鑄造合金鑄鐵部分

鑄造是金屬在液態(tài)下成形的方法，考察指標和影響因素多達幾十個0緒論鑄造基本內(nèi)涵廣義外延：鑄造是材料液態(tài)成形的方法中國鑄造產(chǎn)業(yè)存在的問題一專業(yè)化程度不高，生產(chǎn)規(guī)模小0緒論

二、鑄造合金較之變形合金的特點合金化元素含量高，成分范圍相對較寬，組織相對較粗大，甚至不均勻，強度較高、塑性相對較低。加工成本較低，復雜件成形。0緒論0緒論鑄造合金是重要的工程材料，具有廣泛的應(yīng)用領(lǐng)域。作為材料成型與控制工程專業(yè)的加工對象，其本身的特性是本專業(yè)學生必須了解的基礎(chǔ)知識。鑄造合金本身的特性無論對成形過程，還是對其應(yīng)用過程中的可靠性都具有決定性影響，只有在充分了解鑄造合金本身的各方面特性后，才能充分發(fā)揮鑄造合金的特殊性能。該課程是使學生獲得有關(guān)鑄造合金種類、特性、制備方法的基礎(chǔ)專業(yè)課。該課程主要介紹各種鑄造的應(yīng)用領(lǐng)域，了解鑄造合金成分對其工藝性能、組織及使用性能的影響。為后續(xù)材料成形方面的專業(yè)課奠定基礎(chǔ)。課程目的與任務(wù)0緒論2-1、鑄鐵的分類

工業(yè)上的鑄鐵是一種以Fe、Si、C為基礎(chǔ)的復雜的多元合金，其碳含量一般在2.0-4.5%，硅含量1-3%，同時含有Mn0.2-1.2%，P0.04-1.2%，S0.04-0.2%。為了提高鑄鐵的性能通常還要加入其他合金元素Cr、V、Co、Ni、Mn等。與鋼的差別：成分方面(C+Si)和組織方面(高碳相)。第2講鑄鐵基礎(chǔ)知識（1）按鑄鐵中是否有石墨存在，分為灰鑄鐵和白口鐵(高碳相的存在形式不同)

按石墨存在形態(tài)，分為：普通灰口鑄鐵、球墨鑄鐵、蠕墨鑄鐵、可鍛鑄鐵

按鐵合金中是否含有除常規(guī)元素之外的合金元素分為普通鑄鐵和合金鑄鐵（由于其具有特殊的性能，如耐磨、耐熱、耐腐蝕等，又稱為特殊鑄鐵）

鑄鐵以其應(yīng)用特點可以分為兩大類，即結(jié)構(gòu)材料為主（發(fā)揮其力學性能，如灰鑄鐵、球墨鑄鐵、蠕墨鑄鐵、可鍛鑄鐵）和功能材料為主（發(fā)揮其特殊的性能，如耐磨鑄鐵、耐熱鑄鐵、耐腐蝕鑄鐵）

灰鑄鐵的發(fā)展是以強度的提高為驅(qū)動力的，早期其強度只有60-80MPa，現(xiàn)在可以達到400MPa以上。從發(fā)展的途徑上看，早期著眼于孕育，但逐漸向合金化方向發(fā)展。為了改善鑄造性能，力求采用較高碳當量的鑄鐵?；緹o塑性。早在1935年德國人發(fā)現(xiàn)了鑄鐵凝固過程中通過控制合金成分可以析出石墨球，進而世界范圍內(nèi)開展球墨鑄鐵的研究。400-900MPa,塑性達到2-20%。蠕墨鑄鐵的強度和塑性低于球墨鑄鐵，但高于灰鑄鐵。可鍛鑄鐵強度300-700MPa,塑性2-12%。2-2、鐵碳相圖由于鑄鐵中的碳能以石墨或滲碳體兩種獨立的形式存在，因而Fe-C合金系中存在Fe-石墨、Fe-Fe3C雙重相圖，其中Fe-石墨是穩(wěn)定系，F(xiàn)e-Fe3C是非穩(wěn)定系。從動力學角度分析，穩(wěn)定系發(fā)生在冷卻速度緩慢，非穩(wěn)定系發(fā)生在冷卻速度較快的條件下。存在的轉(zhuǎn)變（反應(yīng)）：同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變δ—γ—α，磁性轉(zhuǎn)變，包晶轉(zhuǎn)變，共晶轉(zhuǎn)變，共析轉(zhuǎn)變相區(qū)：L-液相，δ-高溫鐵素體bcc，γ-奧氏體fcc，α-鐵素體bcc，cm-滲碳體，gr-石墨可能的組織：萊氏體(γ+Fe3C共晶體)，珠光體(α+Fe3C共析體)索氏體(細的α+Fe3C共析體)托氏體(極細的α+Fe3C共析體)，上述共析組織中滲碳體為片狀，通過熱處理可以成粒狀。圖2-1Fe-Fe3C系和Fe-石墨系雙重相圖（實線為Fe-石墨系，虛線為Fe-Fe3C系）

ThestableequilibriumphasesoftheFe-Csystematambientpressureare(1)thegas,g;(2)theliquid,L;(3)bcc(d-Fe);(4)fcc(g-Fe),oraustenite;(5)bcc(a-Fe),orferrite;and(6)hexagonal(C),orgraphite.OrthorhombicFe3C,orcementite,isametastablephase.

Allotropicreaction(同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變)Peritecticreaction(包晶反應(yīng))

Eutecticreaction(共晶反應(yīng))Eutectoidreaction(共析反應(yīng))

Sublimation(升華)Melting(熔化)

