鑄鐵及其熔煉1-5章

鑄鐵及其熔煉

第一章鑄鐵的結(jié)晶及組織的形成

河南科技大學材料科學與工程學院第一節(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

①在HJB線溫度發(fā)生包晶反應：LB+δH

→γJ

②在ECF線溫度發(fā)生共晶反應：LC

→γE+Fe3C③在PSK線溫度發(fā)生共析反應: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.碳當量和共晶度的意義碳當量：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

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)晶熱力學驅(qū)動力為ΔG。初生γ析出導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，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。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比值的影響碳當量一定，Si/C↑→初生γ數(shù)量↑；當碳當量很高時，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

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，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

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；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

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)晶過程的熱力學驅(qū)動力。2.共晶轉(zhuǎn)變過程當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枝晶構成連續(xù)的金屬基體，共晶團內(nèi)的G構成連續(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，從晶體學理論看，G的正常生長方式應是沿基面（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)的多少直接反應共晶晶粒的粗細。按一般原則，細的晶?？商岣呓饘俚男阅堋?/p>

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)構多晶體結(jié)構，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

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，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。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)變過程當鑄鐵的化學成分和冷速變化時，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)變過程熱力學圖1-11奧氏體轉(zhuǎn)變的熱力學曲線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Tps﹤T1﹤Tp′s′時，γ→α+G；當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.冷卻速度：若Si%較高，且冷速較低，基體為α，即轉(zhuǎn)變按γ→α+G進行；若Si%適中，冷速較大，即共析轉(zhuǎn)變時間縮短，基體為P，即轉(zhuǎn)變按γ→α+Fe3C進行；若Si%較高，冷速適中，基體為α+P，即轉(zhuǎn)變按兩種方式進行。2.HT中的中低溫轉(zhuǎn)變圖1-12過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變曲線

將HT加熱到奧氏體區(qū)溫度，然后快速冷卻，可得到不同基體的鑄鐵。

①中溫區(qū)：加熱快冷至貝氏體區(qū)溫度（450-250℃），奧氏體等溫分解為貝氏體（含碳過量的α+細小Fe3C）。

a.上貝氏體區(qū)（350-450℃）：分解為B上（羽毛狀），即大片α

匯集的區(qū)域為呈密排的極薄Fe3C

片群包圍。b.下貝氏體區(qū)（250-350℃）：分解為B下（針狀），即α中析出微細針狀碳化物。圖1-13貝氏體形成過程示意圖②低溫區(qū)：加熱快冷至230℃以下，進行無擴散轉(zhuǎn)變生成M，其實質(zhì)為過飽和的α固溶體。圖1-14貝氏體顯微組織a）上貝氏體b）下貝氏體a）b）3.白口鑄鐵中的共析轉(zhuǎn)變γ→α+Fe3C圖1-15珠光體形成過程示意圖①形核：在奧氏體的晶界處開始形核→Fe3C析出→鄰近奧氏體中C%↓→碳原子的界面擴散→第二相α的析出→形成α+Fe3C。

②長大：Fe3C或α從奧氏體界面上并向奧氏體相內(nèi)生成后，便開始生長。在Fe3C與α同時生長的過程中，各自的前沿有碳和鐵的富集，生長前沿產(chǎn)生溶質(zhì)元素的交替擴散，使晶體生長。

a.向前生長b.搭橋或分枝向側(cè)面生長圖1-15珠光體長大時碳的擴散4.白口鑄鐵中的中低溫轉(zhuǎn)變（同HT）第一節(jié)灰鑄鐵金相組織和力學性能特點一.灰鑄鐵金相組織特點灰鑄鐵組織是由金屬基體加片狀石墨組成的。石墨是灰鑄鐵中碳以游離態(tài)存在的一種形式，石墨的分布形態(tài)及尺寸是決定灰鑄鐵性能的重要因素，而石墨形態(tài)和尺寸則主要是由石墨的形成條件，即形核程度及長大條件所決定。1.片狀石墨的分布類型及形成條件圖2-1A型石墨①均勻分布無方向性的片狀石墨（A型）冷卻速度較低的情況下形成的。存在于石墨-奧氏體共晶團內(nèi)，分布比較均勻。由于冷速較低，結(jié)晶過程緩慢，故熱流的方向性對晶體的生長影響不明顯，石墨片的生長方向和個體尺寸不規(guī)則。碳當量高、生長慢、共晶過冷度低時，片體粗大。圖2-2B型石墨

②菊花狀石墨（B型）冷速較大時形成的。共晶開始階段，G分枝多而密，隨著共晶轉(zhuǎn)變中結(jié)晶潛熱的釋放，外層G片沿熱流方向伸展較長，隨著熱流方向性減弱，外圍G生長進一步減緩而呈蜷曲狀。對基體的削弱作用大于A型G。圖2-3C型石墨

③塊片狀石墨（C型）過共晶鐵液在小的過冷度下形成的，常稱為初生石墨。液相中碳的來源充足，而且石墨的形成不受其他固相阻礙，結(jié)晶條件較好，晶體能充分發(fā)育，形成枝晶形態(tài)的分枝。石墨片體比較粗大，對基體有嚴重的削弱作用。圖2-4D型石墨

④枝晶點狀石墨（D型）初生奧氏體結(jié)晶溫度范圍寬，液相處于較高的共晶過冷條件下，由充分發(fā)育的奧氏體枝晶間熔液進行共晶轉(zhuǎn)變而析出的點狀或細片狀石墨。這是一種細小的過冷石墨，分枝頻繁，普遍發(fā)生彎曲、扭轉(zhuǎn)、片體尺寸小，分散度高，沒有明顯的方向性。圖2-5E型石墨⑤枝晶片狀石墨（E型）亞共晶鐵液在小的過冷度下形成的。共晶之前析出初生奧氏體，殘留在奧氏體枝晶間的鐵液在共晶轉(zhuǎn)變中沿奧氏體枝晶方向析出而形成有方向性的石墨。由于冷速較低，因此G片比D型大。圖2-6F型石墨⑥星狀石墨（F型）過共晶鐵液在大的冷速下形成的。星狀石墨中心的大塊狀G為初生G，由于冷速較大，初生G不能長大，而共晶G則以初生G為依附沿輻射方向生長。2.基體組織

