鑄鐵及其熔煉-第一章

鑄鐵及其熔煉

第一章鑄鐵的結(jié)晶及組織的形成

王悔改主講第一節(jié)鐵-碳及鐵-碳-硅相圖一.鐵-碳相圖的二重性

Fe-C合金中的碳有滲碳體Fe3C和石墨兩種存在形式。在通常情況下，碳以Fe3C的形式存在，即Fe-C合金按Fe-Fe3C系轉(zhuǎn)變。但Fe3C是一亞穩(wěn)相，在一定條件下分解為鐵和石墨，所以石墨是碳存在的更穩(wěn)定狀態(tài)。這樣Fe-C相圖就有Fe-Fe3C和Fe-G兩種形式。

二.鐵-碳雙重相圖及其分析圖1-1Fe-C雙重相圖1.

鐵-碳相圖各臨界點的意義、溫度及成分點意義溫度(℃)碳量(wt%)點意義溫度(℃)碳量(wt%)A純鐵的熔點15360.00H碳在δ-Fe中的最大溶解度14930.086B包晶轉(zhuǎn)變時液態(tài)合金的成分14930.53J包晶點14930.16C共晶點11474.30K滲碳體的成分7276.689C′11534.26K′7366.689D滲碳體的熔點12526.689Nγ-Fe?δ-Fe轉(zhuǎn)變溫度13920.00D′4000100P碳在α-Fe中的最大溶解度7270.034E碳在γ-Fe中的最大溶解度11472.14P′7360.032E′11532.10Q0℃時碳在α-Fe中的溶解度00.00F滲碳體的成分11476.689S共析點7270.76F′11536.689S′7360.69Gα-Fe?γ-Fe轉(zhuǎn)變溫度9110.002.鐵-碳相圖上的三個基本反應(yīng)

①在HJB線溫度發(fā)生包晶反應(yīng)：LB+δH

→γJ

②在ECF線溫度發(fā)生共晶反應(yīng)：LC

→γE+Fe3C③在PSK線溫度發(fā)生共析反應(yīng):γS

→αP+Fe3C3.鐵-碳相圖上的幾條線的含義

①GS線（A3線）：奧氏體中開始析出鐵素體或鐵素體全部溶入奧氏體的轉(zhuǎn)變線。

②ES線（Acm線）：碳在奧氏體中的溶解度曲線。③PQ線：碳在鐵素體中的溶解度曲線。4.Fe-G和Fe-Fe3C相圖的比較

②共析點的成分及溫度不同

γS′(0.69%C)→αP′+G

γS

(0.76%C)→αP+Fe3C

總體來講：穩(wěn)定平衡的鐵-碳相圖中的共晶和共析轉(zhuǎn)變溫度比介穩(wěn)定平衡的高一些；在共晶溫度時，和石墨平衡的奧氏體中含碳量比和滲碳體平衡的奧氏體中的含碳量要低一些。

實際問題：成分相同的鐵液，澆注不同壁厚的鑄件或用冷速不同的鑄型，會得到灰口或白口斷面的鑄件。用鐵-碳相圖的二重性進行解釋。

①共晶點的成分及溫度不同LC′(4.26%C)→γE′(2.10%C)+GLC

(4.30%C)→γE

(2.14%C)+Fe3C5.Fe-C相圖的應(yīng)用

①鑄造工藝方面：根據(jù)相圖確定合金的澆注溫度，一般在液相線以上50-100℃。共晶成分附近合金的流動性好，分散縮孔少，可獲得致密鑄件。

②熱鍛和熱軋方面：鋼處于奧氏體狀態(tài)時強度較低，塑性較好，因此鍛造或軋制選在單相奧氏體區(qū)進行。一般始鍛或始軋溫度控制在固相線以下100-200℃。

③熱處理方面：一些熱處理工藝如退火，正火，淬火的加熱溫度都是依據(jù)相圖確定的。

注意：

Fe-C相圖只反映鐵碳二元合金中相的平衡狀態(tài)，如含有其他元素，相圖將發(fā)生變化；Fe-C相圖反映的是平衡條件下鐵碳合金中相的狀態(tài)，若冷卻或加熱速度較快時，其組織轉(zhuǎn)變就不能只用相圖進行分析了。三.鐵-碳-硅準二元相圖

