 铸件的平面缺陷是不可避免的。
2.1 层状疏松
层状疏松是在宽凝固范围合金中形成的一种疏松, 它的形成条件介于集中的宏观缩孔和分散的微观疏松之间。宏观缩孔表现为缩管或较大的中空缩孔, 是一种致密性缺陷, 弥散的微观疏松是单个致密的缺陷。相对较小体积的疏松, 中间条件下形成的缺陷更为严重, 集中成一片或一层而形成大的缺陷。
2.2 撕裂和裂纹
铸件冷却过程的拉应力导致形成撕裂和冷裂纹, 这些缺陷一般存在于横断面和圆角处, 对铸件的使用性能有严重影响。这种缺陷可扩展到整个铸件的横断面, 以致铸件开裂, 故在投入使用前就可判定是否存在这种缺陷。
表面裂纹可在高温下形成和扩展, 但在铸件冷却过程中, 在冷却的最后阶段铸件表面压力的正常演化又会使表面裂纹再次闭合, 这样的裂纹在压力下闭合后很难再用普通的方法去检测。因此, 表面裂纹是很少能检测到且又普遍存在的一种缺陷, 安全性要求极高的部件对此比较关注。要检测这种缺陷需要在实时X射线透视或者着色渗透测试过程中对铸件预加应力使裂纹张开。
值得注意的是, 裂纹缺陷不是由双层膜引起的, 其本身就是双层膜, 这些卷入缺陷很容易扩展到铸件整个横断面。观察到一个缺陷就预示着在周围存在着更多不易观察到的类似缺陷, 所以无法通过焊接等手段来修复。
2.3 双层膜
双层膜是在表面湍流过程中固相表面折叠而形成的, 其组成通常为氧化物、氮化物或碳。这种膜可能很小甚至可以忽略, 但也可能很大, 甚至占据整个横截面。另外, 其位置和取向呈现出随机性, 所以在高应力区域, 造成危害的原因归结为这种缺陷在位置、取向、尺寸或所有这些因素的折叠, 双层膜这种不可预见性一直悬而未决。
如果双层膜足够大, 并已突破表面, 则通过常规的着色渗透方法就可以将其检测出来。然而在易形成膜的合金中, 铸件表面氧化膜的存在经常会阻止与任何一个开阔的表面相连接, 所以着色渗透方法不可靠, 可能仅仅是一个微小的点接触。双层膜缺陷也很难通过X射线图像检测, 除非X射线的入射角正好在缺陷面内或在其附近, 膜中心区域充分张开能构成疏松, 或者封闭的膜足够厚类似于夹杂。
只有通过控制金属液的质量和铸件的浇注可以阻止膜缺陷进入铸型。一旦高质量金属液进入铸型, 就必须采取措施, 阻止型芯释放气体和消除浇道中表面湍流, 只有通过仔细设计和监控整个浇注过程才能真正克服双层膜问题。
3 结语
加强对学生动手能力和创新能力的培养, 使学生获得工程背景下制造技术感性和理性认识, 并具有初步的操作技能, 为以后的专业学习和工作奠定必要的基础。
参考文献
[1][英]约翰·坎贝尔, 李殿中, 李依依等译.铸造原理 (第二版) [M].北京:科学出版社, 2011.
[2][日]日本铸造工学会编, 张俊善, 尹大伟译.铸造缺陷及其对策[M].北京:机械工业出版社, 2008 (08) .
修补回转窑大齿圈铸造缺陷 篇7
1 焊接前对铸造毛培件进行分析
1.1 对材料的理化性能分析。
下面列举了一些材料的特性, 中可以看出, 这其中材料的含碳量很高, 这就造成材料的硬度高, 但是抗拉性能下降, 在焊接修复时会产生以下影响: (1) 由于焊接的影响, 会造成焊接区域由于从高温降到到较低的温度从而产生的裂纹。根据钢的理化特性, 高碳钢由于含碳量高将造成钢的硬度加大, 但是抗拉能力随之降低, 称之为冷裂纹。 (2) 在焊接后冷却的过程由于在焊接后的高温情况下产生的裂纹我们称它为热裂纹, 这种裂纹产生的原因是由于在含碳量高的钢中, 硫和磷等的元素在钢中会产生在晶界的富集, 这种富集会造成焊缝无法达到焊接的目的, 有很大的倾向会产生裂纹。 (3) 容易产生气孔, 由于钢中含有一定的碳, 在焊接的过程中, 由于焊条融化产生的焊接融池和碳等化合后将会产生CO, 这些一氧化碳无法燃烧或者是来不及排出后将会随着钢的冷却遗留在焊缝中, 而随着钢中碳含量的增加, 一氧化碳产生的几率也大大增加, 从而更容易产生气孔。 (4) 容易产生夹砂, 铸件中产生夹砂的部位大多是与砂型上表面相接触的地方, 型腔上表面受金属液辐射热的作用, 容易拱起和翘曲, 当翘起的砂层受金属液流不断冲刷时可能断裂破碎, 留在原处或被带入其它部位。铸件的上表面越大, 形成夹砂的倾向性也越大。
1.2焊条如何选择。
(1) 在焊接过渡层时需要选用A507奥氏体不锈钢焊条。 (2) 补焊焊条如何选择。在选择修复焊接的焊条时, 焊条需要选择与大齿圈强度相等或者是强度比大齿圈稍弱但是韧性很好的焊条, 像焊接大齿圈的缺席缺陷区则选用J507碱性低氢型焊条。
2 焊接工艺
2.1 预热。
预热有利于降低中碳钢热影响区的最高硬度, 防止产生冷裂纹。
2.2 焊条烘干。
在焊接前应将焊条放入烘干箱中, 对焊条进行烘干。J507焊条应在350℃的温度下烘干一个小时, A507焊条应在280℃的温度下烘干一个小时, 等到烘干结束后应在100~150℃恒温箱中保温。
2.3 焊接修复件的清理与检测。
在进行焊接前应该对焊件的缺陷处进行清理与检测, 对焊件的修复部位的裂纹和残渣气孔等先进行切除, 同时将焊接区域进行清理, 清理应使用清洗剂, 在清理完成后等待风干, 待到风干完成后用超声波对焊件的表面进行检测看是否还有裂纹和其他缺陷等。
2.4 对铸造缺陷的焊接。
当铸件表面具有裂纹时, 首先用清洗液进行清洗, 在清洗完后用打磨工具将裂纹边缘打磨成能够与侧面平滑过渡的圆弧, 在焊接的时候需要采取较小的电流进行焊接, 减少母材熔入焊缝的比例, 采取的坡口如图1a所示, 而对于铸造产生疏松、夹渣等缺陷的大齿圈, 采取如图1b所示的坡口进行焊接。坡口开好后需要使用磨光机进行磨光, 这样才能达到焊接的条件。
2.5 焊接参数的选用.
