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1、材料成型及模具设计教案 材料成型及模具设计教案金属液态成型第一章 金属凝固过程的基本原理第一节 单相合金的凝固单相合金凝固与凝固组织是材料科学工作者最感兴趣的问题之一。在常见的凝固条件下凝固过程是以枝晶生长方式进行的。枝晶凝固可分为定向凝固和自由凝固。典型的凝固方式如下图11：定向枝晶凝固是在单向热流条件下在一定的生长速率范围内实现的。在给定的温度梯度下，随着生长速率的减小枝晶组织可能被抑制而向胞状或平面状转变。定向枝晶的待征尺寸是一次枝晶间距1和二次枝晶间距2(见图12)。它们决定着凝固组织中的微观偏折、亚结构及次生相的分布，从而对材料的性能有决定性的影响。对于胞状凝固则只存在一次间距，而平

2、面界面凝固无枝晶结构。在等轴晶凝固过程中，由于一次、二次乃至更高次枝晶已经很难区分，人们通常用最高次枝晶间距(替代二次枝晶间距)及晶粒尺寸来表征凝固组织。枝晶生长形态及特征尺寸是由凝固过程中的热扩散、溶质扩散、界面能、液相对流以及界面原子动力学决定的。在合金成分给定之后可通过改变凝固过程的控制参数来控制。定向凝固特征尺寸的控制参数是生长速率和温度梯度，而自由枝晶的控制参数则是冷却速率和过冷度。定向凝固组织中一次枝晶间距的经典理论模型是JacksonHunt模型(JH模型)。一次枝晶间距1与凝固速率R和温度梯度GT的关系式为： 1A1GT-1/2R-1/4上式得到实验结果支持，被广泛接受。等轴晶

3、的晶粒尺寸可用切割线法来测定，定义为切割线切过晶界的数目与切割线长度之比。具体方法采用图13所示的直线切割或圆周切割法。第二节 共晶合金的凝固根据凝固条件的不同，共晶组织可分为自由共晶和定向共晶两种。定向共晶是组成共晶的两相沿特定的方向耦合生长形成的一维共晶组织。自由共晶则如固溶体型合金的等轴晶凝固，组成共晶的两相从个结晶核心耦合地向四周生长形成共晶团。根据组成相的晶体学生长方式可将共晶分为规则共晶和非规则共晶。在规则共晶中两个组成相以层片状或棒状生长，形成规则的结构。而非规则共晶生长方式则非常复杂，并因组成相的性质不同而变化，仅在局部可能形成规则结构。当共晶组织中的两个组成相均为非小平面相时

4、才有可能形成规则共晶。如果两相中有一相为小平面相则将形成非规则共晶。1 规则共晶生长共晶生长研究的重要目标之一是确定共晶间距。共晶生长的经典理论模型是Jackson-Hunt模型，建立于1966年,在此后的数十年中出现的许多理论模型实际上都是以JH模型为基础的。以图14a所示的共晶合金为例，在定向凝固过程中，相生长排出的组元B为相的生长创造了条件，而相生长排出的组元A则为相的生长创造了条件。因而在生长界面前形成互扩散场并发生图14a所示的和的耦合生长。根据凝固界面前的溶质再分配条件及界面张力的平衡，JH模型首先确定了图b和c所示的凝固界面前的溶质(组元B)分布和过冷度分布。2棒状共晶在两相均为

5、非小平面相的共晶系中，当某一相的体积分数远小于另一相时则该相以棒状方式生长。规则共晶以棒状还是层状生长是由两个组成相的界面能决定的，符合界面能最小原理。假定共晶组织中两个组成相的界面能是各向同性的，则当某一相的体积分数很小时，该相以棒状生长。在棒状共晶生长过程中棒状相按图15所示的六边形分布。设棒状相为相，则相的晶界为正六边形。可用与该六边形等面积的圆的半径r取代层状共晶中的间距作为共晶组织的特征尺寸。参照层状共晶生长模型的分析方法，通过求解凝固界面前的溶质浓度场方程和过冷度分析获得棒状共晶凝固的理论模型。第三节 偏晶合金和包晶合金的凝固1 偏晶合金的凝固偏晶合金系的凝固特性与棒状共晶非常相似