圖1-2Fe-C-Si合金相圖的垂直截面a）Wsi=2.4%b）Wsi=4.8%c）Wsi=6.0%相圖分析

圖中存在四個單相區(qū)、七個兩相區(qū)和三個三相區(qū)。硅對相圖的影響

鑄鐵中除Fe、C之外，還有Si、Mn、S、P等多種元素，它們也對鑄鐵的結(jié)晶和組織產(chǎn)生影響，特別是Si的含量較多時，影響較大。

①硅使共晶點和共析點左移，即減小共晶和共析含碳量，其中對共晶含碳量影響較顯著。②硅略微提高共晶和共析轉(zhuǎn)變溫度，并使轉(zhuǎn)變在一個溫度區(qū)間中進行，對共析轉(zhuǎn)變溫度范圍的作用更為顯著。

③硅的加入，使相圖出現(xiàn)了共晶和共析轉(zhuǎn)變的三相共存區(qū)。

④隨著硅含量的增加，相圖上的奧氏體區(qū)逐漸縮小。四.鑄鐵中常見元素對鐵-碳相圖上各臨界點的影響五.碳當(dāng)量和共晶度的意義碳當(dāng)量：根據(jù)各元素對共晶點實際碳量的影響，將這些元素的量折算成碳量的增減，稱之碳當(dāng)量。以CE表示，一般只考慮Si和P。CE=C+1/3（Si+P）2.共晶度：鑄鐵的實際含碳量和共晶點實際含碳量的比值。以Sc來表示。SC=C鐵/Cc′

對于鐵-石墨系來講：Si、Ni、Cu、Al等提高共晶轉(zhuǎn)變溫度；Si、S、P、Cr、V、Ti、Al、Mo、W等提高共析轉(zhuǎn)變溫度；其他元素的影響見表1-2。第二節(jié)灰口鑄鐵的一次結(jié)晶

灰口鑄鐵是鐵液以奧氏體-石墨共晶方式結(jié)晶而生成的組織。當(dāng)鑄鐵的成分分別為亞共晶和過共晶時，在發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變之前分別先結(jié)晶出初生奧氏體和初生石墨。一.初生奧氏體的結(jié)晶1.結(jié)晶過程熱力學(xué)

成分為X的亞共晶鐵液在T1溫度開始結(jié)晶出初生γ，其結(jié)晶熱力學(xué)驅(qū)動力為ΔG。初生γ析出導(dǎo)致剩余鐵液中碳量增多。增碳首先在γ的表面進行，此處鐵液成分接近平衡成分Xa，遠處仍維持X,濃度差使得碳原子由γ表面附近向遠處擴散，這樣使γ的析出過程得以繼續(xù)進行。當(dāng)溫度一定時，γ析出直到全部鐵液濃度為Xa為止。圖1-3亞共晶鑄鐵中析出初生

奧氏體時的自由能變化2.初生奧氏體枝晶的凝固過程

在液相線溫度以上，鐵液處于全液態(tài)。當(dāng)鐵液冷卻到液相線溫度以下時，γ枝晶便開始析出并長大，溫度繼續(xù)降低，當(dāng)達到共晶溫度，液體中開始形成共晶團，此時初生γ繼續(xù)長大，數(shù)量也有所增加。圖1-4普通灰鑄鐵的液淬組織a）初生奧氏體生長初期b）初生奧氏體長大，進入共晶階段a）b）3.初生奧氏體的形態(tài)

γ具有fcc結(jié)構(gòu)，在結(jié)晶過程中常發(fā)展為樹枝狀分叉形態(tài)，分叉程度與冷速有關(guān)。隨著鐵液冷速增加，分叉程度有所發(fā)展。這是由于冷速較快時，γ析出過程中，晶體表面附近鐵液中的碳原子來不及向遠處擴散，因而使得γ一次晶軸的長大受到限制，并會促使二次或高次晶軸的生成。由于具有不同原子排列的各個晶面上表面張力相差不大，因此初生γ樹枝晶的橫截面接近于圓形。4.奧氏體枝晶中的成分偏析

γ枝晶中的化學(xué)成分不均勻性是由凝固過程所決定的。先析出的γ枝晶心部碳含量較低，在逐漸長大以后各層γ中的碳量沿JE′線變化，即碳含量逐漸增加，形成芯狀組織。