基體是由不同比例的珠光體和鐵素體組成。有些情況下，還存在一定量的磷共晶、碳化物及硫化夾雜物等。磷共晶呈網(wǎng)狀、孤立島狀或魚骨狀，硬而脆，使鑄鐵的韌性降低，脆性增加。硫以FeS形式完全溶解在鐵液中，但凝固時S在固溶體或滲碳體中的溶解度小，會形成獨立的硫化物，存在于共晶團晶界上，使鑄鐵的強度低。二.力學性能特點1.強度性能

灰鑄鐵的強度性能由石墨形態(tài)、尺寸和基體中珠光體和鐵素體的比例等因素所決定。①石墨的作用

a.縮減作用：石墨在鑄鐵中占有一定的體積，幾乎沒有強度，是金屬基體的有效承載截面積減小。主要取決于石墨的大小、數(shù)量和分布，以數(shù)量為主。數(shù)量越多，尺寸越大，縮減程度越大，鑄鐵的強度和塑韌性降低越嚴重。

b.缺口作用：石墨的片端好像是存在于鑄鐵中的裂口，在承受負荷時造成應力集中，導致裂紋的早期產(chǎn)生并發(fā)展，出現(xiàn)脆性斷裂，使灰鐵的塑韌性幾乎表現(xiàn)不出來。主要取決于石墨的形狀和分布，尤以形狀為主，如為片狀石墨則主要取決于石墨片的尖銳程度，通常可以用石墨的表面積與體積之比來說明。尖銳程度越大，造成應力集中越嚴重，強度越低。因此，可通過改變G的形態(tài)來提高鑄鐵的力學性能。②基體的作用

鐵素體較軟，強度較低；珠光體有較高的強度和硬度，但塑韌性較鐵素體低。因此，基體的強度隨著珠光體含量的增加和分散度的增大而增大。

③共晶團的作用細化共晶團，可使鑄鐵的強度提高。2.硬度灰鑄鐵的硬度決定于基體，珠光體硬度較高。因此，隨著珠光體含量的增加和分散度的增大，鑄鐵的硬度增大。3.缺口敏感性石墨片的存在已在基體上形成大量的缺口，所以外來缺口（鑄件上的孔洞、鍵槽、非金屬夾雜等）對灰鑄鐵的疲勞強度影響甚微，使鑄鐵的缺口敏感性降低，提高了零件工作的可靠性。隨著石墨細化或石墨形態(tài)的改變，敏感性可能提高。4.良好的減震性和減摩性石墨具有緩沖作用，能阻止振動能量的傳播；石墨是潤滑劑，脫落在摩擦面上，使灰鐵摩擦面上形成大量顯微凹坑，起到儲存潤滑油的作用，使摩擦面上保持油膜連續(xù)。第二節(jié)影響鑄鐵鑄態(tài)組織的因素一.冷卻速度的影響當化學成分一定時，改變冷卻速度，可在很大的范圍內(nèi)改變鑄鐵的鑄態(tài)組織。冷卻速度對鑄鐵結(jié)晶過程的影響主要在于對相變過程中原子擴散的影響。圖2-7冷卻速度對鑄鐵凝固組織影響示意圖共晶轉(zhuǎn)變：若冷速很小，則在該溫度下有較長的轉(zhuǎn)變時間，有條件進行碳原子的充分擴散，使轉(zhuǎn)變傾向于按石墨共晶方式進行。因此，具有一定硅、碳含量的鐵液在共晶轉(zhuǎn)變中，可因冷速不同而生成白口或灰口鑄鐵。共析轉(zhuǎn)變：在固態(tài)下進行，碳原子的擴散速率比共晶轉(zhuǎn)變中的擴散速率要低得多，需要很低的冷速才能完成奧氏體向石墨的轉(zhuǎn)變。因此，在實際鑄鐵組織中，白口基體為珠光體，灰口基體為不同比例的珠光體和鐵素體。圖2-8形成晶間碳化物示意圖3.冷卻速度的影響因素

①鑄件壁厚越大，冷速越慢；圖2-9鑄件壁厚對組織的影響

②鑄件模數(shù)越大，冷速越慢；

③澆注溫度越高，冷速越慢。

鑄件模數(shù)M=V/A，表示單位面積占有的體積量，體現(xiàn)鑄件的散熱能力。M越大，散熱能力越差，冷卻速度越小；反之，冷卻速度越大。二.化學成分的影響主要化學元素C、Si、Mn、S、P對鑄鐵的鑄態(tài)組織都有一定的影響，其中對石墨的結(jié)晶過程起主要作用的是C、Si。C、Si

①存在狀態(tài)

C是形成石墨的元素，Si全溶于奧氏體或鐵素體中（即固溶于基體中）。圖2-10硅含量與鑄鐵組織的關系圖2-11鑄鐵中硅含量與強度的關系

②對共晶溫度的影響Si提高穩(wěn)定系的共晶溫度，降低亞穩(wěn)系的共晶溫度，因此擴大兩個系統(tǒng)的共晶溫度間隔，使轉(zhuǎn)變按穩(wěn)定系進行。

③對石墨化的影響

a.碳含量越高，形成石墨核心越容易，擴散和聚集越容易，使轉(zhuǎn)變按穩(wěn)定系進行。奧氏體和石墨共晶轉(zhuǎn)變后形成的組織中G較多，為共析轉(zhuǎn)變中G的析出提供了更多的形核基底，促進石墨化。

b.硅促進石墨化，同時能提高鐵液中C的活度，促進灰口組織的形成。④對基體的影響

C、Si增加使基體中鐵素體的含量增加，鑄鐵的強度性能降低。

因此，工業(yè)上常用的灰鑄鐵中C、Si含量控制如下：

WC=2.7-3.8%，WSi=1.4-2.1%，CE=3.2-4.3%，SC=0.75-1.0%。2.Mn可全溶于奧氏體中，降低共晶和共析轉(zhuǎn)變溫度，較弱的阻礙石墨化。但在奧氏體分解（共析轉(zhuǎn)變）過程中卻促使珠光體的形成，使珠光體含量增加，強化基體。含Mn量的選擇應使其在穩(wěn)定珠光體方面起有利作用，同時又達不到阻礙共晶石墨化的程度。WMn=0.5-1.2%。3.S