6、，但由于析出相之一为液相，因而具有以下特性：1)偏晶反应的结束并不意味着凝固过程的结束，析出的液相L2还要发生枝晶、共晶或其他方式的凝固。但偏晶反应对最终的凝固组织有决定性的影响。2)原始液相L1与新形成的液相L2的界面能是完全各向同性的，因而界面曲率是固定的, 界面为球体的一部分。3)L2可以流动，间距的调整没有障碍，界面能对凝固形态起着决定性的影响。根据偏晶合金中固相与液相L1的界面能SL1、固相与液相L2的界面能SL2及液相Ll、L2之间的界面能L2L1的相互关系，将偏晶合金的凝固分为以下三种情况讨论： (1) SL2SL1L1L2 此时, 液相L2不能润湿固相，新析出的液相将不依赖于固

7、相异质形核，而是在凝固界面前的液相中形核，并因两种液相密度的不同而上浮或下沉。对于给定的合金系，存在着一个临界生长速率，当生长速率大于此值时，L2相将被固相戴留；而当生长速率小于此值时则L2相将漂浮或被凝固界面推动前进。在这种情况下不可能形成棒状结构。(2) SL2SL1L1L2 此时，L2可以润湿固相，并在生长过程中被固相拉长，形成棒状凝固组织。(3) SL1SL2L1L2 在此情况下，L2完全润湿固相，固相将被液相L2封闭，不可能出现稳定生长过程。然而在实际凝固过程中这种情况是很难见到的。2 包晶合金的凝固典型的包晶相固如图17所示。选择具有典型包晶凝固特征的c0作为研究对象。该合金在凝围

8、过程中首先析出相并以枝晶方式生长。在枝晶生长过程中，组元B在液相中富集，导致液相成分B沿相图中的液相线变化。当液相成分达到p时则发生包晶反应Lp+=相在表面发生异质形核并很快沿表面生长，将相包裹在中间。第二章 凝固组织控制第一节 铸件凝固组织的形成1 凝固条件与凝固方式铸件的凝固组织是由合金的成分及冷却条件决定的。在合金成分确定之后形核及生长这两个决定凝固组织的关键环节是由传热条件控制的。铸件生产过程的传热包括合金充型过程的传热和充型结束后的凝固及冷却过程的传热两个阶段。虽然在某些情况下充型过程中即发生凝固，但一般可将铸造过程的散热热量Q分解为浇注过程中合金在浇注系统和铸型中的散热Q1以及浇注

9、结束后冷却凝固过程中的散热Q2两个部分即Q=Q1+Q2前者主要与浇注方式、浇注系统的结构及铸型冷却能力有关，并受浇注过程的对流换热控制，后者则由合金的性质及充型结束后合金的热状态决定。可以根据浇注过程散热Ql占全部散热的比值QlQ判断凝固组织的控制环节。该比值越大，表明浇注方式对凝固组织的影响越明显。该比值通常随着铸件尺寸和壁厚的增大而减小，因此在小铸件和薄壁铸件的生产中，浇注过程的散热占的比例很大，有可能在充型过程中发生凝固。因此，浇注系统设计应充分考虑对传热的影响。而对于大型和厚壁铸件，浇注过程的传热则是次要的，浇注系统设计的原则也将发生变化。浇注过程结束后，铸件中的温度分布与凝固方式的关