①相間偏析分配系數(shù)：Kp=元素在γ中的濃度/元素在鐵液中的平均濃度②晶內(nèi)偏析偏析系數(shù)：Kl=元素在γ枝晶心部的濃度/元素在γ邊緣的濃度

與碳親和力小的石墨化元素（Al、Si、Cu、Ni、Co）在γ中有富集，使Kp﹥1，Kl﹥1，形成晶內(nèi)反偏析。與碳親和力大的白口化元素（Mn、Cr、W、Mo、V）在共晶液中有富集，使得Kp﹤1，Kl﹤1，形成晶內(nèi)正偏析。5.影響奧氏體枝晶數(shù)量及粗細的因素①合金元素的影響a.V、Mo增大共晶凝固過冷度并增大初生γ生長區(qū)間，使γ枝晶的分枝程度增加，促使二次枝晶生長，細化二次枝晶間距。b.Al、Ni減小共晶凝固過冷度并縮小初生γ生長區(qū)間，其中Ni促使形成分枝較少的短胖狀γ，Al則形成細而短小無規(guī)則分布的γ。c.Cu、Ti、Cr介于上述之間，Ti促使γ枝晶的形成并細化枝晶，Cr則形成短小無方向性分布的γ。d.V和Ti同時加入，使枝晶數(shù)量增加，并細化枝晶。e.S：使枝晶粗化。

②Si/C比值的影響碳當(dāng)量一定，Si/C↑→初生γ數(shù)量↑；當(dāng)碳當(dāng)量很高時，γ枝晶細化。③冷卻速度的影響冷速↑→γ枝晶數(shù)量↑，細化枝晶。這是由于冷速增加，使界面前沿的熱過冷增大，促使枝晶生長速率增加，枝晶臂間距縮小，因此，冷速會改變γ的分枝及細化程度。

熱過冷：因純金屬的理論凝固溫度是恒定的，凝固過程中過冷度完全取決于實際溫度分布，即過冷度的大小和過冷區(qū)的形態(tài)是由傳熱所控制，這種過冷稱為熱過冷。6.初生奧氏體的顯示方法常用的有熱處理法和著色法。二.初生石墨的結(jié)晶

1.結(jié)晶過程熱力學(xué)

過共晶鐵液過冷至液相線C′D′以下時，從鐵液中析出初生石墨。成分為X的過冷鐵液的自由能要比成分為Xa的鐵液與石墨兩相平衡混合體的自由能高ΔG，這就是初生石墨結(jié)晶的熱力學(xué)驅(qū)動力。圖1-5過共晶鑄鐵中析出初生

石墨時的自由能變化2.初生石墨的形態(tài)石墨具有六方晶格結(jié)構(gòu)，基面（0001）上碳原子以共價鍵聯(lián)結(jié)，結(jié)合力較強，基面之間以極性鍵聯(lián)結(jié)，結(jié)合力較弱，導(dǎo)致沿不同晶面石墨的生長速率不同，使其容易沿a向生長為片狀。初生石墨是在鐵液中直接析出，鐵液中的碳原子從各個方向以相等的幾率擴散到石墨晶核處而使石墨晶體長大，因此石墨晶體的長大方式以及石墨形態(tài)完全受石墨晶體結(jié)構(gòu)以及鐵液與石墨之間的界面能所決定。圖1-6石墨的晶體結(jié)構(gòu)

①從晶體生長理論出發(fā)，石墨沿基面（a向）生長是占優(yōu)勢的。因為在棱柱面的方向上存在著強的未飽和的鍵，在這些面生長時不需要再形核，鐵液中的碳原子能直接地結(jié)合到未飽和的鍵上去。②從界面張力方面考慮，由于石墨晶體結(jié)構(gòu)的不對稱性，使得鐵液-棱柱面與鐵液-基面間的界面張力不同。在純凈的鐵液中，前者大于后者，使得石墨沿a向生長時，所受到界面張力的約束作用比沿c向生長時要大得多，因此，石墨主要沿c向生長。③鐵液中的雜質(zhì)元素（特別是S）對石墨的生長方式有重要的影響。S是表面活性元素，在石墨晶體表面上進行選擇性吸附，優(yōu)先吸附在棱面上，從而大大降低了鐵液-棱面之間的界面能，促使石墨沿a向生長。