①在奧氏體中的溶解度極低，能溶解在鐵液中形成FeS，與其他元素化合成MnS、MgS等。③S降低穩(wěn)定系的共晶溫度，阻止石墨的析出，使轉(zhuǎn)變按亞穩(wěn)系進行，同時使初生奧氏體和共晶奧氏體粗化。當硫含量很高時，形成硫共晶，降低鑄鐵的性能，故應限制鑄鐵中的含硫量。WS=0.03-0.12%。

②S對石墨形態(tài)影響：硫含量較高時石墨呈片狀，反之呈球狀或團狀。4.P

在奧氏體中溶解度極低，且有嚴重的結(jié)晶偏析傾向，當含量不高（﹤0.05%）時，形成磷共晶，使鑄鐵的脆性增加，但P有促進共晶石墨化的作用。WP﹤0.3%。5.其他合金元素圖2-12合金元素對Fe-G、Fe-Fe3C共晶平衡溫度的影響圖2-13硅、鎳、鉻、硫?qū)簿囟鹊挠绊懭?爐料的影響◆爐料的遺傳性當由一種爐料換成另一種爐料時，雖然鐵液的基本成分并未改變，但鑄鐵的組織，包括石墨化程度、白口傾向及石墨形態(tài)和基體組成卻發(fā)生了變化，這種變化的原因來自爐料，稱為爐料的遺傳性。在鑄鐵生產(chǎn)中，爐料對鑄鐵組織的影響來自下述幾方面原因。

綜上，C和Si是灰鑄鐵的基本成分；Mn含量一般較低，影響不大；P、S常被看作雜質(zhì)，應加以限制。為改善鑄鐵的某些性能，可分別加入其他的一些合金元素。1.生鐵中石墨的遺傳性某些生鐵中Si、C含量較高，組織中有粗大的初生石墨。重熔時，由于石墨熔點較高，鐵液在爐中停留的時間較短，因此，粗大的石墨來不及完全溶解在鐵液中，而在鐵液凝固過程中，殘留的石墨作為石墨析出的晶芽而繼續(xù)長大，故有時在亞共晶鐵液中出現(xiàn)粗大的初生石墨，這是由于生鐵中石墨的遺傳性所致。2.鐵料中的微量合金元素

Pb、Sb、Ti、Bi等，會使鑄鐵的結(jié)晶過程產(chǎn)生明顯的過冷，或生成不正常的形態(tài)，甚至促進白口組織的形成。四.鐵液過熱和高溫靜置的影響

鐵液過熱的溫度越高，高溫靜置的時間越長，鐵液中殘留的石墨溶解而消失掉，使石墨細化，鑄鐵的強度增加。

若進一步提高鐵液的過熱溫度，鑄鐵的成核能力將降低，石墨的形態(tài)變差，甚至形成自由滲碳體，使鑄鐵的強度降低。

因此，存在一個臨界的鐵液過熱溫度，這取決于化學成分及冷卻速度。一般在1500-1550℃。五.孕育的影響孕育處理：鐵液澆注前，在一定條件下，向鐵液中加入一定量的孕育劑以改變鐵液的凝固過程，改善鑄態(tài)組織，從而達到提高性能的目的的處理方法。1.加入孕育劑，在鐵液中形成大量非均質(zhì)石墨晶核，消除低共晶度鑄鐵在共晶轉(zhuǎn)變過程中的白口傾向，使其結(jié)晶成為具有良好石墨形態(tài)的灰口鑄鐵。2.改善石墨的形態(tài)，使D型石墨向A型石墨轉(zhuǎn)變，獲得細片狀珠光體基體，強度性能提高。3.減小鑄件上由壁厚差產(chǎn)生的組織和性能上的差別，提高組織的均一性。六.氣體的影響1.H：使石墨變粗，穩(wěn)定滲碳體，阻礙石墨化。隨著H含量增加，鑄鐵的力學性能和鑄造性能下降。2.N：阻礙石墨化，穩(wěn)定滲碳體，促進D型（枝晶點狀）石墨的形成，穩(wěn)定珠光體，提高鑄鐵的強度。3.O：阻礙石墨化，增大白口傾向。隨著O含量的增加，鑄鐵斷面敏感性提高，易形成氣孔，同時還增加孕育劑和變質(zhì)劑的消耗量。第三節(jié)灰鑄鐵的鑄造性能一.流動性（鐵液的充型能力）1.流動性分析

①含有高碳、硅的鐵液具有低的黏度和表面張力，流動性好。②亞共晶HT的化學成分偏離共晶成分不遠，結(jié)晶溫度范圍較小，初生奧氏體枝晶不發(fā)達，因而鐵液能保持較長的流動時間，越接近共晶成分，液相線溫度越低，流動性就越好。2.流動性的影響因素

①化學成分a.C、Si影響共晶度。當Sc﹤1（亞共晶），增加C、Si含量使共晶度增加，鐵液成分越靠近共晶成分，流動性越好；若Sc﹥1（過共晶），由于有初生石墨析出，流動性較差，降低C、Si含量，使流動性提高。b.Mn、S對Sc影響不大。在鐵液中形成MnS，使鐵液內(nèi)摩擦增大，流動性降低；形成FeS，對流動性影響不大。c.P：使Sc增大，又能形成低熔點共晶體，降低鑄鐵液相線溫度，流動性增加。

②澆注溫度：溫度越高，流動性越好。③鐵液質(zhì)量：凈化鐵液，去除氣體、雜質(zhì)，可提高流動性。二.縮孔縮松形成傾向縮孔縮松是合金在液態(tài)下和凝固期間產(chǎn)生的收縮引起的，即ε液+ε凝。產(chǎn)生原因