圖2-2共晶部分的詳細圖形（1153/1147/1142C）

對于鑄造合金通常采用共晶成分點，提高鑄造性能（對提高流動性有好處：熔點低、易于過熱(粘度低)、不形成大枝晶，潛熱大）。Fe-C共晶部分的詳細圖形2-2，F(xiàn)e3C液相線與石墨液相線的交點是在石墨共晶溫度之下11K，這表明在激冷條件下熔體易于對滲碳體相過飽和析出。即過冷度小于11K時石墨的液相線高于滲碳體的液相線，而優(yōu)先析出石墨。當過冷度大于11K后滲碳體的液相線高于石墨的液相線，將優(yōu)先析出滲碳體。同時要考慮成分的影響。（最高界面溫度判據(jù)）Fe-石墨系共晶條件4.26/1426K，F(xiàn)e-Fe3C系共晶條件4.30/1421K構(gòu)成鑄鐵的主要的相：石墨、滲碳體、奧氏體、α鐵素體、（珠光體）。石墨在鑄鐵中的形態(tài)：片狀石墨、共晶石墨、蠕蟲狀石墨、球狀石墨。2-3、鑄鐵的灰口或白口凝固鑄鐵依照其凝固方式的不同，而可能形成灰口組織或白口組織，在某些特殊的條件下也可能形成由灰口和白口構(gòu)成的混合組織，即麻口組織。一、過冷溫度T(過冷度)的影響（熱力學影響）鑄鐵依照何種方式凝固，結(jié)晶成灰口或白口組織取決于石墨與滲碳體兩者相對的形核可能性以及生長速率，這將取決于鐵液的化學成分和結(jié)晶條件。圖2-3是在溫度-生長速率坐標上繪出的灰口或白口鑄鐵組織存在的范圍(沒有考慮成分的影響)。石墨共晶的平衡溫度為1153oC，而Fe3C的共晶平衡溫度為1147oC，在兩個平衡溫度之間，只有石墨共晶能夠形核長大。2-3、鑄鐵的灰口或白口凝固圖2-3灰口和白口鑄鐵組織的存在范圍2-3、鑄鐵的灰口或白口凝固在1147oC以下，石墨共晶和滲碳體共晶都能形核、生長，但隨著溫度的降低，滲碳體的生長速率相對于溫度的變化率(dR/dT)明顯大于石墨的。兩者生長速率大小關(guān)系的轉(zhuǎn)折點對應(yīng)的溫度是1142oC(DT'臨界過冷度)，即，低于此溫度時，滲碳體的生長速率大于石墨的生長速率，會發(fā)生白口組織凝固，結(jié)晶過冷度是決定鑄鐵凝固方式的基本因素。分析圖2-3時有兩種途徑：1）考察相同過冷度時不同相的生長速率的大小關(guān)系，生長速率大的將優(yōu)先形成；2）考察相同的生長速率條件下，所需過冷溫度的大小關(guān)系，過冷溫度小的將優(yōu)先形成。圖2-3灰口和白口鑄鐵組織的存在范圍該圖表明過冷度增加，生長速度增加ΔTR非晶？

注意：過冷度越大，形核率高、生長速度越大，固相分數(shù)增加快，不絕對，過大的過冷度會使凝固速度降低，形成細晶，直至非晶的形成。ΔTR非晶？圖2-3灰口和白口鑄鐵組織的存在范圍二、冷卻速率的影響（動力學影響）節(jié)點冷卻速度對鑄鐵結(jié)晶過程的影響主要在對相變過程中原子擴散遷移的影響。在共晶轉(zhuǎn)變中，如果冷卻速度小，則在該溫度下有較長的轉(zhuǎn)變時間，有條件進行充分的碳原子擴散，故使轉(zhuǎn)變傾向有利于按照石墨共晶方式進行。因此，具有一定碳硅含量的鐵液在共晶轉(zhuǎn)變中，可因冷卻速度的不同而生成白口鑄鐵或灰口鑄鐵。冷卻速度還影響奧氏體的共析轉(zhuǎn)變，而形成全珠光體或珠光體-鐵素體混合基體。圖2-4冷卻速度對鑄鐵凝固組織的影響示意圖冷卻速度非常緩慢時，將完全按穩(wěn)定系共晶反應(yīng)，增加冷卻速度，發(fā)生部分按穩(wěn)定系共晶、部分按非穩(wěn)定系共晶，冷卻速度再增加，將完全按非穩(wěn)定系共晶。2-3、鑄鐵的灰口或白口凝固三、成分的影響總體而言，鑄鐵中的合金元素對其相變過程有重要的影響，其影響主要表現(xiàn)在以下幾方面：1）促進鑄鐵的灰口結(jié)晶或白口結(jié)晶，即在共晶過程中促進或阻礙石墨化；2）在初生相結(jié)晶及共晶轉(zhuǎn)變中，影響結(jié)晶相的形核過程和結(jié)晶方式，從而影響灰口鑄鐵中石墨（或白口鑄鐵中碳化物）的形態(tài)、尺寸及分布特性，以及亞共晶鑄鐵中初生奧氏體樹枝晶體的生長過程；3）在奧氏體內(nèi)碳的脫溶過程中，促進二次高碳相以石墨或滲碳體形式析出；4）在共析轉(zhuǎn)變過程中，影響過冷奧氏體的穩(wěn)定性，從而使共析轉(zhuǎn)變按不同的方式進行；5）影響共晶含碳量和共析含碳量。可見，對相圖中的相變過程都有影響。2-3、鑄鐵的灰口或白口凝固（一）基本元素的影響在非合金化的普通鑄鐵中，主要的存在元素為碳、硅、錳、磷和硫，對石墨的結(jié)晶起重要作用的是碳和硅。碳本身是形成石墨的元素，同時，鐵液中碳的高低又決定著石墨的形核和長大，從結(jié)晶動力學角度看，鐵液中碳的濃度高時，比較容易形成石墨核心，一旦形成核心后，由于鐵液中碳原子濃度高，擴散和聚集的過程也比較容易實現(xiàn)，因此，鐵液含碳量高時，在共晶轉(zhuǎn)變中傾向于按照穩(wěn)定系結(jié)晶。同時，含碳量高的鐵液經(jīng)共晶轉(zhuǎn)變后形成的組織中石墨的數(shù)量較多，這又為共析轉(zhuǎn)變中石墨的析出提供了更多的形核襯底，因此碳是促進石墨化的重要的元素。2-3、鑄鐵的灰口或白口凝固硅是強烈促進鑄鐵中碳石墨化的元素，它提高鐵液中碳的活度（相當于增加碳含量），擴大共晶溫度范圍，增大形成白口的臨界過冷度，促進灰口組織形成。在共析轉(zhuǎn)變方面，硅也促進奧氏體按照穩(wěn)定系平衡進行轉(zhuǎn)變。由于硅的這種作用，硅常用來作為調(diào)整和控制鑄鐵組織的元素。2-3、鑄鐵的灰口或白口凝固圖1-5鑄鐵組織與碳硅含量的關(guān)系（Si有促進石墨析出的作用）沒有Si，即使碳含量高過4.3%，也不能保證形成灰口。錳在鑄鐵的共晶轉(zhuǎn)變中具有較弱的阻礙石墨化的作用，但錳能中和硫的有害作用。2-3、鑄鐵的灰口或白口凝固硫在高含量時，有阻礙石墨化的作用，同時還使初生奧氏體和共晶奧氏體的枝晶粗化。當硫含量高時，還會形成硫共晶，降低鑄鐵的性能，故在鑄鐵中應(yīng)限制硫含量。但少量的硫化物對石墨形核有利，故鑄鐵中含硫量亦非越少越好。磷具有促進共晶石墨化的作用，但由于它具有嚴重的結(jié)晶偏析傾向，在鑄鐵中磷含量不高時就形成磷共晶，使鑄鐵變脆。（二）合金元素的總體影響按照促進灰口或白口凝固的方向和作用的強弱可將合金元素按以下順序排列：灰口凝固Si，Al，Ni，Co，Cu←→Mn，Mo，Sn，Cr，V，Sb，Te白口凝固合金元素的影響主要歸結(jié)為三個方面對碳在鐵液中溶解度的影響某種合金元素使鐵液中碳的溶解度降低，即使碳的活度增大，促使碳以穩(wěn)定系結(jié)晶（析出石墨）。如每1%Si使碳的溶解度降低0.29-0.31%，其促使碳以石墨形式析出；1%Cr使碳的溶解度升高0.06-0.063%，其促使碳以滲碳體形式析出假設(shè)合金熔體中原有C1的碳含量，當加入某元素，使合金熔體中碳的理論含量改變?yōu)镃2，若C2>C1，促進滲碳體形成；C2<C1，促進石墨形成；C1=C2，對碳的析出從某方面說沒有影響由于合金元素的存在，使得鑄鐵的共晶含碳量發(fā)生變化，其中Si、P、S使共晶含碳量減少（Fe-C相圖上共晶點左移），而Mn使共晶含碳量增加（共晶點右移）可以用碳當量與共晶含碳量比較~4.26碳當量：根據(jù)不同元素對共晶點實際碳含量的影響，將這些元素折算成碳量的增減，以CE%表示，CE%=C%+1/3(Si+P)%。將CE%與共晶點（4.26%）相比，CE%〉4.26%，為過共晶，CE%〈4.26%，為亞共晶。對共晶溫度范圍的影響共晶溫度范圍ΔTE(參看圖2-3)對于共晶轉(zhuǎn)變的石墨化傾向有重要的影響。ΔTE大時，鑄鐵傾向于形成石墨共晶。鑄鐵中每種合金元素均會使穩(wěn)定系共晶溫度TE和介穩(wěn)系共晶溫度TE’發(fā)生改變，從而使ΔTE增大或減小。某些元素（Si,Ni）增大ΔTE值，起促進石墨化作用，另一些元素（Cr）減小ΔTE值，起阻礙石墨化作用。合金元素在改變ΔTE方面的作用還與其在鐵液中的含量有關(guān)，如圖2-6。圖2-6合金元素對共晶溫度范圍的影響對臨界過冷度的影響鑄鐵共晶結(jié)晶過程的臨界過冷度ΔT’(參看圖2-3)是使鑄鐵進行灰口凝固所能承受的最大的結(jié)晶過冷度，由于合金元素對石墨共晶和滲碳體共晶的生長速率產(chǎn)生不同的影響，因而會使臨界過冷度ΔT’增大或減小。根據(jù)晶體生長動力學方面的研究，鑄鐵共晶轉(zhuǎn)變的臨界過冷度ΔT’與共晶溫度范圍ΔTE以及石墨共晶與滲碳體共晶的生長速率比之間有一定的函數(shù)關(guān)系：式中KG、KC分別與石墨共晶、滲碳體共晶生長速率有關(guān)的常數(shù)，而0<KG/KC<1。KG/KC與合金元素在滲碳體、奧氏體兩相中的分配比成反比例關(guān)系。因此，某一合金元素在滲碳體、奧氏體兩相中的分配比越小，KG/KC越大、接近于1，ΔT’越大，越有利于石墨共晶的形成。常見合金元素在滲碳體、奧氏體兩相中的分配比值：Si-0.03；Co-0.21；Ni-0.34；Mo-7.5；Cr-28。2-3、鑄鐵的灰口或白口凝固四、爐料的影響