(1) 此处铸造大齿圈的钢材选用的是ZG42Cr Mo, 为防止在焊接过程中由于局部受热不均从而产生裂纹, 在焊接前的准备工作时必须进行预热, 焊接后也必须进行保温, 保持在200~350℃持续2~6h, 这样可以消除焊接加热产生的残余应力。 (2) 焊条选用的是4.0mm的J507碱性低氢焊条, 在先期堆焊打底采用□3.2mm的不锈钢A507焊条, 这两种焊条的焊接参数见表2。
3 焊接
3.1在完成了以上的准备工作后进行焊接, 焊接先采用堆焊打底, 而后采用J507进行焊接。
3.2焊接注意事项。 (1) 焊接需要采用较小的电流, 通常采用焊条的实际许用的下限, 例如3.2mm焊条I=90A, 4.0mm焊条I=120A。 (2) 在焊接每完成一道焊缝则需要用小手锤进行敲打, 从而减少应力。 (3) 在进行焊接时, 焊缝每层的高度一般以不超过3mm为好。
4 焊后检查
使用小手锤敲击和用放大镜观察的方法, 看是否有裂纹或者是其他的缺陷, 一旦发现缺陷需要立即进行处理。
5 焊后热处理及加工
焊接时, 如果焊接面积较大, 将会造成焊件的局部加热, 对于铸造件的性能将会产生影响, 在焊接后需要对铸造件进行回火处理消除应力, 回火温度一般在600~650℃。如果条件不足无法立即进行回火, 可以采用消氢处理。在补焊完成后加工时, 需要对焊接处进行注意, 因为焊接处的硬度较其他的部位高, 在选用吃刀量的时候要特别注意, 防止吃刀量过大造成刀具损坏。以上就是我公司实际对铸造后的回转窑大齿圈铸造缺陷做出的修补, 经过修补完成后的大齿圈使用良好。
结语
本文就大型铸件在铸造完成后会有缺陷以及缺陷的现象进行了说明, 并以回转窑大齿圈为例说明了可以在铸造完成后对铸件进行修补, 结合实例说明了修补需要注意的事项和工序。
摘要：本文就大型铸件在铸造完成后会有缺陷以及缺陷的现象进行了说明, 并以回转窑大齿圈为例说明了可以在铸造完成后对铸件进行修补。
关键词：大齿圈,铸造,修补
参考文献
铸造缺陷 篇8
铸造Al-Cu合金以Cu元素作为主元素添加,具有较为优异的力学性能与耐蚀性能,广泛应用于航空、航天、军工、汽车等领域,充分发挥了材料的高强韧的特性,体现了以铸代锻、以铝代钢的技术特点,取得了较大的经济效益和社会效益[1,2,3]。然而,铸造Al-Cu合金是以粥状凝固方式凝固,非常容易产生偏析、热裂、疏松、缩孔等铸造缺陷,工业生产铸造Al-Cu合金铸件的成品率较低的原因正是这些缺陷无法完全消除。
本文主要介绍了近年来在工业生产铸造Al-Cu合金铸件中所出现的凝固缺陷的研究情况,并提出了减少凝固缺陷的方法及展望。
1 铸造Al-Cu合金的凝固特性
由Al-Cu合金相图(见图1)可见,在铸造Al-Cu合金成分范围内,结晶温度区间较宽,典型牌号ZL205A合金的结晶温度区间达到100℃左右[4]。铸造铝铜合金的凝固方式受到结晶温度区间的影响,宽的结晶温度区间导致铸造铝铜合金以体积凝固方式凝固,晶体在形核与长大过程中易发展为粗大的等轴晶,并很快连成一片,形成骨架。初期时,液固两相一起流动,进行补缩,但当粗大等轴晶粒互相连接后,尚未凝固的液体就被分为互不连通的小熔池,最终会形成缩松。当晶间出现裂纹时不易得到液态金属的补充,体积凝固导致热裂倾向性升高。除此之外,粗大的等轴晶骨架会堵塞金属液的流动通道,进而降低合金的流动性,恶化合金的铸造性能。对于多元素牌号合金而言,不同类型、形态的缺陷往往会同时出现在同一铸件上,为实际消除缺陷的产生带来很大的困难。所以,只有充分了解各类缺陷产生的机理,才能在最大限度内制定最佳的工艺措施。
2 铸造Al-Cu合金凝固缺陷机理分析
2.1 偏析
偏析的产生有多重因素,在铸造中也表现出多重偏析形态。对于铸造Al-Cu合金,在凝固过程中,由于受到不平衡结晶、各合金元素之间的比重差异等因素影响,造成了铸件内部化学成分和微观组织的不均匀性,即形成偏析,偏析对铸件的力学性能与冶金质量影响都比较大。
晶界偏析是铸造Al-Cu合金铸件中常见的一种偏析缺陷,其形貌主要有“树枝状”[5]与“线状”[6]两种,分别如图2与图3(a)所示。除晶界偏析之外,在生产中还存在其他形态的偏析现象,如带状偏析、比重偏析(白点偏析)等[7,8],其形貌如图3(b)、(c)所示。
晶界偏析的产生主要是由于铸造Al-Cu的凝固区间较宽,在凝固过程中先形成枝晶网络骨架,枝晶间孔隙被残余的低熔点共晶液填充,且分布不均。而且在凝固末期,合金液处于热脆区,此时合金的断裂应变较低。由于晶间存在液膜、铸件内外层冷却条件不同并存在壁厚差异以及在热节处具有较大的铸造应力等因素的影响,刚结晶的晶粒会发生分离,产生裂纹,此时残余的低熔点共晶液就会充填至裂纹处,由于溶质再分配与熔体的非平衡凝固,共晶相的化学成分与基体合金成分产生了较大差异,在凝固后,铸件中这一部位就会产生偏析。
如图3(a)所示的偏析形态,铸件内部形成了一条“线性”裂纹,低熔点共晶相补缩至裂纹处,就形成了线性偏析[6]。目前,我国对这种晶界偏析还没有明确的验收标准,生产中也还没有很好的防止措施[10]。
带状偏析在宏观形貌上呈现为一种鱼尾纹状的偏析带,由许多白色线条汇聚而成,对力学性能影响比较大。比重偏析常出现在多元素铸造Al-Cu合金中,探伤照片中呈白色点状分布,后续热处理很难将这种比重偏析消除。比重偏析的产生主要是由于熔体内部各微观粒子的比重存在差异,密度大者下沉,轻者上浮;其形成还与熔体的粘滞性有关,当熔体粘滞性较大时,微观粒子的上浮或下沉会受到更大的阻力作用,减少这种缺陷的产生。在ZL205A合金中,粗大的Al3Ti相是造成比重偏析的主要因素,且比重偏析与熔炼工艺有关,与铸造工艺无关[8]。
