高强度灰铸铁

高强度灰铸铁的生产目录我国灰铸铁件生产概况1冲天炉熔炼2原铁液质量3高效孕育处理4石墨影响5灰铸铁缺陷6我国灰铸铁件生产概况我国灰铸铁件生产概况①灰铸铁件在我国铸件总产量中占有很大的比例②我国灰铸铁件占世界灰铸铁件总量的32.7%，是美国、俄罗斯、日本、德国、英国的总和我国灰铸铁件与国外的价格却相差3～6倍影响铸件价格的其中最重要的因素之一：铸件的内在质量铸造界的当务之急：认真分析我国灰铸铁件内在质量的问题所在，采取一系列的措施加以提高冲天炉熔炼冲天炉网格图（如图1）反映了风量、铁焦比、铁液温度、熔化率四者之间的复杂关系，冲天炉网格图是冲天炉操作的理论基础。铁液温度反映了底焦高度，而熔化率不仅是风量的标尺同时与底焦高度有关。冲天炉操作风焦配合风量调整、铁焦比调整是控制冲天炉底焦高度的两种基本手段。底焦高度可以通过风量调控：底焦偏高，增加风量可以使底焦高度降低底焦偏低，减少风量可以使底焦提高冲天炉的尾气除尘冲天炉熔炼过程中对环境产生的主要污染包括有害气体、烟尘、噪声、炉渣、污水等，其中以烟尘对环境的污染最为严重。烟尘为烟气与粉尘的统称，粒径小于1µm的为烟气，大于1µm的为粉尘。预防与治理烟尘污染，目前不存在任何技术问题。使用现有的袋式除尘器，选用适当的除尘技术参数，可将炉气粉尘排放浓度控制在50mg/Nm3以下，甚至可实现“零”排放。冲天炉节能能源利用率中频感应电炉天然气冲天炉燃焦炉与感应炉双联燃焦炉由于我国当前电力主要来源于燃煤发电（火电），属于二次能源，存在煤电转换效率，因此如果通观整个能源生产过程，可认为天然气冲天炉的能源利用率高于感应电炉，属于最节能的熔化方式。冲天炉节能途径①降低能源消耗②提高铸造工艺水平③提高工厂管理水平提高焦炭热能利用率的措施①回收热水用于洗浴与采暖②回收热风用于车间采暖③利用热炉气烘干砂芯冲天炉熔炼工艺要点冲天炉熔炼，影响化学成分和温度的因素较多，我们除在严格遵守冲天炉熔化工艺的条件下，主要通过加强控制以下几个方面，因而得到成分比较稳定、温度较高的优质铁水，1.严把修炉关，保持良好炉型2.前后炉修完后进行两次炽烤，以利于提高铁水温度。3.熔炼过程中，注意控制底焦高度(稳定在1700mm以上)，保证底焦块度(在100-200mm之间)，以强化底焦燃烧。层焦块度亦保持在60-100mm。6.加强管理，提高操作人员责任心，消除人为因素的影响。4.严格炉料管理和加料制度，及时加，加满料，使炉料能够充分预热。风焦配合，减少氧化，使出铁温度稳定在1480℃以上。5.严把孕育关。当原铁水白口数较大时用75#硅铁孕育；较小时用铬铁、锰铁、硅铁等复合孕育。孕育后三角试片白口数控制在4-6mm。原铁液质量原铁液质量是保证灰铸铁内在质量的基础之一，它的三个指标为：原铁液质量温度化学成分纯净度其中温度起主导作用，它的高低直接影响着化学成分和纯净度1.原铁液温度原铁液的过热温度：①存在一个临界温度，只有高于这一临界温度，随着温度的提高，铁液氧化大幅度地减少，Si、Mn烧损减少，并使石墨细化，基体组织致密，铸铁强度提高，硬度下降，弹性模数有少许提高，成熟度RG提高，相对硬度RH下降，品质系数Qi提高②如果铁液过热太高，会导致石墨分布形状的恶化，过冷度过大，极易出现自由渗碳体，导致力学性能下降，尤其低碳当量（CE）的铁液对太高的温度过热敏感性更大，性能下降更明显，因此铁液过热温度也应有一个上限。生产实践中，铁液过热的临界温度及过热的上限范围是与铸铁牌号即w（C）、w（Si）量的高低密切相关的。牌号越高，w（C）、w（Si）量越低，过热温度范围也越高。灰铸铁从HT250至HT350，国外先进水平的出铁温度为1500～1550℃，从实践效果和节能角度考虑，1480～1520℃比较合适。如表把铁液温度控制在1480～1520℃，既能保证铸件质量，同时也有利于节约能源，因为合适的过热温度减少了铁液的氧化及Si、Mn的烧损。①铁液中的w（C）、w（Si）与铁液温度之间存在着一定的关系，当铁液过热到某一临界温度时，铁液可避免氧化，SiO2、MnO可以被还原②随着w（C）、w（Si）量降低，合适的过热温度提高，1480℃HT250～HT350灰铸铁最低的过热温度过热温度之所以要高出临界温度50℃，是因为冲天炉内达不到临界温度的平衡条件高温铁液在实际生产中具的实际意义:冲天炉熔炼铁液的温度越高，渗C率也越高，在同等强度下提高了CE，有利于改善铸造性能高温优质铁液由于减少了氧化，大幅度减少了因氧化造成的废品，并显著地减少了Si、Mn烧损，降低了成本铁液的w（O）量与渣中的w（O）量关系如表2在生产HT250～350灰铸铁时，强调冲天炉的出铁温度为1480～1520℃，在任何情况下是不为过的，它是优质铁液的首要条件①