④鐵液中含有強力脫硫的元素（Mg、Ce）時，消除了S的表面吸附作用，使石墨沿c向生長。3.影響石墨形態(tài)的因素①石墨的晶體結(jié)構(gòu)；②鐵液-石墨之間的界面能；③合金元素。三.奧氏體-石墨共晶圖1-7共晶結(jié)晶中的自由能變化1.結(jié)晶過程熱力學(xué)

灰口鑄鐵的共晶結(jié)晶是從鐵液中同時析出γ和G晶體的過程。當(dāng)鐵液過冷至共晶線E′C′F′以下的溫度T1時，成分為Xc′的鐵液對γ和G同時過飽和，鐵液的自由能GL要比γ和G混合體的自由能高出ΔG，這就是共晶結(jié)晶過程的熱力學(xué)驅(qū)動力。2.共晶轉(zhuǎn)變過程當(dāng)鐵液過冷至共晶溫度以下時，初生γ間熔體的含碳量達到飽和，形成G，出現(xiàn)了石墨/熔體界面。由于G中碳含量很高，因此界面上的碳含量將降低，從而析出共晶γ，使得共晶G得以生長，最終形成γ-G共晶。①亞共晶HT圖1-8亞共晶灰鑄鐵共晶轉(zhuǎn)變期間的液淬組織圖1-9亞共晶灰鑄鐵共晶轉(zhuǎn)變過程示意圖a）開始階段b）轉(zhuǎn)變中期c）轉(zhuǎn)變終了共晶體在初生γ晶體附近具有共晶成分的液體中單獨由石墨形核開始。石墨為領(lǐng)先相，以每個石墨核心為中心形成一個G-γ兩相共生生長的晶粒。凝固結(jié)束時，共晶團之間或共晶團和初生γ枝晶相互銜接形成整體。共晶凝固結(jié)束時，各共晶團內(nèi)的γ和初生γ枝晶構(gòu)成連續(xù)的金屬基體，共晶團內(nèi)的G構(gòu)成連續(xù)的分枝立體形狀，分布于基體中。②過共晶HT：凝固從析出初生G開始。達到共晶溫度時，有一定程度的過冷，進入共晶階段。此時，共晶G及共晶γ可在初生G的基礎(chǔ)上析出，可見到共晶體和初生G相連的組織特征。與亞共晶HT的不同是組織中有粗大的初生片狀G，共晶G較多且細小。3.影響共晶團數(shù)量的因素①化學(xué)成分灰鑄鐵共晶團數(shù)決定于共晶轉(zhuǎn)變時的成核及長大條件。碳當(dāng)量越接近共晶成分，共晶團數(shù)則越多。S是影響灰鑄鐵共晶團的另一重要元素，低的含硫量對提高共晶團不利，因為鐵液中的硫化物是石墨核心的重要物質(zhì)，此外硫可降低異質(zhì)核心與熔體之間的界面能，使更多的核心得到活化，當(dāng)w(S)<0.03％時，共晶團數(shù)顯著減少，孕育的效果降低；Mn的質(zhì)量分數(shù)在2.0％以內(nèi)時，Mn量增多，共晶團數(shù)隨之提高。②鐵液的核心狀態(tài)保持長時間高溫過熱會引起原有核心消失或減少，使共晶團數(shù)減少、直徑變大。孕育處理可大大改善核心狀態(tài)從而增加共晶團數(shù)量。4.片狀G的形成過程石墨晶體呈六方晶格結(jié)構(gòu)，從晶體學(xué)理論看，G的正常生長方式應(yīng)是沿基面（0001）的擇優(yōu)生長，最后形成片狀。但實際條件下，由于G的晶體缺陷及熔體中的雜質(zhì)等而成多種形態(tài)。

①形成條件

a.螺位錯臺階：即沿a向，又沿c向生長，最后長成具有一定厚度的片狀石墨。b.旋轉(zhuǎn)晶界：取決于Va/Vc。普通HT中G呈片狀，這是由于O、S等活性元素在G棱面上的吸附，使這個原本光滑的界面變得粗糙，只需小的過冷即沿a向生長，使Va﹥Vc，長成片狀石墨。③冷卻速度冷卻速度對共晶團數(shù)的影響十分明顯，冷卻越快，共晶團數(shù)量越多。共晶團數(shù)的多少直接反應(yīng)共晶晶粒的粗細。按一般原則，細的晶?？商岣呓饘俚男阅?。