鑄鐵的組織一定程度上受爐料的影響。當由一種爐料換成另一種爐料時，雖然鐵液的基本成分未改變，但鑄鐵的組織，包括石墨化程度，白口傾向以及石墨形態(tài)和基體組成等有可能發(fā)生變化。這種變化的原因來自爐料，即所謂的遺傳。

生鐵中石墨的遺傳：由于生鐵中石墨含量高，其組織中往往含有粗大的初生石墨。當這樣的生鐵作為爐料在沖天爐中進行重熔時，由于石墨的熔點高，鐵液在沖天爐中停留時間短，以至粗大的石墨來不及在鐵液中完全溶解，而在鐵液的凝固過程中，殘留的石墨能夠作為石墨的晶芽繼續(xù)長大，有時在亞共晶鑄鐵的組織中甚至出現(xiàn)初生石墨。

鐵料中微量合金元素：在生產(chǎn)中發(fā)現(xiàn)，在化學成分正常的情況下，鑄鐵的組織有時出現(xiàn)不正常的石墨，如網(wǎng)狀石墨或長條狀石墨。是由于爐料中帶入某些合金元素如Pb、Sb、Ti、Bi、Te等，這些元素使鐵液過冷，而生成不正常的石墨，甚至白口。2-3、鑄鐵的灰口或白口凝固第2講鑄鐵基礎(chǔ)知識（2）2．4、灰口鑄鐵的一次結(jié)晶灰口鑄鐵從液態(tài)轉(zhuǎn)變成固態(tài)的一次結(jié)晶過程，包括初析和共晶兩個階段。當鑄鐵的成分為亞共晶時，在發(fā)生共晶反應(yīng)轉(zhuǎn)變之前先結(jié)晶出初生奧氏體，當合金成分為過共晶時，在發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變之前先結(jié)晶出初生石墨。本節(jié)討論初生奧氏體、初生石墨、奧氏體-石墨共晶的生長。一、奧氏體的結(jié)晶初生奧氏體樹枝晶對鑄鐵的組織和力學性能有顯著影響，他在灰鑄鐵中的作用與鋼筋在鋼筋混凝土中的作用相似，能起到骨架的加強作用，并能阻止裂紋的擴展。（一）結(jié)晶過程熱力學初生奧氏體結(jié)晶的自由能的變化如圖2-7，當亞共晶鐵液（成分X）過冷至液相線BC’以下，例如溫度T1時，在碳的質(zhì)量分數(shù)為X的亞共晶鐵液中開始結(jié)晶出初生奧氏體。在此溫度時，鐵液中鐵原子濃度(1-X)比平衡值(1-Xa)偏高（偏離度Xa-X），而成分為X的鐵液的自由能要比成分為Xa的鐵液和成分為Xb的奧氏體所組成的兩相平衡混合體高出ΔG，這就是初生奧氏體結(jié)晶的熱力學驅(qū)動力。初生奧氏體結(jié)晶的自由能的變化如圖2-7，當亞共晶鐵液（成分X）過冷至液相線BC’以下，例如溫度T1時，在碳的質(zhì)量分數(shù)為X的亞共晶鐵液中開始結(jié)晶出初生奧氏體。在此溫度時，鐵液中鐵原子濃度(1-X)比平衡值(1-Xa)偏高（偏離度Xa-X），而成分為X的鐵液的自由能要比成分為Xa的鐵液和成分為Xb的奧氏體所組成的兩相平衡混合體高出ΔG，這就是初生奧氏體結(jié)晶的熱力學驅(qū)動力。（一）結(jié)晶過程熱力學亞共晶鑄鐵中析出初生奧氏體時的自由能變化圖奧氏體的析出導致剩余鐵液的增碳，增碳過程首先是在奧氏體的表面附近進行。此處鐵液成分接近于平衡成分Xa，而在較遠區(qū)域的鐵液則仍維持原成分X。這種濃度差使得碳原子由奧氏體晶體表面附近向遠處擴散，這樣使得奧氏體的析出過程得以繼續(xù)進行。在溫度保持不變的條件下，奧氏體的析出將一直維持到全部鐵液成分達到Xa為止。進一步降低溫度至T2，則將析出成分為Xd的奧氏體，而在不斷降溫的過程中析出的奧氏體成分將是變化的（含碳量由低變高），形成枝晶內(nèi)偏析。奧氏體具有面心立方結(jié)構(gòu)，他在結(jié)晶過程中常發(fā)展成為樹枝狀分叉形態(tài)，產(chǎn)生枝晶叉的機理是：奧氏體為面心立方晶體，原子密排面為（111）面，當奧氏體直接從熔體中形核、成長時，只有密排面生長，其表面能最小，析出的奧氏體才穩(wěn)定，由原子密排面{111}構(gòu)成了晶體外形是八面體。八面體的生長方向是八面體的軸線，即[001]方向，由于八面體尖端的快速生長，形成了奧氏體的一次枝晶，之后又形成二次枝晶、三次枝晶等，都是互相垂直并按[100]方向生長的晶體。理想狀態(tài)下枝晶是對稱的，但實際上由于枝晶前沿溶質(zhì)分布的不均勻以及枝晶前對流的存在，使枝晶失去對稱性。