优化CE和Si/C比值2.化学成分

灰铸铁中碳的质量分数大多为2.6%-3.6%，硅的质量分数为1.2%-3.0%，碳和硅都是强烈地促进石墨化的元素，可用CE来说明它们对灰铸铁金相组织与力学性能的影响。CE石墨片变粗、数量增多，强度和硬度下降CE减少石墨数量、细化石墨、增加初生奥氏体枝晶量，从而提高灰铸铁的力学性能。铸造工艺性能变差；白口倾向增大，难以加工；应力大，容易产生裂纹；铁液收缩大，易产生缩松，造成渗漏；铸件断面敏感性高，容易产生废品等国内外的大量研究表明：在一定的CE范围内，提高Si/C值是提高灰铸铁强度的有效手段一般认为，在相同碳当量条件下，Si/C比提高，抗拉强度可提高30~60MPa。在相同碳当量的条件下，随着硅碳比的提高，灰铸铁的奥氏体枝晶数量增加。高硅使奥氏体枝晶在较高的温度即开始生成，且延长了生长时间，使初生奥氏体数量增加，奥氏体骨架得到强化，同时高硅使得共晶结晶时，石墨数量少，也较细小，石墨尖端较钝，石墨割裂基体的作用减弱，加之灰铸铁中更多的Si固溶于铁素体中使之强化，从而使灰铸铁的抗拉强度得到提高。但是，对于采用较高碳当量的铁液的缸体来说，并不是Si/C值越高，灰铸铁的强度越高。在Si/C值提高到一定值后，强度开始下降。②

Si是一个促进石墨化元素，在铸铁中具有分解碳化铁的能力，使之形成游离碳。其石墨化作用所析出的游离石墨片破坏了灰铸铁的连续性，严重损害了抗拉强度。①

Si又可以对灰铸铁基体组织中的铁素铁起到固溶强化作用，相应的提高铸铁的抗拉强度。在稍低于这个临界值之下时，会增加珠光体数量，进而提高铸铁强度。Si提高强度有一个临界值Si含量增加到这个临界值以上时，使石墨粗大和珠光体量下降，强度降低。Si/C值不断提高，共析转变温度也在提高，使珠光体在较高温度下形成，片层间距增大；又因为高Si使C在奥氏体中的溶解度急剧下降，使奥氏体向铁素体的转变量增多。因此，Si/C提高可以产生两种相反的影响｛图1，当CE<4.0%时，σb先随着Si/C的提高而升高，当Si/C超过一定范围时，σb随Si/C的提高而下降，CE越低，该倾向越明显；当CE为3.6%-3.8%时，Si/C在0.6-0.8范围内，σb最大。当CE为3.8%-4.0%时，Si/C在0.65-0.75范围内，σb最大。可见，CE越低，获得高强度的Si/C范围越宽。当CE>4.0%时，随着Si/C升高，σb无明显变化，故CE高时，提高Si/C对强度无明显影响，这时用提高Si/C来提高强度，效果不大。图2为Si/C对HB的影响，此图表明，当CE为3.6%-3.8%时，HB随Si/C增大稍有提高；当CE为4.0%-4.2%时，HB随Si/C的增大而呈下降趋势；当CE为3.8%-4.0%时，HB基本不随Si/C变化而变化。CE=3.8%，Si/C从0.5→0.7→0.9变化时，铸铁的拉伸强度呈抛物线变化，硬度呈下降趋势。在Si/C=0.7时，抗拉强度达最大值，为357.1MPa，硬度为238HB。不进行传统的孕育处理，只调整Si/C，即可容易得到HT250以上的高强度灰铸铁。CE>4.0%时，Si/C增大，对抗拉强度影响很小，而硬度呈下降趋势，此时，无论怎样调整Si/C，强度等性能不可能提高，反而随着超过数值的增大，强度、硬度逐步下降。高碳当量的铸铁不适合通过提高Si/C来获得高强度②优化Mn、S、P含量、(Si-Mn)差值和Mn/S比值Mn是强碳化物形成和稳定碳化物元素，Mn置换了Fe3C中的Fe，形成(Fe,Mn)3C构成更强更硬的珠光体，促进珠光体的形成。Mn能无限固溶于奥氏体，又可固溶于基体组织，强化基体，提高铸铁强度。Mn是扩大奥氏体区的元素Mn有效地降低奥氏体共析转变温度有利于形成珠光体增加奥氏体枝晶的数量奥氏体向珠光体的转变在较低温度下进行促使珠光体片细化，使珠光体片间距减小灰铸铁的力学性能主要取决于石墨数量、尺寸和石墨形态。Mn是铸铁中稳定渗碳体与促使珠光体化的元素，但它会与S形成MnS而作为石墨非自发形核的核心，促使铸铁石墨化。低碳当量的灰铸铁，自身的石墨数少且细，所以σb高，但增加Mn含量，MnS增多，石墨数量增加且变粗。故σb下降。高碳当量的灰铸铁，自身的石墨数多且粗，珠光体数量少，增加Mn含量，石墨形貌变化不大，此时，Mn促使灰铸铁珠光体化的作用表现较强，故σb有所提高。在高强度灰铸铁中，Mn常作合金元素被加入，Mn可以固溶于基体，也可以无限固溶于奥氏体，达到强化基体组织的作用。Mn的含量，特别是(Si-Mn)差值，对提高灰铸铁强度影响较大。如图4所示，当铁水中(Si-Mn)差值减小时，σb提高；(Si-Mn)差值低于1.4%时，σb变化不大或稍有降低；(Si-Mn)差值一般控制在1.10%-1.40%。S在孕育铸铁中是强烈稳定渗碳体、阻碍石墨化的元素S能降低C在铁液中的溶解度，增强C的活度，与Mn、RE形成的MnS和RES会成为石墨非自发形核的核心，故又能促使石墨化，所以S是促使孕育反应顺利进行不可缺少的成分。S在铸铁中有着双重作用硫量偏低时，孕育元素的作用得不到发挥，孕育效果不佳。硫量过高时，由于孕育元素与S的原子比下降，将形成Re2S3、Re3S4类型的硫化物，它们不能成为石墨形核的有效基底，导致孕育效果恶化。另外，过高的硫量还会导致大量自由态S的存在，它们富集在共晶团前沿，从而限制了共晶生长，引起铁水过冷，使铸铁力学性能下降。在不同CE的情下，σb值均随S含量的增加而明显提高，但当含S量超过某一临界值时强开始降低。有资料介绍，含硫量0.05wt.%~0.12wt.%为佳。