ε液是指從澆注溫度到液相線溫度之間發(fā)生的收縮。澆注溫度越高，含碳量越高，液態(tài)收縮越大。

ε凝是指凝固期間發(fā)生的收縮及由于析出石墨而產(chǎn)生的膨脹量的總和。ε凝=6.9%-0.9C-2G

可以看出，碳含量越高，析出的石墨越多，凝固收縮越小。在凝固期間，每析出1%的G，體積將增加2%，在很大程度上抵消凝固期間的收縮量。同時，若含碳量增加，析出的石墨將增加，ε凝減少，甚至產(chǎn)生負值，即發(fā)生膨脹。因此，縮松縮孔的傾向主要和ε液+ε凝的大小有關。它們值越大，傾向也越大。因為合金的液態(tài)收縮和凝固收縮表現(xiàn)為合金體積的縮減，故常用單位體積收縮量來表示。對于C、Si含量較高的HT件和C、Si含量較低的薄壁HT件，都不需要用冒口進行補縮；而對于C、Si含量較低且壁厚的HT件，才設置冒口進行補縮。此外，鑄型條件也是HT收縮應考慮的問題，相同條件下，濕砂型的收縮一般都大于干砂型的收縮。2.形成傾向鑄件中的縮孔包括集中縮孔和分散縮孔（縮松）。HT的縮松形成傾向較小。

a.對于過共晶成分的HT，析出的石墨使得體積增加，收縮減小。

b.對于亞共晶成分的HT，在凝固中初生奧氏體枝晶構成大量的枝晶間空隙，處于枝晶間的共晶成分鐵液在發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變中，將因析出石墨而體積增大，其產(chǎn)生的體積膨脹力絕大多數(shù)直接作用在初生奧氏體枝晶或共晶團的液體上，并推動液體通過枝晶間的通道去補縮由于液態(tài)和固態(tài)收縮所形成的小孔洞，即具有“自補縮”作用。所以，HT件比較致密，即鑄造性能好。合金種類含碳量

（%）澆注溫度

/℃液態(tài)收縮

（%）凝固收縮

（%）固態(tài)收縮

（%）總體積收縮（%）碳素鑄鋼0.3516101.63.07.8612.46白口鑄鐵3.014002.44.25.4-6.312-12.9灰鑄鐵3.514003.50.13.3-4.26.9-7.8表2-1幾種鐵碳合金的體積收縮率三.固態(tài)收縮（線收縮）

在凝固后期，形成固相骨架之后，隨著溫度的降低，先有一段收縮，然后在骨架中間的鐵液發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變，產(chǎn)生體積膨脹，待全部凝固后，隨著溫度的進一步降低又發(fā)生收縮，此后在共析轉(zhuǎn)變期間又發(fā)生體積增加，共析轉(zhuǎn)變完成后直到冷卻至常溫的過程中發(fā)生的收縮即為固態(tài)收縮?！艟€收縮曲線分析1.凝固后期，HT有收縮前的膨脹階段；2.凝固完畢后，三者均有珠光體前收縮階段；共析轉(zhuǎn)變中，三者均有二次膨脹現(xiàn)象，但白口鑄鐵和碳鋼的膨脹量小，灰鐵的膨脹量較大。合金種類灰鑄鐵可鍛鑄鐵球墨鑄鐵碳素鑄鋼鋁合金銅合金線收縮率（%）0.8-1.01.2-2.00.8-1.31.38-2.00.8-1.61.2-1.4表2-2常用鑄造合金的線收縮率

合金的固態(tài)收縮不僅引起體積上的縮減，同時還使鑄件在尺寸上減小，因此常用單位長度上的收縮量來表示。

這是由于共析過程中，奧氏體轉(zhuǎn)變成珠光體或鐵素體，奧氏體是面心立方結(jié)構，鐵素體和珠光體是體心立方結(jié)構，面心立方的致密度要比體心立方高，或者說面心立方密度大，體心立方密度小，所以共析轉(zhuǎn)變過程中體積要發(fā)生二次膨脹。此外，灰鐵共析過程中生成鐵素體時，還伴隨著共析石墨的產(chǎn)生，因此，灰鐵的二次膨脹量較大。

①熱應力：σ=E*ε②相變應力

由于鑄件各部分冷卻速度不同，以致在同一時期鑄件各部分收縮不一致而引起。與線收縮系數(shù)有關，HT中有大量的石墨，因此線收縮小于白口鑄鐵和鑄鋼；同時灰鐵的彈性模量小于白口鑄鐵和鑄鋼（實驗表明，當材料中有夾雜、孔洞或人工缺口時，E降低，因為HT中的G像孔洞一樣，因此，E較?。?，因此，熱應力較小。HT經(jīng)過共析轉(zhuǎn)變，新舊兩相在比容上相差不大，而且相變溫度處于鑄鐵還有一定塑性的溫度范圍內(nèi)，因此相變應力較小。鑄造應力是熱應力（約發(fā)生在550℃）、相變應力和收縮應力三者相互抵消或疊加的結(jié)果。1.鑄造應力四.鑄造應力和冷裂傾向

綜上，HT的鑄造應力較小。冷裂①冷裂的產(chǎn)生原因

②減小冷裂傾向的措施當材料的鑄造應力超過該材料的強度極限時，鑄件產(chǎn)生冷裂。

鑄件在固態(tài)收縮時，因受鑄型、型芯、澆冒口等外力的阻礙而產(chǎn)生的應力稱收縮應力。一般鑄件冷卻到彈性狀態(tài)后，收縮受阻都會產(chǎn)生收縮應力。收縮應力常表現(xiàn)為拉應力。形成原因一經(jīng)消除（如鑄件落砂或去除澆口后）收縮應力也隨之消失，因此收縮應力是一種臨時應力。但在落砂前，如果鑄件的收縮應力和熱應力共同作用，使其瞬間應力大于鑄件的抗拉強度時，鑄件會產(chǎn)生熱裂紋。③收縮應力

a.碳當量：當碳當量增加時，能夠促進石墨化，材料的鑄造應力減小，冷裂傾向減小。

b.合金元素：S、P含量降低，脆性降低，鑄件的冷裂傾向減小。

c.冷卻條件：冷卻速度降低時，能夠促進石墨化，使鑄造應力減小，從而使冷裂傾向減小。

d.落砂清理：對于薄殼鑄件，采用單獨的清理方式。第四節(jié)灰鑄鐵件的生產(chǎn)一.灰鑄鐵的牌號1.強度分級HT100HT150HT200HT250HT300HT350HT400等。分別對應：σb≧100，150，200，250，300，350，400MP等。

高于HT250是通過孕育處理得到的灰鐵；同一牌號鑄鐵的生產(chǎn)必須考慮壁厚，如表2-9。2.硬度分級H145H175H195H215H235等。分別對應：HBS≦170，150-220，170-220，190-240，210-260等。HBS值波動在±25HBS范圍內(nèi)。二.冶金質(zhì)量的衡量標準1.成熟度及相對強度①成熟度RG=σb測/（1000-800Sc）