10、系可归纳为图21所示的几种情况。对于纯金属的凝固，如果浇注结束时金属液仍处于过热状态、凝固界面前存在正的温度梯度GT(见图2la)，凝固以平界面方式进行，热流通过凝固层导人铸型、形成柱状晶组织。如果在浇注结束时金属液己处于过冷状态，则可能在液相中发生内生生核，凝固潜热导人周围过冷的液态金属，发生等轴晶的凝固(见图21b)。合金凝固过程的情况则如图21c一图21e所示。其中等轴晶的凝固条件与纯金属的情况相似，发生在过冷的液态合金中，但出于成分过冷与热过冷的叠加使实际的凝固过冷度增大，内生生核的倾向增大，发生等轴晶凝固的倾向更明显。而在定向凝固过程中，由于成分过冷的存在，仅当界面附近温度梯度足够大

11、时才能形成平面凝固界面。在大多数情况下将发生定向的枝晶凝固(见图21d)。2 铸件的典型凝固组织与形成过程 铸件凝固过程通常总是自表面向中心推进的，具有定向凝固特性。但最终将形成柱状晶还是等轴晶则取决于凝固界面前液相中的形核条件。如果合金液是在很低的过热度下浇注的凝固过程中液相处于过冷状态并且有充分的晶核来源，则柱状晶区无法形成，而获得全部等轴晶组织。相反，在强制热流控制的定向凝固条件下，液相处于过热状态而无法形核，则能维持柱状晶方式的凝固，显然，等轴晶的形成条件是：凝固界面前的液相中有晶核来源；液相存在晶核生长所需要的过冷度。凝固界面前液态金属的过冷条件如图22所示。图22a为凝固前沿液相中

12、温度梯度为负的情况而图22b则为凝固前沿液相中温度梯度为正的情况。前者过冷度由热过冷TT、曲率过冷T和成分过冷Tc三部分组成，并随着距凝固界面距离的增大而增大；后者则仅有后两项，并且过冷仅局限在凝固界面附近。图22b反映了大多数铸件和铸锭凝固过程的情况。由于液相中的对流相导热传热，随着凝固过程的进行，液相温度不断下降，过冷区扩大，过冷度也随之增大。典型铸件凝固过程截面上温度分布如图23所示。通常凝固界面附近的液相优先获得过冷，为晶核的长大创造了条件。随着凝固过程的进行。过冷区扩大，晶核生长的区域也扩大。大多数合金的固相密度大于液相密度因而晶核在长大过程中不断下落。不同取向的凝固界面接受下落自由

13、晶体的条件不同，因而发生柱状晶向等轴品转变的条件也不同。液相中的自由晶体直接落到底部的凝固界面上、阻止了柱状晶的生长，最先发生向等轴晶的转变。而自外侧向中心接受自由晶体的时间差异使得底部柱状晶区的长度自外向内逐渐增大。对于侧面的凝固界面，仅当等轴晶沉积区达到一定高度时，才会阻止该高度处柱状晶的生长，引起该处柱状晶向等轴晶的转变。典型的柱状晶区及等轴晶区的分布如图24所示。通过数值计算与实验，分析了柱状晶向等轴晶转变的条件后指出，当凝固界面前沿的液相中形成的自由晶体的尺寸和数量达到一定值时，将阻止柱状晶的生长，导致柱状晶向等轴晶的转变。液相流动在凝固界面前自由晶体的形成中起决定性的影响。凝固界面

14、前自由晶体的生长速度是由铸型的冷却速率和凝固过程动力学决定的。3 等轴晶的形核形核是发生柱状晶向等轴晶转变的必要条件。最早winegard和chalmers以成分过冷理论为基础，提出了柱状晶前沿液相成分过冷区内非自发形核的理论。随后Chalmers接受了Genders早期的思想，提出激冷区内形成的晶核卷入并增殖的理论。此外，Jackson等提出了枝晶熔断理论，Southin提出“晶雨”理论。大野笃美等则认为凝固壳层形成之前型壁上晶体的游离并增殖是中心等轴晶核的主要来源之。介万奇和周尧和对氯化铵水溶液二维凝固的模拟实验研究表明液相内自由晶体的主要来源是：型壁上形核并按照大野笃美的机理游离；固液两