（二）初生奧氏體的形態(tài)純金屬結(jié)晶枝晶形貌Ni-Cu合金實驗獲得枝晶形態(tài)Ni-Cu理想溶液枝晶生長模擬定向凝固時枝晶形貌圖2-8亞共晶白口鑄鐵組織中的奧氏體（三）初生奧氏體枝晶中的成分偏析奧氏體枝晶中的化學成分不均勻是由凝固過程決定的。按照相圖，先析出的奧氏體碳含量較低，在逐漸長大的以后的各層奧氏體中的碳含量沿圖2-7中的bdE’變化，碳含量逐漸升高，形成芯狀組織。除碳之外，其他合金元素在奧氏體中的分布也存在不均勻現(xiàn)象。與碳親和力小的元素（與碳相斥，如Al、Si、Ni、Cu、Co）的分布規(guī)律與碳的分布規(guī)律相反，即先形成的奧氏體芯部這類元素含量高，形成所謂的“反偏析”，而與碳親和力高的元素（白口化元素Mn、Cr、W、Mo、V）與碳一起在枝晶間富集，形成正偏析。X[C][C]C0kC0C0/kX[M]kM0M0M0/k圖2-9界面成分分布及枝晶成分分布圖（四）影響初生奧氏體枝晶數(shù)量及粗細的因素鑄鐵中奧氏體枝晶數(shù)量直接影響作為堅固骨架數(shù)量的多少。在平衡凝固條件下，奧氏體枝晶的質(zhì)量可利用杠桿定律計算，但在非平衡條件下，需要用實驗方法（定量金相）測定奧氏體數(shù)量。非平衡凝固時，即使碳當量高達4.7%（共晶碳當量=4.26%），鑄態(tài)組織中仍有初生奧氏體?？炖?，過冷度大，共晶點向右下方偏移。合金元素的影響：S粗化奧氏體枝晶，Ti和V細化枝晶。增加冷卻速度，奧氏體數(shù)量增加，還可以細化奧氏體枝晶。擴散控制下的生長受過冷度的影響很大。初析奧氏體數(shù)量受鑄鐵中Si和C含量的影響，隨著碳當量升高，奧氏體數(shù)量降低，如圖2-10。在相同碳當量的前提下，用Si/C比來進行評價，Si/C高，奧氏體數(shù)量多。如圖2-10在高碳量時，隨著碳含量的增加，枝晶細化如圖2-11二、初生石墨結(jié)晶（一）結(jié)晶過程熱力學純物質(zhì)的自由能只與溫度有關(guān)，與成分無關(guān)，因此其自由能在特定溫度下只是一個點，而不是曲線。因此該圖中石墨的自由能應(yīng)該為一個點，而不是曲線。圖2-12過共晶鑄鐵中析出石墨時的自由能變化初生石墨結(jié)晶的自由能變化如圖2-12，當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。（二）初生石墨形態(tài)石墨具有六方晶格，其晶體結(jié)構(gòu)如圖2-13，在石墨的晶體中，碳原子有兩種連接方式，基面上碳原子之間由共價鍵連接，而基面與基面之間的連接由極性鍵連接。這兩種鍵的鍵能不同，共價鍵的鍵能很強，而極性鍵的鍵能很弱。圖2-13石墨的晶體結(jié)構(gòu)初生石墨在鐵液中直接析出，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使石墨晶體長大，因此石墨晶體的長大方式以及石墨的形態(tài)完全受到晶體結(jié)構(gòu)以及鐵液與石墨之間的界面能所決定。a)晶體結(jié)構(gòu)的影響(完整晶體，無缺陷)——長成片狀從晶體生長理論，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強的未飽和鍵，在這些面生長時不需要再形核，鐵液中的碳原子能直接結(jié)合到未飽和的鍵上去。而在基面（0001）面上則不同，為了沿c向生長，需要在（0001）面上形成一定臨界尺寸的二維晶核。而實際上在基面上形成二維晶核的幾率很小。即石墨在不同的晶向上的生長速率與其晶體結(jié)構(gòu)的不對稱性有關(guān)。b)界面能的影響（不含硫，但有缺陷）——長成球形在另一方面，石墨沿不同晶向的生長速率還在很大程度上受到鐵液-石墨之間的界面能的影響。石墨晶體要生長必須克服界面張力的作用。而由于石墨晶體結(jié)構(gòu)的不對稱性，使得鐵液-棱柱面與鐵液-基面間的界面能不相等。在純凈的鐵液的情況下（不含硫氧雜質(zhì)），鐵液-棱柱面的界面能遠大于鐵液-基面的界面能，這就使得石墨沿a向生長時，所受到的界面張力的約束作用比沿c向生長時要大得多，因此在純凈的鐵液中石墨晶體的生長主要是沿c向而不是a向。但沿c向生長并非是一層一層地在基面上疊加上去，而是在基面上產(chǎn)生螺旋位錯的方式長上去（見圖2-14）。這種生長方式既免除了在基面上形核的困難，在生長時又只受到較小的界面張力的約束。石墨按照這種c向生長方式生長的結(jié)果是長成球形。c)硫的影響（有缺陷、含硫）——長成片狀鐵液中的雜質(zhì)元素（特別是硫）對石墨的生長方式有重要的影響。硫是表面活性元素，他在石墨晶體表面進行選擇吸附，優(yōu)先吸附在（）晶面上，從而大大降低了鐵液-（）晶面間的界面能（見表2-1）。同時硫原子還吸附在螺旋生長臺階處，從而阻止了螺旋方式生長。由于硫的這種作用，使得含硫的鐵液中的石墨的生長又重新成為以a向為主，而長成片狀石墨，石墨的長度方向與石墨晶體的基面平行。表2-1各種鑄鐵液與石墨之間的界面能鐵液類別石墨晶面界面能(J·cm-2×10-7)含硫灰鑄鐵棱柱面基面845.51269.8鎂球墨鑄鐵棱柱面基面1720.71459.7鈰球墨鑄鐵棱柱面基面1578.71322.8d)球化劑的影響（有缺陷、含硫、添加球化劑）當鐵液中含有鎂、鈰等強力脫硫的元素時，由于消除了硫的表面吸附作用，從而又恢復了石墨沿c向按螺旋位錯方式生長。同時由于鎂、鈰具有強烈的凈化鐵液的能力，使得鐵液-石墨之間的界面能大為提高，因而促進石墨以維持最小表面能的方式生長存在，而長成球形。表2-1各種鑄鐵液與石墨之間的界面能鐵液類別石墨晶面界面能(J·cm-2×10-7)含硫灰鑄鐵棱柱面基面845.51269.8鎂球墨鑄鐵棱柱面基面1720.71459.7鈰球墨鑄鐵棱柱面基面1578.71322.8初生石墨的生長過程自始至終是在與鐵液接觸的條件下進行的，這種情況下鐵液中的碳原子的擴散速度快，因而石墨晶體的長大速度快。通常在鐵液開始凝固以前就已經(jīng)長得很大，在尺寸上與共晶石墨有明顯的區(qū)別。這一點在片狀石墨、球狀石墨、蠕蟲石墨也有這樣的特征。在實際的石墨中存在各種缺陷，其中旋轉(zhuǎn)晶界、螺旋位錯對石墨的生長影響很大。三、石墨-奧氏體共晶（一）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奧氏體和石墨晶體的過程。當鐵液過冷至低于共晶線E’C’F’（圖2-16）以下的溫度T1時，成分為Xc’的鐵液對奧氏體和石墨同時過飽和（Xc’-Xa和Xb-Xc’），鐵液的自由能要比奧氏體與石墨的混合體的自由能高出ΔG，這就是共晶結(jié)晶過程的驅(qū)動力。圖1-16共晶鑄鐵中析出石墨和奧氏體時的自由能變化（1）在石墨長成片狀的情況下，他在鐵液中長得很快的枝杈前沿超過其側(cè)面的奧氏體，從而自始至終能保持這種兩相互相伴生的生長方式而成為石墨-奧氏體共晶團。這種共晶團屬于正常的共晶結(jié)晶方式。在共晶結(jié)晶過程中，石墨的長大并不像初生石墨那樣經(jīng)常是沿著一個固定的方向生長，而是經(jīng)常產(chǎn)生分枝和彎曲，形成具有空間形狀類似于花朵。