對于HT：0.5≦RG≦1.5。若RG﹤1，表示孕育效果不好，未能發(fā)揮材質(zhì)的潛力，希望RG在1.15-1.3之間。②相對強度RZ=σb測/（2.27HBS-227）*100%要求60%﹤RZ﹤140%。2.硬化度及相對硬度①硬化度HG=HBS測/（530-344Sc）②相對硬度RH=HBS測/（100+0.44σb測）

RH在0.6-1.2之間，在0.8-1.0之間為佳。RH低表明HT強度高，硬度低，有良好的切削加工性。3.品質(zhì)系數(shù)Qi=RG/HGQi在0.7-1.5之間，其中在1-1.5之間為佳。三.提高灰鑄鐵性能的途徑1.化學成分的合理選擇

當前國內(nèi)外在HT化學成分方面的發(fā)展趨勢是高的碳當量，即在達到高強度的前提下，采用盡量高的碳、硅含量。高的CE能使薄壁件的白口傾向減小，減小鑄件的內(nèi)應力，在同樣強度條件下，由低CE轉(zhuǎn)變?yōu)楦逤E，品質(zhì)系數(shù)提高。為此，要選擇合理的Si/C值。通常要提高Si/C值，這對鑄鐵凝固過程特性、組織結(jié)構及性能有重要的影響。

①組織中初生奧氏體增多，初生石墨減少，有強化基體的作用（同時Si又能強化鐵素體），使得鑄鐵的強度增加。②由于碳含量減少，因此石墨量降低，石墨的縮減和切割作用降低。③減小白口傾向，提高組織的均一性。④提高共析溫度，使珠光體稍有粗化，強度降低。圖2-7Si/C與σb的關系1-CE=3.6%-3.8%2-CE=3.8%-4.0%3-CE=4.0%-4.2%

圖2-8Si/C與白口傾向的關系2.孕育處理①目的②孕育劑的加入量和粒度

HT用孕育劑的主要成分是硅鐵（WSi=75%）；加入量依鑄件壁厚而定。

對于厚壁件，加入量為鐵液重的0.2-0.4%；薄壁件，為0.3-0.5%。粒度為1-3mm，以使其能為鐵液迅速溶解和吸收。粉狀硅鐵在孕育過程中易氧化燒損，故避免使用。③孕育劑的作用機理ａ．形核

作為孕育劑的硅鐵中常含有微量的Ca、Ce、Zr等元素，在有白口傾向的亞共晶成分鐵液中溶解后，隨即形成以這些元素的硫化物或碳化物為核心和SiO2為外殼的晶核，它們與石墨原子的排列有一定的共格關系而使鐵液中的碳原子能依附在其表面上生長。由于硅鐵的溶解，在鐵液中形成大量的富硅微區(qū)，提高了鐵液中碳的活度，促進碳原子從鐵液中析出，從而在共晶轉(zhuǎn)變過程中助于石墨晶體的生成，又由于大量的晶核在鐵液中均勻分布，故能形成多而細小的共晶團及細片狀石墨。ｂ．長大④孕育劑的選擇

選擇原則：保證孕育效果的前提下，保持一定的孕育時間(衰退期)。純硅雖有一定的孕育作用，但衰退很快，其原因是在鐵液中形成的SiO2晶核具有較小的體積，不能穩(wěn)定存在。純SiFe的孕育作用小，而含有Sr、Ce、Ba、Ca、Al、Ti、Zr的硅鐵孕育效果較好。⑤生產(chǎn)孕育鑄鐵的主要條件

a.選擇合適的化學成分；b.鐵液要有一定的過熱溫度；

c.加入一定量的孕育劑；

d.選擇適當?shù)脑杏椒ǎ焊」柙杏ǎ梃F棒孕育法，澆口杯孕育法，型內(nèi)孕育法等。⑥孕育效果的評定a.白口傾向的評定：孕育前后三角試樣的白口寬度差別增加，則孕育效果好。b.共晶團數(shù)目：越多則孕育效果越好。

c.測定共晶過冷度：孕育后，成核能力增強，過冷度減??；若孕育前后的過冷度比值增大，則孕育效果好。低合金化向一定成分的HT中加入少量的合金元素（﹤3%），提高HT的強度或硬度，使之滿足一些特定的使用條件。由于加入量很少，因此仍為HT組織。①低合金化的作用②低合金HT的分類

a.高強度低合金HT：鉻系---WCr=1.0-2.0%，有一定的耐熱性，可在450℃以下溫度使用。

b.特殊性能低合金HT：較高的硬度，在組織上要求珠光體基體上分布有適量的高硬度相，但高硬度相有很大的脆性，因此應使其在基體中呈分散態(tài)分布，避免在晶界上呈網(wǎng)狀分布。如高磷系、磷銅鈦系、釩鈦系、鉻鉬銅系等。

a.細化G和共晶團；

b.使基體中珠光體含量增加，片間距細化；

c.生成碳化物或含有合金元素的磷共晶等硬質(zhì)相；

d.提高滲碳體的熱穩(wěn)定性，防止珠光體在高溫下分解，提高鑄鐵的耐熱性。第五節(jié)灰鑄鐵的熱處理一般來說，熱處理能在很大程度上改善鑄造合金的組織和性能，但在HT條件下，熱處理所發(fā)揮的作用相對較小。在HT中，石墨對鑄鐵性能的影響較大，而任何的熱處理方法都不能改變石墨的形態(tài)和分布，故不能通過熱處理來有效地提高HT的性能。只能在某些特殊場合下進行熱處理。主要方式有消除鑄造應力熱處理和消除鑄件上局部白口組織熱處理。一.消除鑄造應力熱處理（低溫退火或熱時效）530-550℃保溫：使鑄件中的內(nèi)應力得到一定程度的松弛。提高退火溫度能有效地使應力得到松弛。但溫度過高（﹥600℃）時，將會使珠光體發(fā)生分解，從而導致鑄鐵強度、硬度降低。圖2-9熱時效規(guī)范圖形狀較復雜的鑄鐵件，由于各部分壁厚不均勻而在鑄造過程中產(chǎn)生內(nèi)應力。此應力使鑄件產(chǎn)生翹曲、變形或開裂。此外，當鑄件中存在鑄造應力時，會在隨后的機械加工過程中發(fā)生應力的重新分布，引起鑄件在以后長期使用中逐漸發(fā)生變形，這就需要消除鑄造應力。二.消除局部白口組織熱處理（高溫退火）當HT中的碳當量較低時，若鑄件上某些局部的壁厚比主要壁厚薄得多，則在鑄件中會產(chǎn)生局部白口的情況。但又不宜通過提高碳當量來消除白口，因為這樣會使鑄件上主要壁厚處的鑄鐵組織中珠光體量減少和石墨粗大，從而使鑄鐵的性能降低。這時可通過高溫退火來解決。圖2-10高溫石墨化退火工藝圖在退火過程中，鑄件上白口組織中的滲碳體將發(fā)生分解，即進行固態(tài)石墨化過程，保溫后鑄件出爐空冷，以促使形成珠光體基體。第一節(jié)球墨鑄鐵一.QT的牌號、力學性能特點及應用1.P型QT以P基體為主；QT600-3、QT700-2、QT800-2；在鑄態(tài)或正火處理得到；強度、硬度較高，并具有一定的韌性，低的缺口敏感性和較好的耐磨性；適合于制造承受重載荷和摩擦磨損的零件，如內(nèi)燃機曲柄等。2.α型QT