2.2 热裂
热裂的形成机理可以从多种角度解释,从不同角度可以得出不同的热裂判据,为通过数值模拟预测热裂形成提供了理论前提[[12][13]。由于铸造Al-Cu合金热裂的产生主要与凝固后期应力应变导致的准固相的变形和补缩受阻有关[15],长久以来,许多学者从力学、补缩或两者综合作用方面提出了热裂的形成判据。Novikov等[16]最早利用“凝固范围塑性储备”特征参量pr来描述合金的热裂敏感性,它是在凝固后期热脆区中材料的断裂伸长率与线性热收缩的平均值,表示为:
式中:ΔTbr为脆性区间,εfr为断裂伸长率,εsh为线性热收缩。通过比较式(1)中的pr值可以判断铸造Al合金的热裂敏感性,其值越小,热裂敏感性越大。Magnin等[17]认为热裂是在固相线周围产生的,是由于合金的周向塑性应变超过了其断裂应变,所以他们用两者的比值来描述合金的热裂敏感性,如式(2)所示:
式中:HCS为热裂敏感性,εθθ为合金在固相线周围的周向应变,可以通过计算得出,εfr为合金在固相线周围的断裂应变,可以通过实验测量。当HCS大于1时,合金就会产生热裂。Prokhorov等[18]认为铝合金在凝固过程中产生的应力应变可以通过塑性变形、结构重排、高温蠕变和液相填充等过程松弛,但需要一定时间,因此提出了应变速率是热裂产生的重要因素,并提出了式(3)所示的热裂判据:
式中:Δεres为应变的残留值,Δεfr(min)为合金在脆性温度区间内断裂的最小应变值,Δεfee为合金自由收缩时的应变值,Δεapp为与形状有关的名义应变。当Δεres≤1时,合金才会产生热裂纹。
合金的热裂与凝固后期合金补缩有很大关系,Feurer[19]提出了SPV与SRG两个参数,SPV表示合金透过枝晶网络的最大体积流动速率,SRG为合金的体积凝固收缩速率,当SPV≤SRG时,将会产生热裂。在U.Feurer的基础上,Clyne等[20]提出了一种新的判据,如式(4)所示:
式中:t0.99、t0.90、t0.40分别是凝固时固相分数为0.99、0.90、0.40时所用的时间。他们将整个凝固过程分为3个阶段:固相分数在0.40~0.90为松弛阶段,在此阶段,裂纹得以补缩,应力将会松弛;固相分数在0.90~0.99间为易裂阶段,在此阶段,合金补缩受阻,应力应变得以累积;固相分数超过0.99时,不产生热裂纹,原因是晶粒之间的连接强度大于热应力的累积。Katgerman[21]认为Clyne判据中将固相分数为0.90的时间点作为两阶段的分界线并不能真实地反映凝固过程,他在考虑了实际中的铸造速度、合金成分、铸锭的尺寸等对热裂的影响后,提出了一种新的模型,见式(5):
式中:tcr为固相分数达到临界值所用的时间,此时的固相分数是从Feurer研究模型中SPV=SRG时所计算出的。
在应力应变与补缩两方面综合作用下,一些学者也做了很重要的工作,Rappaz等[22]认为裂纹是由合金中孔隙形成的,并据此提出了一种RDG模型。这种模型认为,在准固态区间的压降是由形变与补缩受阻共同导致的,其形变量由应变速率决定。在凝固时,固相分数的增加会导致合金液渗透率的下降,熔体流动受阻而在枝晶间产生压降,当压力降到某一临界值时就会产生热裂。同样,当应变速率超过某一临界值时也会产生热裂,根据这一条件可以定义热裂敏感性为:
式中:εmax为准固态区所能承受的最大应变速率。Suyitno等[23]发现RDG模型有所不足,在此条件下形成的孔隙并不一定要发展成为热裂纹,并从裂纹扩展的角度来解释热裂的形成机理。用形成孔隙的尺寸与裂纹扩展的临界尺寸的比值来表示合金的热裂敏感性,如式(7)所示:
式(7)中两参数的计算是用一个粘塑性本构方程并通过数值计算获得凝固时产生的应力应变,再根据断裂理论,算出裂纹失稳的临界尺寸;然后根据补缩过程中的一些理论计算来确定合金中孔隙的尺寸。
热裂与偏析两种缺陷之间存在着密切的联系。在凝固过程中固相收缩和液体未及时补缩是热裂形成的两个重要因素。若低熔点的合金液能够源源不断地补缩到晶间分离处,初始裂纹消失,在此处就形成了偏析缺陷。Majed[24]等研究了不同Cu含量的3003铝合金的热裂敏感性,发现Al2Cu共晶相呈线条状,并位于热裂纹附近且线条与裂纹相互平行,裂纹撕裂表面和中心处均存在Al2Cu相,还有部分热裂纹被Al2Cu相完全充填。因此在铸造Al-Cu合金中,共晶偏析的形成与热裂有很大的相关性,是一种热裂型共晶偏析,防止措施应从控制热裂的产生着手。
热裂与缩松也有联系。Hamdi等[15]根据两相区模型提出了一个更适合实际铸造过程的应变判据。他认为补缩不足与热收缩变形导致的缩松都是热裂的潜在诱因,当补缩充足、缩松没有达到临界尺寸、缩松间的连接强度足以支持应力应变的累积时,合金并不会产生热裂。因此,可以用在准固相区内的应变累积-有效撕裂应变来表征在准固相区热裂发生的概率,这一参数由准固相区的组织、气孔数量、液相分布等因素所决定。
2.3 显微疏松