（2）在石墨長成球形的情況下，由于石墨球的生長速率低于其相鄰的奧氏體的生長速率，因此當石墨球晶體形成之后，隨即被奧氏體所包圍，形成奧氏體外殼。此后鐵液中的碳原子以擴散的方式經(jīng)由奧氏體殼進入奧氏體-石墨界面，而石墨繼續(xù)沿c軸方向以螺旋位錯方式生長，奧氏體殼向外生長，直到共晶反應(yīng)結(jié)束。根據(jù)晶體學的基本理論，晶體的生長速率R與結(jié)晶過冷度ΔT有關(guān)。石墨晶體的生長速率與結(jié)晶過冷度成指數(shù)關(guān)系，奧氏體的生長速率與過冷度成拋物線關(guān)系如圖2-17a。只有當共晶成分的鐵液過冷度超過一定值后（兩條曲線交點對應(yīng)的ΔT），石墨的生長速率才會大于奧氏體的生長速率，這時才會發(fā)生正常的共晶結(jié)晶過程，即形成石墨-奧氏體相伴而生的共晶團。1120節(jié)點圖2-17b上繪出了石墨作為結(jié)晶主導相，亦即石墨與奧氏體共生區(qū)域（圖中陰影部分）。圖中EPQR所在線為奧氏體-石墨等生長速率對應(yīng)的成分-過冷度曲線。G、g生長速率相同時所需過冷度在圖b中的交點就是EPQR線。生長速率越大、需要的過冷度越大。當鐵液在PQR界線的左側(cè)進行結(jié)晶時，奧氏體的生長速度大于石墨的生長速度，不能形成兩相伴生的共晶團。而在PQR界線右側(cè)陰影區(qū)域結(jié)晶時石墨的生長速率大于奧氏體的生長速率，可以形成兩相伴生的共晶團。（三）共晶團在鑄鐵的共晶轉(zhuǎn)變過程中，由鐵液中結(jié)晶出來的石墨-奧氏體所構(gòu)成的集合體成為共晶團。一般情況下，每個共晶團內(nèi)包含有一簇長成花朵狀的石墨，以及在石墨片層間交叉生長的奧氏體枝晶?；诣T鐵共晶團數(shù)(個/cm2)決定于共晶轉(zhuǎn)變時的成核及成長條件。冷卻速度及過冷度愈大、非均質(zhì)晶核愈多,生長速度愈慢,則形成的共晶團數(shù)愈多。隨共晶團數(shù)量的增加,白口傾向減少,力學性能略有提高。但由于增加了共晶凝固期間的膨脹力,因而使鑄件脹大的傾向增加，從而增加了縮松傾向?？刂乒簿F數(shù)量對生產(chǎn)高質(zhì)量鑄鐵非常重要，尤其是耐壓鑄件。過共晶灰鑄鐵的凝固過程則由析出初析石墨開始,到達共晶平衡溫度并有一定程度過冷時,進入共晶階段,此時共晶石墨及共晶奧氏體可在初析石墨的基礎(chǔ)上析出,所以可見到共晶體與初析石墨相連的組織特征。其最后的室溫組織與共晶成分、亞共晶成分的灰鑄鐵基本相似，不同的是組織中有粗大的初析片狀石墨存在，而共晶石墨也顯得粗大些。1-3白口鑄鐵的一次結(jié)晶白口鑄鐵依其成分而分為亞共晶、共晶和過共晶三種類型。亞共晶白口鑄鐵在發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變前首先析出初生奧氏體。初生奧氏體析出結(jié)束后，共晶成分鐵液凝固而生成γ+碳化物組織。過共晶白口鑄鐵在共晶轉(zhuǎn)變之前首先析出初生碳化物。一、初生碳化物的結(jié)晶（一）結(jié)晶過程熱力學當成分為X的鐵液過冷至T1(如圖1-21)時，由于其中的碳的濃度超過了介穩(wěn)定條件下的平衡濃度Xa，同時也超過了穩(wěn)定系所對應(yīng)的平衡濃度Xa`，因而有析出高碳相（滲碳體或石墨）的驅(qū)動力。從可能存在的三個相的自由能來看，滲碳體與Xa成份的液相組成的混合體的能量比X成份的過冷夜體的能量低，而石墨與Xa`成份的液相組成的混合體的能量比X成份的過冷液體的能量低，從圖中可見〉，也就是從熱力學角度來看，有利于析出石墨。從熱力學角度來看，有利于析出石墨，但在動力學方面，形成石墨所需要的大規(guī)模原子擴散過程受到限制，從而更有利于滲碳體的形成。此析出滲碳體的過程一直持續(xù)到剩余鐵液成分達到Xa為止。當溫度降低時，陸續(xù)析出滲碳體，此過程一直持續(xù)到鐵液成分達到共晶時為止。(二)初生碳化物的形態(tài)過共晶白口鐵中初生碳化物相主要有三種形態(tài)：板條狀，六角狀，不定形狀板條狀碳化物出現(xiàn)在普通白口鐵（不含其他合金元素）中。在鐵液中自然生長的初生碳化物的基本形態(tài)主要是由其晶體結(jié)構(gòu)所決定。普通白口鑄鐵中的滲碳體具有正交晶體結(jié)構(gòu)，，，在各晶向上的生長速度比較為Vb>Va>Vc，因此初生滲碳體在a-b面內(nèi)長成片狀，是以樹枝狀結(jié)晶方式長大的，滲碳體的樹枝晶是二維的。六角形出現(xiàn)在高鉻鑄鐵中不定形形狀出現(xiàn)在其他高合金元素含量的鑄鐵中。二、奧氏體-碳化物共晶（一）結(jié)晶過程熱力學當具有共晶成分的鐵液過冷至共晶溫度（圖1-23中ECF線）以下時，他同時為碳和鐵所飽和，因而有同時析出奧氏體和碳化物的熱力學驅(qū)動力，過冷鐵液的自由能比奧氏體-滲碳體共晶混合物的自由能高出ΔG1，比奧氏體-石墨共晶混合體的自由能高出ΔG2，而ΔG2>ΔG1，從熱力學角度，形成奧氏體石墨共晶的熱力學驅(qū)動力更大。但從動力學角度，由于形成滲碳體所需的原子擴散程度比形成石墨小的多，故當冷卻速度大時，形成奧氏體-滲碳體共晶。奧氏體-滲碳體共晶形態(tài)因合金元素的種類、含量及冷卻條件的不同，可能得到不同形狀的碳化物。萊氏體型共晶碳化物在普通白口鑄鐵中，在連續(xù)的碳化物上分散分布的小島（奧氏體或奧氏體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物）。在快冷時小島中組織為馬氏體或殘余奧氏體，在慢冷時為珠光體。魚骨狀共晶碳化物在高鎢鑄鐵中，出現(xiàn)魚骨狀碳化物，在一個主桿上分布很多平行的分枝，在分枝間為奧氏體或奧氏體轉(zhuǎn)變產(chǎn)物?？钐蓟锖珺的白口鑄鐵中碳化物形成葵花狀菊花形碳化物含CrMo鑄鐵中，碳化物具有獨特的菊花狀。第3講鑄鐵的熔體處理最初的鑄鐵的性能很低，通過熔體處理方面的研究，包括熔體過熱處理、孕育、變質(zhì)或球化處理來改善鑄鐵的組織，使鑄鐵的各方面性能得以提高。由于（失控的）非均質(zhì)形核核心數(shù)量未知及分布不均勻，使凝固組織不均勻，有異常長大傾向，也就是說非均質(zhì)形核有偶發(fā)性。均質(zhì)形核必須有相對于非均質(zhì)形核更大的過冷度，對于Fe-C合金系而言，在較大的過冷度下可能析出滲碳體，因此鑄鐵凝固過程中不能采用均質(zhì)形核來控制凝固。必須發(fā)揮主觀能動性、實現(xiàn)可控的非均質(zhì)形核過程。3．1鐵液的過熱和高溫靜置處理在一定范圍內(nèi)提高鐵液的過熱溫度，延長高溫靜置時間，會導致鑄鐵的石墨及其基體組織的細化，使鑄鐵的強度提高；進一步提高過熱溫度，鑄鐵的形核能力降低，使石墨形態(tài)變差，甚至出現(xiàn)自由滲碳體，使強度降低，因而存在一個臨界溫度。臨界溫度的高低主要決定于鐵液的化學成分和冷卻速度。所有促進增大過冷度的因素（碳硅含量低、冷卻速度快、成核能力差），都會使臨界溫度降低。普通灰口鑄鐵的臨界溫度為1500-1550C。經(jīng)過高溫處理的鐵液在較低溫度下靜置相當時間后，過熱效果會消失，即過熱處理具有可逆性。其原因為重新形成非均質(zhì)形核核心，成核能力提高，而出現(xiàn)異常長大。