以α基體為主；QT400-18、QT400-15、QT450-10；鑄態(tài)或退火處理得到；強度較低、塑韌性較高；適合于制造受力大，而又能承受形變和沖擊的零件，如汽車底盤、鑄管等。3.P+α型QT

P+α為基體；QT500-7；強度較高、韌性較好；適用于汽車、農(nóng)業(yè)機械等零部件的制造。4.γ+B型QT

γ+B基體；QT900-12；等溫淬火得到；強度、塑韌性都很高，高的彎曲疲勞性能和良好的耐磨性；適合于汽車后橋差速器的大傘齒輪、曲軸等零件。二.QT的凝固特性圖3-1球墨鑄鐵和灰鐵鑄件中的液-固兩相區(qū)寬度1.球墨鑄鐵的共晶凝固范圍較寬灰鑄鐵共晶凝固時，片狀石墨的端部始終與鐵液接觸，因而共晶凝固過程進行較快。球墨鑄鐵因為石墨球在長大后期被奧氏體殼包圍，其長大需要通過碳原子的擴散進行，因而凝固過程進行較慢，以致于要求在更大的過冷度下通過異質(zhì)形核來維持共晶凝固的進行。2.球墨鑄鐵具有較大的共晶膨脹力球墨鑄鐵共晶凝固過程中石墨很快被奧氏體殼包圍，石墨長大過程中因體積增大所引起的膨脹不能傳遞到鐵液中，從而產(chǎn)生較大的共晶膨脹力。當鑄型剛度不高時，由此產(chǎn)生的共晶膨脹將引起縮松缺陷。3.球墨鑄鐵的糊狀凝固特性球墨鑄鐵的共晶凝固溫度范圍較灰鑄鐵寬，其固液兩相區(qū)的寬度比灰鐵大，表現(xiàn)出糊狀凝固特性，灰鐵則表現(xiàn)出層狀凝固特性。4.球墨鑄鐵的石墨核心多經(jīng)由球化和孕育處理，球墨鑄鐵的石墨核心較灰鑄鐵多，因而其共晶團尺寸也比灰鑄鐵細得多。1.流動性當澆注溫度相同時，QT的流動性比HT好，這是由于QT的碳當量接近共晶成分，球化處理中鐵液得到了凈化，減少了O、S和夾雜數(shù)量。但球化過程中鐵液的溫度降低，使得澆注溫度降低，最后導致鐵液的流動性變差。此外，球化處理后鐵液得到凈化，表面張力增加，充型能力降低。因此，為改善充型能力，應適當提高澆注溫度。一般中等壁厚的零件澆注溫度控制在1350℃左右，小件或薄壁件﹥1370℃。三.QT的鑄造性能2.縮孔縮松傾向①縮孔：由液態(tài)收縮和凝固收縮引起。當鐵液過熱100℃，ε液=1%，ε凝=3%，析出石墨膨脹4.2%，因此從表面上看，不會產(chǎn)生縮孔。但在一般砂型鑄造條件下會產(chǎn)生縮孔。因為球鐵具有糊狀凝固特性，在凝固過程中，外殼長時間處于強度低、剛度小的薄弱狀態(tài)，而鑄件外層凝固部分由于析出G而產(chǎn)生很大的共晶膨脹力，發(fā)生變形而脹大，內(nèi)層鐵液不足以充滿擴大的空間體積最終產(chǎn)生縮孔。HT由于層狀凝固特性，外層剛度較大，不發(fā)生脹大現(xiàn)象，因此內(nèi)部致密。②縮松：由糊狀凝固造成的微觀縮松。QT在共晶生長過程中，石墨球被奧氏體所包圍，長大速度遠遠小于HT中石墨片的生長速度，同時QT經(jīng)球化及孕育后，共晶團數(shù)量遠遠大于HT中共晶團數(shù)量，且分布廣泛，其斷面上液-固兩相區(qū)比HT寬得多，在凝固中，當相鄰共晶團互相接觸時，位于共晶團間隙的鐵液與外部隔絕，產(chǎn)生的收縮得不到補充，產(chǎn)生微觀縮松。這種縮松不能由冒口補縮，因此成為球鐵生產(chǎn)過程中的主要困難。3.線收縮與HT相近，但小于HT。在膨脹受阻小時，線收縮小于HT；實際鑄件中，若鑄型剛度較大，使其膨脹量減小，收縮與HT接近。圖3-2球墨鑄鐵和灰鐵的自由收縮曲線4.鑄件的變形和冷裂傾向由于EQT﹥EHT,則導熱系數(shù)λQT﹤λHT,因此收縮應力和熱應力方面，σQT