显微疏松是一种不致密组织,由显微缩松和显微气孔组成,凝固收缩是显微疏松形成的主要原因,其形貌如图4所示[25]。铸造Al-Cu合金在凝固过程中的不同阶段存在不同的补缩机制,包括液态补缩、质量补缩、枝晶间补缩与固态补缩,枝晶间补缩是整个补缩过程的限制环节,分散存在于枝晶间的显微缩松就是由于枝晶间补缩不足而形成的[26]。显微气孔是在合金液凝固过程中,由于气体在固相中的溶解度小于在液相中的溶解度,已溶解于合金液中的气体被不断排斥到固液界面前沿而进入液相,使得液相中气体的浓度不断增加,同时,与之相平衡的气体分压也不断增加,当液相中的气体分压大于气泡形成压力时,就会产生显微气孔[27]。合金液在凝固时的收缩与气体的析出会同时发生,两者综合作用,形成显微疏松。它的形成条件可用式(8)来表示[28]:
式中:Pg为气体的析出压力;Ps为显微缩松补缩的阻力;Pa为铸件的外加压力(如大气压);Pst为金属液的静压力;Pr为形成气孔时由于表面张力而引起的附加压力。在重力铸造条件下,Pa和Pst为常数,Pg与合金液中的气体含量有关,而Ps与合金液的动力粘度、枝晶间通道的长度和曲率、晶粒形态等因素有关。
2.4 其他凝固缺陷
缩孔常出现在纯金属、共晶成分合金和结晶温度范围较窄的以层状凝固方式凝固的合金中,多集中在铸件的上部和最后凝固的部位,与疏松的形成机理相类似[30]。气孔与夹渣也是铸造铝铜合金铸件中常见的缺陷。气孔的形成主要是由于氢气的倾入,而且氢几乎不溶解于固态铝,但在液态铝合金中的溶解度较大,并且随着温度的升高而升高[32]。夹渣主要在熔炼过程中形成,高温下,铝液与空气中的氧气会在铝液表面形成一层致密的氧化物薄膜,阻碍铝液进一步氧化,当搅拌铝合金液时,保护层上的一些细小的氧化铝颗粒就会进入铝液中并与铝液混合,某些氧化物颗粒熔点高达2050℃,冷却后在铸件中就会形成夹渣以致产生残品[33]。
3 减少凝固缺陷的方法
偏析、热裂与疏松等缺陷的程度取决于合金的凝固过程,并与合金的凝固特性有很大关系。减小铸造铝铜合金的温度区间、改善合金的凝固方式与保持纯净的熔体是减少偏析、热裂与疏松等缺陷产生的主要方法,也是工程研究的一个重要方向。
3.1 合金成分设计与微合金化
合金成分设计是合金组织与性能控制的基础,是发展新型合金的关键步骤。随着对合金综合性能的要求越来越高,添加更多种类的合金化元素来提高合金的综合性能的研究也越来越深入,合金成分设计的方法亦变得越发重要,比如考虑原子尺寸、电负性、相对价电子等因素的Hume-Rother规则,基于局部原子团簇的“团簇加连接原子”结构模型的设计方法,还有计算机模拟计算方法等[33]。
不同牌号的铸造铝合金中各元素含量通常在一个范围内变化,根据不同使用条件来确定合金元素的最佳含量是合金成分设计的关键。在要求高强度的场合,可以添加一些高熔点元素来作为异质形核点,提高合金强度;偏析、热裂等缺陷的产生是由于铸造Al-Cu凝固区间较宽,在其二元合金中,可以通过调节Cu含量来确定一个较小的凝固区间,也可以加入第三类元素来适当缩小合金的凝固温度区间。有研究表明,添加稀土元素Y可以缩小合金凝固温度区间[34]。
稀土元素作为微量元素加入铸造Al-Cu合金中,不仅有细化晶粒的变质作用,还有净化熔体、减少气体含量及氧化夹杂的效果,从而可显著改善铸造Al-Cu合金的综合性能[35]。稀土元素对合金的凝固特性有十分重要的影响,有研究表明[34],稀土元素Y添加至铸造Al-Cu合金,在晶界处富集,并附在Al3Ti、Al7V等异质形核质点上形核长大,减少了初生α(Al)相的形核核心,增大了α(Al)形核的过冷度,进而使液相线温度有所降低,达到缩短合金结晶温度间隔的目的,并降低了合金热裂敏感性。稀土元素Ce能够抑制合金枝晶化,减少金属在凝固过程中的收缩,并降低合金的热裂倾向与金属液的黏度,提高合金的流动性[36]。流动性对铸造铝铜合金有重要的影响,合金以粥状方式凝固,在枝晶间形成的小熔池或由于应力累积所产生的裂纹都需要合金液的补缩才能得以消除。合金流动性较差,与补缩通道之间的润湿性较差,导致合金液补缩不足,进而形成缺陷。除稀土元素Y、Ce之外,La、Yb、Gd、La与Pr的复合添加、稀土氧化物的复合添加、非稀土元素的添加等都有被研究,对减少铸造缺陷等方面都有显著的效果[3[42]]。
3.2 熔铸工艺
纯净的熔体取决于熔炼过程,显微疏松主要由于氢的倾入,而夹杂作为气孔的形核基底也促进了显微疏松的形成,因此,在合金浇注前应对合金液进行充分的除气、除杂[21]。晶粒细化能够降低合金铸件形成显微疏松的倾向,但通过变质处理使晶粒细化却可能增加铸件的显微疏松倾向,变质剂会使共晶凝固时固液界面的形态由非变质合金的不规则形状变为规则形状,并以平面方式增长,而这有利于形成较大或分散的孔洞,铸造Al-Cu合金较易于产生显微疏松缺陷,应具有严格的工艺措施,如增大冷却速度并保持高的温度梯度会有利于降低铸件中的显微疏松倾向[43]。晶粒的尺寸与形态也会影响合金的热裂敏感性,晶粒越细小,形态越趋于等轴状、球状,晶粒间的结合力就越强,进而改善合金的力学性能,明显提高合金的热裂抗力[44]。
浇注温度与速度也会影响合金的铸造性能,浇注温度的升高能够提高合金液的流动性,但是浇注温度升高会使过冷度增大,合金铸件在凝固过程中会发生较大的收缩变化,不仅增加了偏析、热裂等缺陷的危险,还容易使铸件发生变形[[45],[45]]。
改善合金在浇注后的冷却方式也可减少铸造缺陷的产生,例如在厚壁部位加放冷铁、使用液氮进行强制冷却等。因为增大合金铸件的断面温度梯度可以改善铸造铝铜合金的凝固方式,使之向逐层凝固方式倾斜,在凝固时,晶粒之间的液膜强度就会大大增强,铸造应力的累积不足以造成液膜的破坏,进而减少缺陷。
3.3 热处理工艺