溫度對異質(zhì)核心尺寸的影響

溫度對異質(zhì)核心數(shù)量的影響

襯底尺寸隨時間的變化圖3-1熔體中團簇尺寸的變化3．2灰口鑄鐵的形核和孕育鐵液澆鑄以前，在一定的條件下（一定的過熱度、化學成分、合適的加入方式）向鐵液中加入一定量的物質(zhì)（孕育劑）以改變鐵液的凝固過程，改善鑄鐵組織，從而達到提高性能為目的的處理方法，稱之為孕育處理。孕育鑄鐵的生產(chǎn)過程是利用沖天爐（電弧爐、感應(yīng)電爐）熔煉出低碳硅含量的鐵液，并將其過熱到一定溫度，而后加入適量的孕育劑進行孕育處理。處理好的鐵液在一定時間內(nèi)進行澆注。采用非高純爐料及一般方法熔煉的鐵液中常存在有多種氧化物和硫化物等雜質(zhì)的細微顆粒，可以作為石墨的非均質(zhì)核心，因此鑄鐵的結(jié)晶是以非均質(zhì)形核為主。為了細化鑄鐵的組織，還可以在適當控制鑄鐵化學成分的條件下，往鑄鐵中加入某些能形成大量非均質(zhì)核心的物質(zhì)，即進行孕育。一、孕育處理的目的通過加入孕育劑，在鐵液中形成大量的非均質(zhì)石墨核心，從而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。改善石墨形態(tài)，使過冷型石墨轉(zhuǎn)變?yōu)榫鶆蚍植紵o方向型的石墨，并獲得細片珠光體基體，從而提高鑄鐵的性能。適當增加共晶團數(shù)。減小鑄件上薄壁與厚壁之間由于冷卻速度不同而產(chǎn)生的組織和性能上的差別，消除壁厚敏感性，提高組織均一性。二、孕育處理的本質(zhì)孕育處理的本質(zhì)是利用非均質(zhì)形核來細化凝固組織和改善石墨形態(tài)，非均質(zhì)形核應(yīng)符合以下要求能促進鑄鐵按灰口鑄鐵而不是白口鑄鐵結(jié)晶；避免產(chǎn)生不希望有的過冷組織；在片狀石墨灰口鑄鐵中能增加共晶團數(shù)（共晶團頻率）。鐵液中存在的雜質(zhì)顆粒中只有一部分能起到非均質(zhì)形核的作用，這種能起到晶核作用的物質(zhì)必須與石墨相有共格或半共格的界面。在有共格界面的情況下，晶核基底與結(jié)晶相（石墨）存在應(yīng)變，晶核基底上原子之間被拉伸，而形核相原子之間被壓縮，或與此相反。在有半共格界面的情況下，晶核基底的晶面與石墨的晶面之間，由完全配合區(qū)域與錯配區(qū)域構(gòu)成，在界面上有間隔開的位錯。在鐵液中的某種固體顆粒上形成石墨晶體時，在兩種晶格之間通?？倳嬖谑涠圈模?，為石墨六方晶格的（0001）面的點陣間距，為非均質(zhì)核心的物質(zhì)基底面的點陣間距。若失配度小于15%，該固體顆?？赡軜?gòu)成石墨的非均質(zhì)核心。三、孕育劑的作用原理生產(chǎn)中應(yīng)用的片狀石墨灰口鑄鐵大部分是亞共晶鑄鐵。在大的冷卻速度下，亞共晶鑄鐵中常會形成在奧氏體枝晶間分布、細小而無一定方向性的分枝發(fā)達的過冷石墨，降低鑄鐵的性能。孕育處理能有效防止出現(xiàn)過冷石墨，也能避免在薄壁鑄件斷面上產(chǎn)生白口。孕育處理能增加共晶團數(shù)目，提高鑄鐵機械性能。關(guān)于孕育機理還無定論，各種假說互有長短1氧化物晶核孕育說鐵液中的氧化物，特別是SiO2是形成非均質(zhì)核心的主體。其根據(jù)是硅和氧有高的親和力，在鐵液中能有效地形成SiO2晶體。而且在SiO2晶體中存在有與石墨的（0001）面互相共格的晶面。這種學說的不足在于不能解釋很純的FeSi對片狀灰口鑄鐵只有微弱的孕育作用，而含有少量的Ca、Zr等的FeSi卻具有明顯的孕育作用。2碳化物晶核孕育說孕育形成的晶核可能是具有鹽類結(jié)構(gòu)的碳化物，其中最可能的是，碳化物上的碳層構(gòu)成了為石墨晶體形成而預先準備的碳集合物。石墨沿平行于CaC2晶格的（111）面而生長。在CaC2晶格的（111）晶面之間的原子間距為0.341nm，而石墨（0001）晶面之間的原子間距為0.335nm，兩者比較接近。3硫化物-氧化物雙重晶核孕育說利用現(xiàn)代電子測試手段研究認為,晶核具有雙層結(jié)構(gòu),其核心為尺寸大約為1μm的硫化物,由氧化物的外殼包著.作為孕育劑使用的硅鐵中含有微量的Ca,Ce,Zr等元素,這種硅鐵在有白口傾向的亞共晶成分鐵液中溶解以后,隨即形成CaS,CeS等硫化物(或碳化物)為核心和以SiO2為外殼的晶核,這些晶核與石墨的原子排列有一定的共格關(guān)系而使鐵液中的碳原子能夠依附在其表面上生長.與此同時,由于硅鐵溶解,在鐵液中形成大量的富硅微區(qū).由于硅提高鐵液中碳的活度,促進了碳原子從鐵液中析出,從而在共晶轉(zhuǎn)變過程中助長石墨晶體的生成.又由于有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和細片石墨.猜想1：SiO2的熔點不很高，在鐵熔化溫度范圍內(nèi)，其存在的微觀結(jié)構(gòu)尺度很小，可能不超過臨界核心的尺寸，所以SiO2本身的形核襯底作用可能不顯著，當有碳化物或硫化物存在時，他們首先為SiO2提供襯底使其長大，到超過石墨晶核的臨界尺寸后石墨依附在其表面生長。