﹥σHT,即易產(chǎn)生變形和冷裂。四.常見缺陷及防止措施1.縮孔、縮松①正確控制鐵液中碳和磷含量。C%↓→G量↓→縮松↑；P%↑→P共晶→凝固中外殼的強度和剛度↓→縮松↑。②增大鑄型剛度，創(chuàng)造QT“自補縮”條件。鑄件需補縮的體積不致因外殼脹大而增大，可采用金屬型、水泥型等。③采用適宜的澆注溫度，減少液態(tài)收縮。④合理選擇冒口或冒口加冷鐵的防止收縮缺陷工藝。2.夾渣（黑渣）多出現(xiàn)在澆注位置的上平面或型芯下表面，按形成時間不同分為一次夾渣（尺寸較大，球化處理時產(chǎn)生的氧化物和硫化物未清理干凈形成的)和二次夾渣（尺寸較小，澆注過程中以及鐵液尚未在鑄型中凝固以前產(chǎn)生的夾渣）。夾渣影響鑄件的硬度、韌性、耐磨性等，甚至使耐壓件發(fā)生泄漏。①降低原鐵液中的硫含量。②保證石墨球化條件下，使鐵液中殘留的鎂和稀土量降低。③提高澆注溫度，不低于1350℃。④澆注前清理干凈熔渣。3.石墨漂浮（碳、硅含量較高）①控制CE在4.6-4.7%以下。②降低原鐵液中的含硅量。4.皮下氣孔位于皮下0.5-2mm處，呈細小圓形或橢圓形，直徑1-2mm，出現(xiàn)在中等壁厚（10-20mm）鑄件中。Mg+H2O→MgO+H2↑

MgS+H2O→MgO+H2S↑

因此，應控制殘留的鎂量及型砂中的水分含量。5.球化衰退①保證足量的球化元素含量。②降低硫含量，并防止鐵液氧化。③縮短球化后的停留時間。④用覆蓋劑，防止鎂及稀土元素逃逸。五.QT的生產(chǎn)熔煉鐵液→球化處理→孕育處理→爐前檢驗→澆注→清理→熱處理化學成分的選擇選擇原則：有利于石墨球化和獲得所要求的基體的條件下，保證較好的鑄造性能。C、Si

a.由于石墨球?qū)w的削弱作用較小，因此石墨量的多少對機械性能的影響較小，主要考慮C、Si含量對鑄造性能的影響。選擇適當?shù)奶己凸枇浚蛊湓诠簿С煞指浇?，流動性較好。

b.因為球化元素使相圖上的共晶點右移，即將共晶碳當量移至4.6-4.7%左右，具有共晶成分的鐵液流動性最好，形成集中縮孔傾向大，縮松及裂紋較少，致密度高。當碳當量過低時，易產(chǎn)生裂紋或縮松；當碳當量過高時，易產(chǎn)生石墨漂浮，夾雜等，使鑄鐵的機械性能降低。c.用Mg或Ce處理的鐵液有較大的結(jié)晶過冷度和白口傾向，硅能使之減小，且能細化石墨，提高其圓整度，但又會使鑄鐵的韌性降低。

當WSi﹥2.7%，韌性降低。因此要求高韌性時，應使硅含量不超過2.7%。即按照高碳低硅的原則，WC=3.4-4.0%，WSi=2.2-2.7%。

MnHT中的Mn易形成MnS，減小S的危害（阻礙石墨化，生成硬脆相等），溶于奧氏體中強化基體，穩(wěn)定珠光體。QT中的球化元素有很強的脫硫能力，因此Mn的有益作用減小。此外Mn在共晶團內(nèi)有嚴重的正偏析傾向（心部濃度低，晶界濃度高），以碳化物的形式富集于共晶團邊界處，降低韌性。因此應控制錳含量。根據(jù)對基體的要求和鑄件是否進行熱處理，控制在0.3-0.8%。P

產(chǎn)生嚴重的偏析，生成P共晶，使鑄鐵的韌性降低；同時P使縮松傾向增大，應控制在0.04-0.06%以下。S與球化元素形成硫化物，消耗球化劑，造成球化不穩(wěn)定，還使夾雜增多，產(chǎn)生缺陷，加快球化衰退。應控制在0.02%以下。合金元素a.Mo：對于B-QT或γ+B-QT，使奧氏體的等溫分解曲線（C曲線）右移，即提高淬透性，從而保證等溫淬火處理時，在鑄件從固溶溫度冷卻至淬火溫度的過程中，不發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變；但在結(jié)晶過程中，Mo在共晶團內(nèi)有較大的正偏析傾向，在共晶體邊界形成富Mo的四元磷共晶或鉬的碳化物等硬脆相，使鑄鐵的韌性降低。因此應控制在0.35%以下。b.Cu：穩(wěn)定珠光體，用來提高基體中珠光體的百分率，在B-QT中與Mo配合，獲得高貝氏體百分率的基體。c.Ni：與Mo配合，在γ+B-QT中應用，可穩(wěn)定地得到γ+B基體組元。與Mo相比，Ni在共晶團內(nèi)的分布比較均勻，不會產(chǎn)生偏析。此外，由于Ni、Mo較貴，故應用在厚而重要的零件上。d.Cr：用于P-QT中，穩(wěn)定珠光體。含量0.2-0.3%。e.Sb：強烈穩(wěn)定珠光體，少量Sb能使基體中珠光體含量大大增加。因此生產(chǎn)P-QT可用微量Sb代替Cu，更經(jīng)濟，但Sb干擾石墨化，應控制在0.006-0.008%以下。⑥微量元素Ti、Pb、Al、Sn等，對鑄鐵性能有危害，加入RE，中和其危害。2.熔煉方面①高溫球化、孕育后，澆注溫度降低，因此鐵液必須有較HT高得多的出鐵溫度，1450-1470℃以上。②低硅生鐵因為處理劑帶入大量Si，因此原鐵液應有低的硅含量。③低S、P原材料限制S含量，沖天爐焦炭也要限制S含量，采用沖天爐與電弧爐雙聯(lián)。④低雜質(zhì)3.球化處理球墨鑄鐵具有高的機械性能是以石墨球化狀況良好為前提的。石墨球化的評定標準

a.球化率：在鑄鐵微觀組織的有代表性的視場中，單位面積上球狀石墨數(shù)目與全部石墨數(shù)目的比值（%）。b.石墨球徑：放大100倍條件下，測量的有代表性的球狀石墨的直徑。c.圓整度：石墨球的圓整情況。

高的球化率，圓整而細小的球狀石墨最好。球化元素與反球化元素

a.元素周期表中ⅠA、ⅡA、ⅢB族（Na、K、Mg、Ca、Sr、Ba、Y等）以及鑭系稀土元素（La、Ce、Pr、Nd等）促進石墨化，消除S、O對石墨生長的作用，起到石墨球化的作用。

b.ⅣA、ⅣB、ⅤA族（Pb、Sb、As、Bi、Sn、Ti等）在石墨與鐵液之間形成界面層，有一些元素與Mg化合成化合物，使Mg不能消除S、O的作用，干擾石墨球化。c.ⅥA族元素（O、S、Se等）嚴重干擾石墨球化。應用最多的球化元素為Mg、Ce、Y。常用球化劑的特點a.Mg球化劑