长时间均匀化扩散退火工艺能够改善元素的不均匀分布状况,也能够溶解偏析带中存在的共晶产物,使其尺寸减小;处于合金晶界处的第二相粒子也可能充分溶解,减轻对铸件力学性能的影响。在均匀化扩散退火工艺中,扩散退火温度与时间至关重要,高温、长时间退火有助于偏析的减轻,但如果温度过高,晶粒会长大,甚至会产生过烧,严重影响铸件的组织与性能;时间过长亦会降低生产效率。
冷却速率对偏析也有很大的影响,有研究表明[47],在纤维增强Al-Cu合金中,随着冷却速率的增大,共晶第二相凝固偏析会加剧。热处理后的水冷和空冷的冷却速率不同,偏析程度也不一样,空冷冷却速率较慢,合金凝固时间较长,由于溶质再分配,最后凝固部位就会产生成分不均匀,形成偏析。水冷冷却速率较快,能够克服空冷中出现的一些问题,其中热水比冷水的效果要好。
3.4 数值模拟
偏析、热裂等铸造缺陷的产生极大地降低了最终产品的使用性能。而在解决措施中,数值模拟的方法一直是国内外研究者关注的重点,可以通过建立一种模型来预测缺陷的产生。
从偏析的形成机理中可得知,了解溶质浓度在合金凝固过程中的分布规律及其形成原因是预测偏析形成的关键。偏析模型的建立就是基于局部溶质浓度与凝固中固相分数之间的关系,对于Al-Cu二元合金,核心以枝晶方式生长,因此,固相的扩散与枝晶的粗化是准备预测铸造Al-Cu合金偏析的主要内容。在不考虑枝晶粗化,只考虑固相扩散方面,Brody等[48]提出了较为经典的BF模型,即:
式中:CL为固液界面液相一侧的溶质浓度;C0为初始溶质浓度;fs为固相分数;k为平衡分配系数;β=2α为反向扩散系数;α为傅里叶准数,其定义为:
式中:Ds为固相扩散系数;tf为局部凝固时间;λf为最终二次枝晶臂间距。BF模型考虑了凝固时固相的有限扩散,比较接近实际,但是其在β=1时不符合平衡凝固的物理意义,基于此,Clyne[49]、Ohnaka等[50]相继提出了CK模型与Ohnaka模型等。
Mortensen等[51]提出了一种忽略反向扩散只考虑枝晶粗化的微观偏析模型。Voller等[52]同时考虑了粗化与反向扩散提出了一种半解析数学模型,但无法直接反映枝晶臂粗化的作用。Shin等[53]通过计算二次枝晶臂间距随凝固过程的变化来描述枝晶的粗化,得到了一种较为准确的模型,但是它无法计算合金完全凝固时的偏析情况。许志刚等[54]通过结合BF模型与Mortensen模型,提出了一种适用于枝晶凝固方式的二元合金偏析的半解析模型,即:
式中:fs为共晶相分数;CL为凝固前沿液相一侧的溶质浓度;C0为合金原始溶质浓度;β为反向扩散参数;n为粗化指数;k为平衡溶质分配系数。该模型可较为准确地预测AlCu二元合金的共晶分数。
周刚等[55]以物质守恒方程、液固界面平衡方程为基础,提出了可以反映多元合金系中各组元间相互作用的凝固模型,并用该模型对多元Al-Cu合金进行计算机模拟,模拟结果与实验结果相一致,能够正确反映Mn、Si、Mg等合金元素在Al-Cu合金中的偏析行为。刘永刚等[56]通过对Al-Cu显微偏析参数的模拟指出,固相扩散主要由溶质扩散速率控制,凝固路径对显微偏析也具有重要的影响。
Suyitno等[46]模拟了铝合金铸锭在凝固过程中不同部位的轴向、径向和周向的应力变化,并通过实验验证了数值模拟的正确性,还发现了影响热裂的不是铸造速度而是液穴深度。Y.Xu等[57]模拟了刮水板在铝合金凝固时对热裂的影响,并从避免开裂的角度提出了设计刮水板位置的建议。Boeira等[58]通过对Al-Cu二元合金凝固过程中疏松的形成过程进行数值模拟,得出合金中溶质浓度的降低与高的模具传热系数有利于减少疏松的产生,并通过实验加以验证。
由上述分析可知,工业上运用数值模拟方法分析热裂现象越来越普遍,通过模拟铸造工艺对偏析、热裂的影响,使得铸造Al-Cu合金铸件铸造缺陷的预测与工艺优化更为方便。
4 结束语
高强韧铸造Al-Cu合金以其优越的综合性能被广泛应用于诸多尖端领域,铸造性能差是其最大的短板。本文主要对生产中常见的铸造缺陷进行了介绍,并重点指出了偏析、热裂、疏松等铸造缺陷的形成机理,探讨了不同偏析形态的形成,以及偏析与热裂的关系,根据铸造Al-Cu合金本身的凝固特性,从合金成分设计、熔铸工艺、热处理工艺与数值模拟等角度出发,提出了一些减少缺陷产生的方法。最后,结合生产与实验总结,提出下述研究建议:
(1)微合金化在科学研究中越来越受到重视,多元微合金化与稀土元素复合加入和多种强化手段相结合,既可以保证铸造Al-Cu合金的高强韧特点,又可以改善合金的铸造性能。因此,深入探索微合金化与稀土元素的作用机理,加强作用机理的应用研究有重要意义。
(2)优化合金铸件制备的熔炼工艺,改善铸造方法,实际生产既要保证铸件的成品率,也需注重铸件生产的经济性,不同的铸件对偏析、裂纹、显微疏松等缺陷的要求不一样,即使是同一件铸件,不同部位对缺陷的要求也不一样,因此在生产之前,需要严格制定铸件的生产工艺,尤其是熔铸工艺。
铸造缺陷 篇9
目前甚至是将来,单晶硅和多晶硅都将是制造商业太阳电池的主流材料[1,2],而铸造多晶硅(mc-Si)对原材料杂质的容忍度大、可规模生产、易于操作,具有相对低的成本以及较高的转换效率,市场份额已超过单晶硅太阳电池材料[3,4]。 但铸造多晶硅的晶体缺陷,如高密度的位错、晶界、杂质、沉淀等,与少数载流子复合,显著影响多晶硅太阳电池的转换效率[3,4,5,6]。因此,本文在综述传统铸造多晶硅和新型黑硅太阳电池材料研究发展现状的基础上,着重介绍了控制多晶硅中的杂质、晶界、位错的途径及方法。
1太阳电池铸造多晶硅材料的研究现状及发展