猜想2：SiO2的某個晶面與石墨的(0001)面共格，但SiO2的這個特定的晶面不一定在其生長過程中成為界面，因此本身的形核襯底作用可能不顯著，當有碳化物或硫化物存在時，他們首先為SiO2提供襯底使其長大，使SiO2的晶面選擇性生長，而使特定晶面稱為界面，促進石墨在其上生長。四、孕育效果孕育處理的效果將隨時間的推移而逐漸消失,即發(fā)生孕育衰退現(xiàn)象.孕育衰退來自三方面的原因：(1)已形成的晶核的老化,(2)晶核在鐵液中上浮(3)富硅微區(qū)消失.由于鐵液中溶解有FeO,MnO等氧化物他們與晶核表面的SiO2分子化合而形成FeSiO3,MnSiO3等化合物，使晶核受到污染,失去其作為晶核的活性,此即為晶核的老化。（中毒）孕育作用的發(fā)生和衰退過程可以通過孕育前后以及孕育處理后不同時間所澆注的三角試樣的白口深度變化來表明.如圖3-5,在孕育處理后的1-2min時間內(nèi),孕育作用表現(xiàn)充分,隨后的一段時間內(nèi)孕育作用逐漸消失。

圖3-5孕育效果隨時間的變化

五、孕育處理工藝（一）原鐵液的化學成分和溫度適當控制孕育處理前原鐵液的化學成分和溫度是實現(xiàn)有效孕育的重要條件。原鐵液的碳硅含量應(yīng)相當于使鑄鐵組織處于即將由白口向灰口過度（但仍為白口組織）的臨界狀態(tài)，即相當于白口鑄鐵的邊緣成分。這樣在加入為數(shù)不多的孕育劑時，即可收到良好的孕育效果。在一般情況下，原鐵液的含碳量wc=2.6-3.2%范圍內(nèi),硅含量在wsi=2.0-1.0%范圍內(nèi).與圖聯(lián)系圖3-鑄鐵組織與碳硅含量的關(guān)系（Si有促進石墨析出的作用）原鐵液經(jīng)過適當?shù)倪^熱和靜置,以使鐵液中殘存的石墨晶芽得以消除,也會使鐵液中某些可能作為石墨形核襯底的夾雜物從鐵液中上浮而除去,使鐵液得到一定程度的凈化（避免偶發(fā)非均質(zhì)形核）.為此,鐵液溫度應(yīng)達到1450C以上,并在此溫度靜置10-15min時間.（二）孕育劑的加入量和粒度灰鑄鐵用孕育劑的主要成分是硅鐵(一般wsi=75%的硅鐵),孕育劑的加入量應(yīng)根據(jù)鑄件的壁厚而定:對厚壁鑄件加入量為鐵液重的0.2-0.4%,對薄壁鑄件,加入量為鐵液重的0.3-0.5%.孕育劑應(yīng)有適宜的粒度(一般1-3mm),以使其能在鐵液中迅速熔化和吸收,粉狀硅鐵在孕育處理過程中容易氧化燒損,故應(yīng)避免應(yīng)用.（三）孕育處理方法最初采用的孕育處理方法是沖澆法,即將孕育劑放置在鐵包底部,靠鐵液液流將孕育劑沖熔的方法.缺點是一包鐵水處理后,必須在孕育衰退之前澆注完畢.這對一次處理大量鐵水而又需要較長時間澆注的生產(chǎn)情況是不適應(yīng)的.為了避免孕育衰退,在孕育處理工藝方面進行了改進（防止孕育衰退）。包內(nèi)孕育：包內(nèi)沖入法，出鐵槽孕育法遲后孕育：澆口杯內(nèi)孕育法，硅鐵棒孕育法，浮硅孕育法，孕育絲孕育法，隨流孕育法。1．浮硅孕育法在臨澆注之前,將硅鐵塊撒布在鐵液表面,進行孕育.這種操作方法簡單,其缺點是有時硅鐵塊被熔渣包裹住,而失去孕育作用.2．澆口杯孕育法這種孕育方法操作簡單,但有時孕育劑分布不均勻.3．硅鐵棒孕育法用硅鐵粉與粘接劑為材料,壓制成硅鐵棒,將硅鐵棒置于包嘴位置以進行孕育.其優(yōu)點是實現(xiàn)了瞬時孕育,作用較可靠.缺點是操作復雜.孕育絲孕育法隨流孕育法型內(nèi)孕育法將孕育劑制成型內(nèi)插入塊,安放在澆注系統(tǒng)中.澆注時鐵液將孕育劑沖熔而實現(xiàn)孕育.這種方法孕育效果良好,作用可靠,適宜于大量生產(chǎn)。澆口杯內(nèi)孕育法3-3、白口鑄鐵的變質(zhì)采用變質(zhì)處理方法可以改善初晶及共晶碳化物的形態(tài)，使碳化物在基體中呈不連續(xù)分布，從而能夠減小白口鑄鐵的脆性并提高其強度。變質(zhì)處理的實質(zhì)是改變白口鑄鐵中碳化物的長大條件，抑制其擇優(yōu)取向生長的趨勢。以Ce為主要元素的混合稀土與適宜的細化奧氏體枝晶的元素（Ti，N，V等）相配合，可以收到良好的變質(zhì)效果。稀土元素Ce具有很強的表面活性，在鑄鐵結(jié)晶過程中，在碳化物的不同晶面上進行選擇性吸收，它優(yōu)先吸附在能位較高同時也是生長較快的晶面上，減緩其生長速率，其結(jié)果是減弱了晶體生長的各向異性，促使碳化物成為板塊狀。而Ti，N，V等元素在鐵液中形成大量的非均質(zhì)晶核，使奧氏體枝晶增多變細，并縮小碳化物的尺寸，使其分散和孤立化。同時，由于碳化物尺寸的減小，也使其保持塊狀生長的相對穩(wěn)定性得到提高，避免塊狀碳化物在生長過程中產(chǎn)生分支。猜想：滲碳體是否可以球化猜想：共晶過程中滲碳體不一定為領(lǐng)先相第3講鑄鐵的熔體處理3．4、石墨球化處理