優(yōu)點：很強的脫S、O能力，球化效果穩(wěn)定，增加鐵液的表面張力，提高石墨與鐵液間的界面能，穩(wěn)定地使石墨球化；用Mg處理時，形成分散度很大的鎂的硫化物、硫氧化物及碳化物微粒，這些微粒可作為在球化處理以及孕育處理中生成SiO2晶體所依附的基底，從而有利于形成大量細小而圓整的球狀石墨。缺點：在常壓下往鐵液中加入Mg，由于Mg的汽化溫度（1107℃）遠遠小于鐵液的溫度，形成劇烈沸騰現(xiàn)象，吸收率較低，因此需要專門的球化設備；Mg與大部分反球化元素不相化合，即反球化抵抗力差，因此對反球化元素應嚴格限制；此外Mg又是強烈穩(wěn)定碳化物的元素，因此殘留一定量的Mg在凝固時易生成白口組織，應將Mg的殘留量控制在0.03-0.065%。b.稀土鎂合金球化劑

優(yōu)點：純RE的沸點大于鐵液溫度，但其球化作用比Mg差；稀土元素的S、O化物熔點高、密度大，不易從鐵液中去除。因此Mg與Ce配合，球化能力較強，干擾元素含量要求可適當放寬；此外由于合金中鎂含量不高，因此加入鐵液時反應比較平穩(wěn)，不需要復雜的球化處理設備。

缺點：RE、Mg含量過高，球化中燒損嚴重，RE和Mg的吸收率低；含硅量過高，球化中往鐵液中帶入大量的硅分，造成球鐵中硅含量增加，鑄鐵韌性降低；含有反球化元素Ti，易導致石墨的形態(tài)惡化。

因此，應使用低RE-Mg-Si和不含Ti的RE-Mg-Si合金系列。

WRE=2-5%，WMg=6-8%，WSi=4-8%。c.鎂中間合金：Cu-Mg、Ni-Mg合金，前者用于制造P-QT，后者用于制造γ+B-QT。

d.Y-RE-Mg合金：抗球化衰退能力強，價格較貴。④球化處理方法a.Mg球化劑ⅰ壓力加Mg法：根據(jù)物質(zhì)沸點隨環(huán)境壓力增大而增大的原理，在鐵液面上建立8個大氣壓作用的壓力，使Mg的沸點溫度提高至1400℃左右，不發(fā)生沸騰現(xiàn)象，吸收率為50-80%。ⅱ鐘罩法：吸收率30-40%。ⅲ轉(zhuǎn)包法：吸收率50-60%。ⅳ鎂合金法：通過Cu、Ni與Mg合金化，使鎂含量降低，吸收率提高。b.RE-Mg-Si合金ⅰ包底沖入法：鐵液需過熱80-100℃左右，應用廣泛。

ⅱ型內(nèi)球化法：在直澆道后設一反應室，球化劑放在反應室內(nèi)，鐵液流過時發(fā)生球化反應，吸收率高。4.孕育處理①目的

a.消除結(jié)晶過冷傾向：球鐵的結(jié)晶過冷傾向不隨C、Si含量而發(fā)生變化，易形成白口組織；Mg、Ce降低鐵的共晶溫度，阻礙石墨化，易形成白口組織；HT中的S、O成為異質(zhì)石墨晶核，促進灰口組織的形成，而QT中的球化劑徹底脫去S、O，異質(zhì)晶核不易形成，依賴于均質(zhì)形核。孕育處理在于往鐵液中加入外來的異質(zhì)晶核，并在鐵液中造成大量的Si的濃度起伏，促進均質(zhì)晶核的形成。b.促進石墨球化：孕育增加石墨的核心，細化球狀石墨，提高其圓整度。c.減小晶間偏析：Mn、P產(chǎn)生正偏析，在結(jié)晶前沿富集，凝固終了時，在晶間形成硬脆相，使鑄鐵的強度和塑韌性降低。孕育處理使共晶團細化，減小偏析程度，提高其塑韌性。圖3-3孕育處理對鑄鐵結(jié)晶過冷傾向的影響②處理方法

a.通過孕育劑的合金化，提高抗衰退能力：往SiFe中加入少量Mn、Zr、Ba等，構成復合孕育劑，延長孕育作用時間。

b.采用適宜的孕育劑粒度：小顆粒—溶解快，作用時間短；大顆?！S持時間長，但不能完全被吸收。因此，在保證孕育劑能夠完全溶化和吸收的前提下，選用較大的粒度。c.瞬時孕育：為了充分發(fā)揮孕育作用，須盡量縮短從孕育處理到鐵液凝固的時間，即瞬時孕育。通常采用硅棒孕育、型內(nèi)孕育等。5.質(zhì)量控制①爐前試塊法②火苗判斷法③熱分析法④爐前快速金相法六.QT的熱處理目的

獲得理想的基體組織，最大限度地發(fā)揮基體的潛力。2.QT熱處理基礎①Q(mào)T的固態(tài)相變臨界點AC3---加熱時α→γ轉(zhuǎn)變的終止溫度：840℃Ar3---冷卻時γ→α轉(zhuǎn)變的開始溫度：810℃AZC1--加熱時P/（α+G）→γ轉(zhuǎn)變的終止溫度：790-810℃AsC1--加熱時P/（α+G）→γ轉(zhuǎn)變的開始溫度：760-780℃Asr1—冷卻時γ→

P/（α+G）轉(zhuǎn)變的開始溫度：730-750℃AZr1—冷卻時γ→

P/（α+G）轉(zhuǎn)變的終止溫度：720-740℃②QT加熱過程中組織變化規(guī)律a.AsC1以下溫度加熱：接近AsC1，P中的Fe3C發(fā)生粒化或石墨化，轉(zhuǎn)變方式以Si含量和溫度而異；700℃左右，P劇烈石墨化；600℃，少量P發(fā)生轉(zhuǎn)變，粒化和石墨化同時存在；500-550℃，基本不發(fā)生變化。b.AsC1-AZC1：