15、相区内的枝晶被熔断并被液流带入液相区；自由表面凝固形成“晶雨”。来自以上三个方面的晶体形成于凝固过程的不同阶段并且形成条件各不相同。1游离晶的形成液态金属在铸型型壁的激冷作用下出现了两种变化：在型壁上形成晶核；液态金属因冷却收缩而发生流动。生长中的晶核在液流的作用下从型壁上脱落进入液相区。凝固开始时液相中的流线如固25所示。可以看出铸型底部接受游离晶的机会多，重熔的机会少，最先出现游离晶(见闻25b)。游离晶主要出现在凝固初期。随着凝固的进行，一部分晶体将发生重熔，其余部分长大并下落，原有晶核被消耗，需要通过新的途径形核。合金的浇注过热度对游离晶的形成具有决定性的影响。大野笃美的形核实验大多是

16、通过对浇注过程的控制，使浇注过程的液流平息之前液相处于过冷状态，因而得出游离晶是形成中心等轴晶的主要来源的结论。但当浇注后液相仍明显处于过热状态时，游离晶的作用则很有限，往往不足以引起中心等轴晶区的形成。2枝晶熔断 枝晶生长过程中，由于根部溶质的富集产生“缩颈”并熔断、脱落的现象已被许多实验证实。Jackson因此提出被熔断的枝晶形成中心等袖晶区的理论。介万奇等通过实验观察发现，在没有强制对流的条件下大量被熔断枝晶的形成与漂移均与侧向生长的两相区中枝晶间液相的流动密切相关，并且通常与V型偏析同时形成。液相流动将导致枝晶间液相的局部过热，引起重熔，熔断的枝晶被液流带人液相区。3表面凝固和“晶雨”

17、的形成 表面的凝固取决于熔体的凝固温度与环境温度之差。表面凝固必须具备的形核条件与内生生核相似，需要较大的过冷度。当合金温度与环境温度之差较大时，表面获得形核所需要的过冷度而发生形核并生长。液相的流动和表面的扰动会使表面形成的晶核下落形成“晶雨”。人为地进行表面振动利于“晶雨”的形成。4 铸件典型凝固组织形态的控制凝固组织形态的控制主要是晶粒形态和相结构的控制。相结构在很大程度上取决于合金的成分，而晶粒形态及其尺寸则是由凝固过程决定的。单相合金的凝固是最常见的凝固方式，单相合金凝固过程中形成的柱状晶和等轴晶两种典型凝固组织各有不同的力学性能，因此晶粒形态的控制是凝固组织控制的关键，其次是晶粒尺

18、寸。晶粒形态的控制主要是通过形核过程的控制实现的。促进形核的方法包括浇注过程控制方法、化学方法、物理方法、机械方法、传热条件控制方法等。各种形核控制方法的应用应根据合金的凝固温度等条件作合理的选择。许多方法对于小尺寸铸件是有效的。但对于高熔点的大型铸件，浇注过程控制、化学方法及激冷方法的作用则有限，获得细小的等轴品非常困难，可采用电磁搅拌或机械搅拌方法进行晶粒形态控制。 抑制形核可在铸件中获得柱状晶组织。大过热度浇注及抑制对流可起到抑制形核的作用。在普通铸件中，柱状晶组织会导致力学性能及工艺性能的恶化，不是所期望的凝固组织。但在高温下单向受载的铸件中，柱状晶会使其单向力学性能大幅度提高，从而使