要提高光伏发电的竞争力,促进光伏产业的发展,关键在于进一步降低太阳电池硅材料的成本,同时开发新工艺、 新材料,不断提高太阳电池的转换效率。
1.1降低成本
硅材料太阳电池相对较高的成本严重制约了多晶硅太阳电池的大规模应用,因此,要不断降低多晶硅太阳电池的成本。目前主要有以下几种方法:第一,发展新的多晶硅制备技术和方法。目前改良西门子法是制备多晶硅原材料的主流工艺,其生产技术成熟,但是高能耗、高成本仍然阻碍了硅太阳电池的发展。与此同时,具有环保、低成本、低能耗的冶金法制备多晶硅技术得到迅速发展,但在理论发展和技术应用方面仍有差距,随着研究的深入及技术的发展,冶金法可能将是降低太阳电池硅材料成本的突破口之一[7]。如大连理工大学开展的感应熔炼[8],昆明理工大学开展的真空冶金[9],新余学院开展的外加磁场制备多晶硅[10]等,其目的就在于制备满足太阳电池性能要求且低成本的多晶硅。第二, 降低能耗,减少损耗。如不断减薄硅片的使用厚度,不仅有助于降低成本,而且还有助于提高效率。2003年的硅片厚度为400μm,目前厚度为180~200μm,随着厚度的不断降低, 硅片的力学性能下降严重,容易脆裂等[11]。随着技术的进 步,硅片的厚度还有望降低。此外还有坩埚免喷涂、坩埚免烧结、提高单炉产量、氮化硅粉回收及废弃石英坩埚再利用等,都有助于节约成本。
1.2提高转换效率
随着工业技术的不断进步,商业化单晶硅太阳电池效率可达到20%以上,多晶硅太阳电池效率为18%以上。在维持成本不增加的情况下,提高电池的转换效率是关键,可以从以下两方面入手。(1)采用新型电池结构、新技术发展高效太阳电池。日本松下 公司的HIT太阳电池 可谓是佼 佼者,其电池转换效率由2009年的22.8% 提高到2014年的25.6%,是目前全球最高的晶体硅太阳电池转换效率[12,13]。 HIT太阳电池新颖的结构使其具有晶体硅电池和硅基薄膜电池的优点,对称的结构使其可以双面受光发电、可采用低温制备技术、温度特性好等,但也存在成本过高、设备昂贵、 技术要求严格等问题[14]。中国天合光能有限公司采用钝化发射极背表面电池(PERC)技术制备了高性能mc-Si太阳电池,其转换效率可达20.8%,这也是目前多晶硅太阳电池中较高的转换效率[15]。此外,还有钝化发射极背面定域扩散电池(PERL)[16]、金属贯穿孔电池(MWT)[17]的结构等。尽管采用新技术提 高了电池 效率,但成本的 控制仍然 是核心。 (2)从多晶硅材料出发,研究和控制材料中的杂质和缺陷,将有助于提高太阳电池性能。针对这些问题,浙江大学[18]、中国台湾国立大学[19]、日本名古屋大学[20]等都开展了缺陷与电池性能方面的研究工作,取得了不错的进展。
1.3新型黑硅太阳电池材料
作为潜在替代传统减反射膜的材料,黑硅(Black silicon, b-Si)首先被Jansen等[21]报道。黑硅材料是指在晶硅材料表面通过刻蚀形成一层纳米量级的微结构组织,这种纳米尺度的多孔表面结构导致其具有非常低的反射率,甚至低至零。 用黑硅制备 的太阳电 池具有在 较宽光谱 范围 (250~2500 nm)有优异的陷光性能、对入射光的接受角较常规电池宽、有利于提高实际组件的光电转换效率等优点。用于制备黑硅的材料,一般来源于普通单晶硅和多晶硅。从性能上看,多晶硅电池光损失比单晶更严重,因此研发多晶硅的黑硅技术意义重大[22,23,24,25],而且从目前工业化生产及成本考虑,采用多晶硅制备黑硅将是主流。
美国国家可再生能源实验室Branz团队利用区熔硅单晶,在硅晶片上形成了纳米微观结构[26],如图1所示。他们制备出光电转换效率可达18.2%的黑硅太阳电池,其亮点是无需采用昂贵的PECVD工艺[25]。研究人员表示,下一步他们打算将这一成果转化到工业实践之中,并力图使电池的转换效率超过20%[26]。
中科院微电子 所夏洋等[27]、南京航空 航天大学Yue等[28]、苏州大学韩长安等[25]均采用商用156 mm×156 mm铸造多晶硅硅片,分别利用等离子体浸没离子注入技术、银辅助刻蚀以及氢氧化钠处理技术、金属催化化学刻蚀技术制备了纳米绒面结构的黑硅材料。该结构具有良好的吸光性能,可以大幅度提高电池的转换效率。研究者还发现[25,27], 制备黑硅技术工艺与现有的硅电池生产线工艺完全兼容,纳米绒面工艺很容易整合到常规电池工艺中,所增加的成本较低,为工业化打下了基础,有望在新一轮的光伏产业重组中占据技术优势。
无论是传统的太阳电池硅材料还是新型黑硅太阳电池材料,选用多晶硅材料具有更高的性价比。由于制造铸造多晶硅材料占整个电池成本的60%左右,多晶硅的质量直接影响电池的最终性能。
2太阳电池铸造多晶硅材料的结构缺陷
铸造多晶硅中的杂质、晶界、位错等缺陷,往往是以相互作用的形式对太阳电池性能产生影响,所以单个分析某一缺陷是没有意义的。为此,研究人员不断从晶体生长和硅片的后继处理入手,改善mc-Si的微观结构以提高其性能。本文主要围绕如何控制mc-Si中的杂质和缺陷,以减弱其对太阳电池性能的影响进行阐述。
2.1长晶过程中控制杂质和缺陷
(1)计算机模拟在晶体生长方面的应用
计算机模拟对制备高质量的铸造多晶硅有很强的理论指导,被誉为是省时、节约成本的方法,已经得到国内外学者广泛的验证和应用[29]。通过计算机专业软件,模拟炉内多晶硅传质传热的过程,从而优化工艺或调整设备参数,可以获得质量较好的铸造多晶硅。马文会等[30]通过瞬态数值模型模拟分析了真空定向凝固的温度分布、熔体对流、固液界面及热应力,模拟结果显示改进后的系 统适合生 长高质量 的mc-Si,最后通过实验验证,改进后的系统比传统真空定向凝固系统更优异。