②片狀G的類型根據(jù)形成條件及鐵液成分不同有A-F六種類型。見P18表1-8。5.球狀G的形成過程①球狀G的結(jié)構(gòu)多晶體結(jié)構(gòu)，從核心向外呈輻射狀生長。②球狀G的形成條件兩個必要條件：鐵液凝固時必須具有較大的過冷度和較大的鐵液-G間的界面張力。圖1-10球狀石墨的結(jié)構(gòu)

加入球化劑，滿足第一個條件，同時球化劑與鐵液中的表面活性元素O、S反應(yīng)，使鐵液中O、S含量降低，使鐵液的表面張力增加，同時也使得鐵液-G間的界面張力增加，滿足第二個條件。③對球化劑的要求

a.與O、S親和力大；b.在鐵液中的溶解度低；c.與碳有一定的親和力，在G晶格中有低的溶解度。④球狀G的形成機理a.石墨晶核的產(chǎn)生：外來雜質(zhì)微粒。b.球狀石墨的長大：螺位錯占主導(dǎo)。c.球化元素的作用：去除O、S等對G球化的干擾。6.蠕蟲狀G的形成過程在共晶凝固過程中從鐵液中直接析出的，最初形態(tài)呈小球狀或聚集狀，經(jīng)過畸變，透過沒有奧氏體包圍的長出口，在與鐵液直接接觸的條件下而形成的。四.亞穩(wěn)系的共晶轉(zhuǎn)變過程當(dāng)鑄鐵的化學(xué)成分和冷速變化時，鑄鐵的凝固現(xiàn)象也發(fā)生變化。即共晶轉(zhuǎn)變進入亞穩(wěn)區(qū)，使三相平衡L-γ-G轉(zhuǎn)變?yōu)長-γ-Fe3C。共晶組織為γ+Fe3C。五.磷共晶的形成第三節(jié)鑄鐵的二次結(jié)晶

經(jīng)共晶轉(zhuǎn)變之后，鑄鐵已完全凝固，在進一步冷卻中，鑄鐵組織的變化主要來自共晶溫度與共析溫度之間發(fā)生的奧氏體中碳的脫溶（析出二次高碳相）過程以及共析轉(zhuǎn)變過程。一.奧氏體中碳的脫溶1.灰口鑄鐵：Si%↑（緩冷）→奧氏體中C%沿E′S′線↓→二次G→生長在初生G或共晶G上，使原有G增厚，但不改變其形態(tài)。2.白口鑄鐵

Si%↓（急冷至介穩(wěn)定平衡線以下）→二次Fe3C→一層一層地生長在初生Fe3C或共晶Fe3C表面，使其增厚，隨著冷速進一步增大→在奧氏體相內(nèi)部通過Fe3C形核和生長方式而獨立析出二次Fe3C。二.鑄鐵的共析轉(zhuǎn)變1.HT中的共析轉(zhuǎn)變①轉(zhuǎn)變過程熱力學(xué)圖1-11奧氏體轉(zhuǎn)變的熱力學(xué)曲線②轉(zhuǎn)變類型

γ→α+G或γ→α+Fe3C即通過奧氏體晶格改組及溶解在奧氏體中的碳原子在相間擴散和重新分布而實現(xiàn)的。當(dāng)Tps﹤T1﹤Tp′s′時，γ→α+G；當(dāng)T2

﹤

Tps時，既可按γ→α+G又可按γ→α+Fe3C進行轉(zhuǎn)變，其中后者較多。③影響因素

a.Si：強烈促進鑄鐵石墨化的元素，使其按γ→α+G進行轉(zhuǎn)變。這是由于硅促進奧氏體分解，使γ→α+G，需要大量碳原子擴散及鐵的自擴散，因此，比γ→α+Fe3C需要的時間長。而硅能夠增大共析轉(zhuǎn)變的溫度區(qū)間，延長共析分解時間，促使γ→α+G。b.共析轉(zhuǎn)變前已存在的G：在靠近G的奧氏體部分易將過飽和的碳分析出在已有的G上，可免于重新形核，使γ→α+G易于實現(xiàn)。c.冷