球墨鑄鐵一般用稀土鎂合金對鐵液進行處理，以改善石墨形態(tài)，從而得到比灰鑄鐵性能更高的鑄鐵。球墨鑄鐵中的石墨以圓球形狀存在，由于球狀石墨對鑄鐵基體的割裂作用最小，因而能使基體的性能得到充分發(fā)揮。球墨鑄鐵具有比灰鑄鐵高的多的強度和韌性，成為可以和鑄鋼相比的鑄造合金材料。

蠕墨鑄鐵中的石墨以蠕蟲狀存在，蠕蟲狀石墨與片狀石墨形狀相似，但兩者間有明顯的不同：蠕蟲狀石墨的長度與厚度之比較?。╨：g=2-10），而片狀石墨的比值較大（l：g>50）；蠕蟲狀石墨的端部呈圓鈍狀，而片狀石墨的端部為銳角形；蠕蟲狀石墨的卷曲程度遠大于片狀石墨。由于這些原因，使得蠕墨鑄鐵具有比灰鑄鐵高的多的強度。而由于蠕墨鑄鐵中的石墨之間的連續(xù)性比球墨鑄鐵強，它的導熱形和減振性均優(yōu)于球墨鑄鐵。因此蠕墨鑄鐵比灰鑄鐵強度高、又在一定程度上保留了灰鑄鐵的良好性能的一種鑄鐵材料。

球墨鑄鐵和蠕墨鑄鐵的生產(chǎn)方法：球墨鑄鐵的一般生產(chǎn)過程包括：熔煉鐵液、球化處理、孕育處理、澆注鑄件、熱處理，在上述環(huán)節(jié)中熔煉優(yōu)質(zhì)的鐵液和進行有效的球化-孕育處理是生產(chǎn)球墨鑄鐵的關(guān)鍵。蠕墨鑄鐵的一般生產(chǎn)過程包括：熔煉鐵液、蠕化處理、孕育處理、澆注鑄件，在上述環(huán)節(jié)中熔煉優(yōu)質(zhì)的鐵液和進行有效的蠕化-孕育處理是生產(chǎn)蠕墨鑄鐵的關(guān)鍵。一、石墨的球化機理核心說：認為作為晶核物質(zhì)的晶格結(jié)構(gòu)是決定石墨形狀的條件。用鎂處理鐵液能使石墨球化是因為能在鐵液中生成具有立方晶格結(jié)構(gòu)的MgO、MgS、MgC2等化合物，碳原子從四面八方以相同的速度結(jié)晶而形成球狀石墨。不能解釋有的石墨核心是片狀石墨。碳化物快速分解說：認為球狀石墨的生長過程包括兩個階段，首先是球墨鑄鐵結(jié)晶成白口組織，其后因為鑄鐵含硅量高，白口組織中的碳化物立即分解為奧氏體和石墨。不能解釋球狀石墨從鐵液中直接結(jié)晶析出。過冷說：認為球狀石墨與片狀石墨一樣，可以從鐵液中直接析出，而將石墨長成球狀的原因歸于過冷度。其根據(jù)是球墨鑄鐵的結(jié)晶過冷度比片狀石墨鑄鐵大得多。球墨鑄鐵在更低的溫度下結(jié)晶，碳原子的擴散速度成為石墨生長的限制性環(huán)節(jié)，而且隨著過冷度的增大，鐵液的表面張力增加，更促進生成相朝著比表面積小的形態(tài)發(fā)展。過飽和奧氏體說：認為由于球墨鑄鐵的結(jié)晶過冷度大，在結(jié)晶時不能達到平衡狀態(tài)，故會形成過飽和奧氏體，而后在過飽和的奧氏體中分解出石墨，由于是在固態(tài)下分解，故石墨長成球狀。氣泡學說：認為石墨長成球形，是鎂蒸汽泡作用的結(jié)果。石墨在鐵液中直接形核和生長的初期將受到鐵液巨大的表面張力作用，而無適當?shù)目臻g條件，其形核和生長的可能性很小。而球化處理時，產(chǎn)生的鎂蒸汽泡為石墨的形核和長大創(chuàng)在了條件。但關(guān)于石墨球化過程至今還無定論。結(jié)合石墨析出過程的分析，球化劑的加入改變S和O的存在，改變界面能，而使c向生長加快，長成球狀。二、石墨球化的評定標準球化率：在鑄鐵的微觀組織的有代表性的視場中，在單位面積上球狀石墨數(shù)目與全部石墨數(shù)目的比值（以百分數(shù)表示）石墨球徑：在放大100倍的條件下測量的有代表性的球狀石墨直徑圓整度：是對石墨球圓整程度的定性的概念。為了保證球狀石墨具有好的性能，要求有高的球化率，圓整而細小的球狀石墨。三、球化劑:鎂、鈰和釔作為球化劑的特點1．球化能力鎂作為球化劑，有很強的脫硫、脫氧能力，能有效地消除硫、氧的吸附作用，增加鐵液的表面張力，提高鐵液/石墨界面能，故能穩(wěn)定地使石墨球化。在用鎂處理鐵液時，能形成分散度很大的鎂的硫化物、硫氧化物及碳化物的微粒，這些夾雜物微粒可作為球化處理后孕