(2)准单晶制备技术、籽晶工艺铸造多晶硅技术
通过籽晶辅助定向凝固法制备的准单晶硅,可同时具备CZ-Si和mc-Si的优点,如低的制造成本、高的产量、低的结构缺陷密度及高的转换效率等,在光伏工业广受关注。浙江大学[31]系统研究了准单晶在太阳电池方面的应用,研究发现相对于mc-Si,准单晶硅材料具有高并且均匀分布的少子寿命,同时有较高的转换效率。尽管比单晶硅转换效率低,但其光致衰减效应较弱。英利公司Zhang等[32]对准单晶中位错缺陷的分布及增殖进行了研究,发现位错密度在中心单晶区比在周边多晶硅区要低,该区域的位错可发展到整个硅晶体,尤其在最后凝固的区域。同时选取了不同的硅片进行性能测试,结果表明,来自中间部位的硅片具有最高的性能,头部的硅片性能则最差。因此,要切除较多的低质量区域。此外,该工艺仍然存在问题,如籽晶重复利用、提高单晶的比例及控制缺陷[33]。
上述方法采用的是单晶作为籽晶,工艺也较为复杂。西安交通大学Qi等[6]采用籽晶工艺铸造多晶硅技术,在坩埚底部铺设一层厚度为20mm的mc-Si作为籽晶,通过改进工业化mc-Si籽晶定向凝固工艺参数,制备了晶粒取向更均匀、 生产速率更快、转换效率更高的多晶硅。
(3)枝状晶生长技术
枝晶生长技 术是状通 过控制初 始的过冷 度来诱导 [110]/[112]枝晶和 Σ3晶界,进而提高多晶硅的质量[34,35]。 然而,由于厚的石英坩埚底部及有瑕疵的氮化硅涂层引起大的热阻,使得传统的定向凝固技术很难控制过冷度,这也限制了该技术大规模的应用[36,37,38]。值得注意的是,日本名古屋大学Supawan等[39,40]采用悬浮浇铸技术及设计双坩埚(如图2所示),成功制备了大尺寸、高质量的铸造多晶硅,从而克服了从底部控制生长枝晶的困难。小平面枝晶在硅熔体表面形核并优先生长,从顶部到 底部方向 长晶。此方法优 点在于,在晶体生长的初始阶段,可以控制相邻枝晶的接触角度来抑制位错的增殖。由于避免了硅锭与坩埚的强烈接触,在凝固过程中,杂质和外部的热应力减少,位错密度也能减少。 通过控制枝晶生长,可以获得晶粒尺寸大、位错密度低、顶部与底部的硅片电池性能基本相近(边缘底部除外)的高质量mc-Si。然而该方法仍然需要精确的控制工艺,涉及到2个坩埚以及剩余熔体的去除,能否进一步工业应用仍需验证。
(4)高效低成本铸造多晶硅技术
上述几种方法成本较高、技术复杂,大规模的工业化生产还有待改进。而高效低成本铸造多晶硅是在原有工业化生产技术的基础上,通过改进工艺参数、炉子构造等,使得成本容易控制,同时可操作性更强。苏州协鑫工业应用研究院与比利时鲁汶大学合作[41],通过改进炉子结构及优化热场, 制备出的太阳电池材料具有低的位错密度,晶粒均匀且取向性好的,同时保持高比例的非电活性晶界(Σ3晶界)。进一步研究表明,其电池效率比传统的mc-Si电池效率高0.62%。 中国台湾国立大学Lan等[19]改进保温区及添加带有形核剂孵化层,通过控制形核和晶粒生长,细小的初始晶粒和高比例的非共格晶界有助于应力松弛,有效减少了位错的增殖。 同时晶粒随着凝 固高度逐 渐长大,{112}晶面与低 能晶粒 {111}晶面占主导,提高了太阳电池平均转换效率且性能均匀。该方法简单且成本低,有望占据优势。
2.2硅片加工过程中控制杂质和缺陷
尽管在长晶阶段可以控制位错、晶粒大小及取向等,但杂质和位错难以完全消除,同时在硅 片的切割 及加工过 程中,会带来二次位错及杂质。为此,消除或减少位错、杂质对提高太阳 电池效率 意义明显。辛超等[42]对mc-Si进行了1340 ℃的高温退火处理,研究发现,硅片内部的位错密度可降低51.7%,但是高温容易造成硅片杂质污染和变形。Choi等[43]研究了适中浓度杂质的mc-Si磷吸杂的机理及工艺,得出结论,820 ℃ 的磷吸杂,杂质含量 减少,位错密度 降低60%,少子寿命提高。其机理认为,吸附层出现定向杂质流, 引起位错运动,导致位错密度减少。该工艺避免了高温热处理带来的不利影响,有望用于太阳电池硅片加工工艺。
Takahashi等[44]研究了吸杂后多晶硅的晶体缺陷与电学性能关系,发现 Σ3晶界对吸杂过程没影响。通过实验以及界面能量的计算,显示在吸杂过程中,低能量的界面能够更好地减弱晶体缺陷的复合活性。同时Takahashi[45]还在低温下采用多次循环热处理和冷却技术对mc-Si进行磷吸杂处理。相对于连续的热处理,该技术吸杂效率较高,尤其在低缺陷密度区域。此方法的优点是低温操作,可提高硅片的电学性能和产量。
Peral等[46]研究了超冶金级硅的磷吸杂处理技术,分析了不同吸杂工艺对少子寿命的影响,发现铁杂质的初始分布及浓度对吸杂的效果影响很大。同时依据理论计算来分析铁的分布及浓度,以此选择有效的吸杂类型。这项研究的意义在于选用低成本冶金级硅,结合吸杂工艺来进一步去除杂质,为冶金级硅开发进行了有益的探索。
最新研究表明[47],多晶硅中的间隙铜离子可能是引起光致衰减的原因之一。原因在于,光照时产生铜沉淀(Cu3Si), 同时大量的微缺陷形成铜的沉淀核心,与铜离子的负作用相关[48]。研究表明通过负电晕驻极或沉积Al2O3原子层来吸杂间隙铜离子,可减少铜离子的浓度,从而避免光致衰减[47]。