19、定向凝固成为其重要的凝固技术，并已取得很大进展。第2节 等轴晶的晶粒细化在常温下使用的铸件中，细小的等轴晶利于铸件力学性能的提高。增加形核速率和抑制晶核生长以细化晶粒是提高铸件性能的重要途径。促进形核，细化晶粒的主要途径还有：1)添加晶粒细化剂，即向液态金属中引人大量形核能力很强的异质晶核、达到细化晶粒的目的。2)添加阻止生长剂以降低晶核的长大速度，使形核数量相对提高，获得细小的等轴晶组织。3)采用机械搅拌、电磁搅拌、铸型振动等力学方法，促使枝晶折断、破碎，使晶粒数量增多，尺寸减小。4)提高冷却速率使液态金属获得大过冷度，增大形核速率。5)去除液相中的异质晶核、抑制低过冷度下的形核，使合全液获

20、得很大过冷度，并在大过冷度下突然大量形核，获得细小等轴晶组织。常见晶粒细化方法及其比较见表21。由表可见，快速冷却可达到最好的细化效果，甚全得到微晶或纳米晶，但对于大尺寸铸件，获得很大的冷却速率是非常困难的。对于普通铸件添加晶粒细化剂是获得细晶组织的理想方法。最后两种方法已属于快速凝固研究的范畴，将在后面讲述。第3节 凝固组织中的偏析及其控制1 枝晶凝固组织中的微观偏析及其控制 枝晶凝固组织中的微观偏析可根据需要和凝固条件，采用不同的指标对其范围和程度进行描述。微观偏析是枝晶凝固的必然产物假定凝固过程中的固相扩散可以忽略，则凝固过程的任何时刻液固界面附近固相一侧的成分被保留在最终的凝固组织中形

21、成图211所示的等浓度面。因此等浓度面可以标记凝固界面的进程。以凝固组织中非平衡相的析出量表征凝固组织中的偏析，可看出影响微观偏析的主要因素是：（1）凝固时间 随着局部凝固时间的增大，非平衡相的析出量减小。即偏析减轻。这主要是由于扩散时间延长，促进了成分的均匀化。除了延长凝固过程的扩散外，还可在凝固结束后进行均匀化退火。但在局部凝固时间增大的同时枝晶间距也增大，使得均匀化退火的时间延长。同时枝晶间距的增大将使力学性能下降。因此，缓慢凝固并不是理想的凝固工艺。合理的方法是快速凝固使枝晶细化，然后进行均匀化退火处理。(2)合金元素的固相扩散系数 合金元素的固相扩散系数越大，凝固过程的扩散就越充分，

22、该元素的偏析也就越轻。(3)合金元素的液相扩散系数 液相扩散系数往往是足够大的，液相中的合金化元素能够在枝晶间充分扩散。微观偏析受液相扩散系数的影响不明显。2 定向凝固组织中的宏观偏析平界面定向凝固过程中偏折的形成是由扩散过程决定的。在无液相流动的条件下，随着凝固速率的加快，凝固界面前液相中溶质富集区内溶质分布向稳态的逼近速度加快。因而，快速凝固有利于缩小偏析区。枝晶凝固组织中的偏析分布不仅与扩散过程有关，也受液相流动过程的控制。由于溶质的再分配，枝晶间液相中的溶质质量分数不同于平均溶质质量分数。其中溶质分配系数k1的组元富集，k1的组元贫化。这些液体的流动将导致溶质质量分数在宏观尺度上的不均

23、匀，形成宏观偏析。定向枝晶凝固是一种常见的凝固方式，凝固收缩通常是造成两相区内液相流动的主要原因（见图212）。对于k1的组元，越靠近固相区，获得的补缩液相溶质质量的分数就越高。同时，由于液相中存在着溶质质量分数梯度的扩散，溶质的再分配是由液相流动和扩散两个过程同时决定的。对于k1的合金，先凝固部分的溶质质量分数小于后凝固部分。宏观溶质质量分数图如213所示。3 铸锭中的宏观偏析图2-14所示为典型铸锭中的宏观偏析，反映了铸件凝固组织中的几乎所有的偏析形式。图中的“十”号表示正偏析，“一”号表示负偏析。其中A型偏析是由两相区非稳定液流造成的，而V型偏析的形成与非稳定液流和应力相关。热顶偏析是由