尽管在控制mc-Si中的杂质和缺陷方面取得了不错的进展,但成本的控制仍显得格外重要。综合分析,高效低成本铸造多晶硅技术更具性价比,但原材料来源于成本较高的西门子法,而低成本的冶金法制备mc-Si仍需突破。
3结语
光伏产业链包括上游的硅料、硅片环节,中游的电池片、 电池组件环节,下游的应 用系统环 节。各个环节 都紧密相 连,而上游的硅材料则是整个产业的基础。尽管当前制备太阳电池mc-Si技术日益成熟,但杂质和缺陷的控制仍然是重点,尤其是杂质的控制,对于冶金法制备的多晶硅而言,任务还十分艰巨。为此,深入研究控制多晶硅中杂质和缺陷的方法,有助于改进硅材料及电池片的制备技术,从而获得成本更低、转换效率更高的太阳电池材料。
摘要：铸造多晶硅具有高的性价比,已成为主要的光伏材料,其晶体内的结构缺陷显著影响太阳电池的转换效率。综述了传统铸造多晶硅太阳电池材料和新型黑硅太阳电池材料的研究进展,同时阐述了控制多晶硅中的杂质、晶界、位错的途径及方法。
铸造缺陷 篇10
E5015焊条为高碱度的低氢型焊条, 该焊条在直流焊机反极性时方可正常使用。其溶滴过渡均由阳极区向阴极区过渡。因此, 无论何种过渡形式溶滴到阴极区后温度均会降低, 即形成了粗溶滴过渡形式。同时, 碱性焊条药皮中又含有大量的萤石, 在电弧作用之下分解出电离电位较高的氟离子, 使得电弧的稳定性变差, 进而又造成了电焊时溶滴过渡的不稳定因素。因而往往在操作中溶池保护不良形成了气孔缺陷, 且焊接后的焊缝成型较酸性焊条难看。
2 焊前准备
2.1 缺陷修磨标准。
根据缺陷情况, 对补焊缺陷可采取铲挖、磨削、碳弧气刨、气割或机械加工等方法清除。坡口面应修得平整圆滑, 不得存有尖角。补焊区域及坡口周围20mm以内的粘砂、油、水、锈等杂质必须彻底清除。对于裂纹性质的缺陷, 在补焊前, 应按GB/T9444-2007或ASTM E709要求对铸钢件补焊坡口面进行磁粉检测, 以证实缺陷被完全清除。若仍有裂纹存在, 继续剖磨, 直至缺陷完全清除, 坡口底部应呈圆弧状见图1。若铸造缺陷深度小于工件厚度时, 剖磨后坡口形状如图2所示。若铸造缺陷贯穿工件, 剖磨后坡口形状如图3所示。
2.2 焊前预热要求。
焊补前应对待焊修位置周边30-50mm范围进行预热处理, 预热时在坡口每侧预热范围的宽度, 应不小于补焊部位壁厚的三倍, 并且不得小于100mm, 预热时尽量使热量在厚度方向上保持均匀。预热温度为125至200℃, 预热时注意不要用烤枪直接加热坡口部位。预热温度的测定应以距坡口边缘向外侧75至100mm内进行测量。
3 缺陷焊补操作要领
3.1 选择焊接电源, 确保电弧稳定。
由于E5015焊条药皮中含有电离电位较高的氟化物, 造成了电弧气份不稳定因素, 因此选择合适的焊接电源相当必要。硅整流直流焊机是靠硅元件整流后进行滤波处理, 虽然输出电流有波峰和波谷, 但总体上是平滑的, 或称在某一过程中是极少量有摆动的, 它因此可以认为是连续的。因此其受溶滴过渡的影响较小, 在溶滴过渡时引起的电流波动不大。经分析试验结果, 采用E5015焊条施焊时要选择硅整焊机流焊接电源, 这样可以确保电弧稳定避免气孔缺陷的产生。
3.2 选择合适的焊接规范。
E5015焊条除药皮以外在焊芯中也含有大量的合金元素, 以增强焊缝接头强度, 消除产生气孔缺陷的可能性。而由于采用较大的焊接电流, 溶池变深, 冶金反应激烈, 同时造成合金元素烧损严重。因为电流过大, 明显的使焊芯电阻热猛增, 焊条发红, 造成焊条药皮中的有机物过早分解而形成气孔;而电流过小, 熔池的结晶速度过快, 熔池中气体来不及逸出而产生气孔。低氢型焊条比同规格的酸性焊条一般略小10~20%左右的工艺电流。这样可以减少合金元素的烧损, 保证焊接质量。
3.3 合理的引弧和收弧。
E5015焊条焊接接头产生气孔缺陷的几率比其他部位要大, 这是因为接头处往往在焊接时比其他部位的温度略低。因为更换新焊条使原收弧处已经有一段时间的散热, 各接头部位, 必须采用超前引弧的方法, 就是在焊缝前10~20mm处引弧稳定后, 再拉回到接头收弧处, 以便对原收弧处进行局部加热, 待形成溶池以后再压低电弧, 略上下摆动1-2次即正常运条焊接。收弧时应尽量保持短弧, 以保护溶池填满弧坑, 用来回摆动2-3次填满弧坑达到消除收弧处产生气孔的目的。
3.4 短弧操作。
一般E5015焊条都强调采用短弧操作, 短弧操作的目的在于保护溶池, 使高温沸腾状态下的溶池不受外界空气的侵入而产生气孔。通常短弧是指弧长控制于焊条直径2/3的距离。因为过小的距离, 不但溶池看不清、不易操作且会造成短路断弧。过高及过低都达不到保护溶池的目的。
3.5 其他注意事项。
焊接位置采用平焊或平角焊位置, 焊接时焊条末端沿着焊接方向作月牙形的左、右摆动, 特点是金属熔化良好, 有较长的保温时间, 气体容易析出, 熔渣易上浮, 焊缝质量较高。焊接层数根据缺陷实际情况由焊工自己控制, 但每层焊缝厚度不大于3mm。多层焊层间温度控制在250℃以下。焊接过程中应避免“弧伤” (由于引弧不当等原因可, 引起电弧击伤母材或焊缝表面的现象) , 因其使铸钢件局部区域淬硬, 且应力集中, 极易产生微裂纹。焊修完成后用砂轮片和抛光片对焊缝部位进行修磨, 抛光处理。
4 结论
经修补后就不再影响铸件使用性及耐用性的缺陷, 均可经适宜的方法进行修补, 将不合格的产品转变为合格品, 以此降低生产成本是必要的。
参考文献
[1]焊接标准化委员会ISO焊接标准化文集.
[2]国际焊接技师 (IWS) 培训教程.