24、两相区富集溶质的液相发生上浮造成的。第五节 凝固收缩及凝固组织致密度的控制1凝固收缩率致密的凝固组织是优质铸件与铸锭的主要标准之一。导致凝固组织不致密的主要原因是缩松和气孔，二者通常是相互影响的。凝固收缩可能促使气孔的形成。凝固过程体积收缩的分析是研究凝固组织致密度的基础。凝固过程的收缩包括液相和固相冷却过程的冷缩以及液/固转变时的相变收缩。膨胀系数是表征液相及固相冷却过程收缩的基本参量。其线胀系数l和体胀系数v分别定义为L0试样原始长度，T温度，V0试样原始体积对凝固组织致密度影响最大的是凝固过程的相变收缩，常用凝固收缩率表征。单质的凝固通常是在恒定的温度下完成的，凝固收缩率定义为式中VL、

25、VS分别为凝固前的液相和凝固后的固相的体积。由于凝固过程中的体系的质量不变，因此上式可写为：式中Le,Se为凝固温度下液相、固相的密度。2 缩松的形成与控制除极少数金属以外，收缩是凝固过程伴随的必然现象。然而凝固收缩是否会导致缩松的形成则与凝固条件相关。凝固收缩若能得到液相的及时补充则可防止缩松的形成。凝固过程中的补缩通道是否畅通是决定缩松形成的关键因素。 在定向凝固过程中，如果凝固以平面状或胞状方式进行，液相的补缩通道始终是畅通的，凝固收缩得到液相的及时补充而不形成缩松。凝固在整个铸件中始终以糊状方式进行时,任何局部都得不到别处液相的补充，凝固收缩均以缩松的形式存在于凝固组织中。实际凝固过程

26、往往介于二者之间。在凝固过程中铸件截面上的状态如图215所示，液相分数自固相面向液相面逐渐增大，可划分为三个区域。在靠近液相区的部分(称为1区)，固相尚未形成骨架，凝固收缩通过液相的流动和固相的运动得到补缩。在中间区（称为2区)，固相虽已形成骨架而不能运动，但枝晶间液相的流动通道仍是畅通的，凝固收缩可以得到液相补充。在靠近固相的区域(称为3区)，液相被枝晶分割、封闭，其中的残余液相凝固产生的收缩得不到补充而形成孔洞(缩松)。显然，凝固区间越大，枝晶越发达、被封闭的残余液相就越多，形成的缩松就越严重。缩松是铸件凝固组织中的一种重要缺陷，其严重程度的量化指标是其存在的区间大小与空隙的体积分数。决定

27、缩松形成倾向和程度的主要因素是：1、凝固组织形态当凝固以平面状或胞状方式沿热流方向进行时，利于液相的补缩。相反，当凝固以发达的枝晶进行时，补缩较困难。而当凝固以等轴晶方式进行时，补缩更难。2、凝固区的宽度凝固区的宽度越大，补缩通道就越长，补缩的阻力也越大，补缩就越困难。在小的生长速度和大的温度梯度下，可能获得胞状、乃至平面状凝固界面，有利于补缩。同时，在大的温度梯度下，凝固区窄，枝晶间距大，补缩通道短，利于补缩。在工程上可用凝固区的温度梯度作为判断缩松形成的条件。3、凝固方式枝晶凝固过程的补缩条件还与铸件形状相关。下图是平板铸件两侧同时凝固的情况。 自两侧生长的枝晶在铸件中心相遇时阻止了来自顶

28、部液相的补缩。因此对于这种情况，抑制不同高度处的凝固速率以保证补缩通道的畅通是很重要的。4、合金液中的气体通常液态合金中存在着溶解的气休，这些气体在固相内的溶解度远小于其在液相中的溶解度，因而在凝固过程中将发生气体的析出，可能形成孔洞。枝晶间液相的凝固收缩产生的真空，使液态金属补缩，然而，也会促使合金液中气体的析出。气体析出的条件是析出气泡内的各种气体的分压力总和大于气泡外压力总和。可以看出，控制液相中的气体含量可有效地控制缩松的形成。为了提高凝固组织的致密度，除了采用各种精炼方法除气，降低合金液中的气体含量外，可采用压力下凝固的铸造方式抑制气体的析出。第六节 合金液的净化1 合金液净化的主要

29、方法合金中的夹杂是导致铸件性能恶化、品质下降的重要缺陷，同时夹杂有助于气孔的形成，降低铸件的致密度。去除铸件夹杂的主要方法有：炉内处理法：溶剂法；气体精炼法；气体熔剂混合法。炉外处理法：真空处理法；过滤法；气体精炼法；吹 炼 过滤法。以上几种方法大多用于冶炼过程。其中过滤法因其突出的净化效果而受到广泛重视。2 合金液过滤处理的基本方法和原理传统的过滤法包括在铸件浇注系统中放置金属过滤网，玻璃纤维过滤网及钢丝棉。但从过滤效果看，采用耐火材料过滤介质过滤具有明显的优点。1型外过滤最早的型外过滤采用耐火材料碎料堆积床作过滤介质。1959年前后就有关于采用焦炭碎料对铝合金液过滤的报道。1964年，采用

30、耐火材料碎料作过滤介质对铝合金液过滤。过滤介质大多采用刚玉球，对于铝镁合金也有采用氧化镁作过滤介质的。不同的研究者采用的刚玉球的尺小不同。最大的直径在1cm以上，最小的直径为1mm。合金液的流动动力多利用合会液本身的重力压头，当刚玉球直径较小时则需要采用真空抽吸的力法。为防止起主要过滤作用的小颗粒材料卷入合金液，通常在下层填上粒度大的材料。 2型内过滤1978年在铸件浇注系统中放置泡沫陶瓷过滤片，这种方法很快得到重视，并在生产上迅速推广。该方法使用方便效果显著，不仅可去除一次夹杂，还有稳定液流，防止浇注过程冲击液流产生的负面效应。目前，型内过滤已被用于铝铸件、铜铸件、钢铸件、铁铸件、球墨铸铁件

31、及镍基高温合金铸件的生产过程。对于不同合全，在选择过滤片时应考虑合金液与过滤片的化学作用及过滤片的耐高温性能。适合于不同合金的过滤片均有工业化的商品可供选择，对于非铁合金，常用泡沫陶瓷过滤片，它是采用特殊的发泡工艺制成的，其组织为海绵状（泡沫陶瓷）。同时也已研制出运用于镍基高温合金的泡沫陶瓷过滤片。铸铁及铸钢，通常采用高温强度更高的成形方孔陶瓷过滤片。 采用过滤方法主要通过机械拦截和吸附去除合金液中的夹杂。控制过滤介质的几何参数是提高过滤效果的重要环节。从去除夹杂的效率考虑，采用细孔陶瓷更好。但细孔过滤片的流动阻力大，会对充填过程造成不利的影响。因此应进行合理的设计。过滤不仅可去除夹杂，还可明显减轻合金中的气孔。这是由于气孔通常依附于夹杂形核。去除了合金液中的夹杂可拟制气体的形核。3 泡沫陶瓷过滤片型内过滤的工艺设计 泡沫陶瓷过滤片是当今最先进的型内过滤技术。过滤片通常安装在浇注系统中，对浇注系统的设计带来新的问题。过滤片的安装位置可选择图217所示的几种情况。在直浇道底部放置过滤片可以稳定浇注系统的液流，防止液流在浇注系统中卷入气体，但不能滤除横浇道中形成的夹杂。在横浇道或内浇道附近放过滤片，可滤除浇注系统中形成的夹杂，并能稳定进入铸型的液流。因过滤片的