Mn和S在铸铁中相互制约，因此在选择Mn含量与S含量时必须考虑Mn/S值。P对灰铸铁力学性能的影响体现在凝固过程中，初生奥氏体以枝晶状组织形成后，由于偏析，高磷液相被挤到枝晶间。因此，其后结晶的硬而脆的磷共晶大多分布在奥氏体晶粒的交界处，并伴随有各种铸造缺陷，如夹杂、晶间缩松等，构成铸铁组织的薄弱环节。随含磷量的增加，磷共晶在共晶团晶界的分布形式依次为孤立块状、均匀分布、断续网状，因此，对基体的割裂作用也逐渐增大。抗拉强度随磷含量的增加逐渐降低。灰铸铁中的P含量一般在0.05wt.%~0.07wt.%之间。③微量有害元素的控制生铁和回炉料中的废钢有时会含有Ti、Pb等元素，熔炼时，这些元素容易使铸件产生缩松渗漏缺陷。在4100QB生产中发现微量元素WTi>0.0435%时，出现缩松的缸盖占生产缩松缸盖总数的75%左右，由此判断，Ti对缩松有较为直接的影响，并推荐使用WTi>0.08%的生铁。含Pb量达0.0008%，即可造成缩松渗漏，须注意使用的炉料中是否有镀Pb材料，或须先行除去镀层。影响缩松渗漏的微量元素还有V、Al等细化石墨和共晶团④添加合金元素的影响灰铸铁中加入合金元素来提高强度的主要机理表现在：提高渗碳体的热稳定性，防止珠光体在高温下分解增加基体中珠光体的含量，并使珠光体的片间距细化生成碳化物或含有合金元素的硬化相通常当碳当量大于3.9%时，不加入适量的合金元素，难以稳定珠光体组织并且还可能会出现粗大石墨。国内外目前在灰铸铁中常用的合金元素大约有：Cr、Cu、Mo、Ni、Sn、Ti、V等，其中最主要的是Cr和Cu两种元素。Cr和Cu都是稳定珠光体的元素，可以起到增加和稳定珠光体量，细化珠光体组织的作用，显然能明显提高灰铸铁的强度。Cr的加入必然引起白口倾向的增加，且含Cr量达到一定量(大约超过0.8wt.%时)后，灰铸铁的强度会下降。Cu是一种促进石墨化的元素，可抵消Cr元素增大白口的不利影响，有利于保证铁水的铸造工艺性能。Cu常和合金元素Cr一起使用。Cu和Cr在复合加入时的强度优于其单独加入。V提高灰铸铁抗拉强度的能力很大，但它阻碍石墨化的能力也很大(仅次于S)，所以气缸体与气缸盖用灰铸铁中一般不加入V。Mo与Ni价格昂贵，少量用Mo，一般以Cu代替Ni，Mo是提高灰铸铁强度最有效的合金元素之一，同时也是较温和的反石墨化元素，具有较温和的碳化物形成作用，对石墨有阻碍作用，可以细化珠光体，亦能细化石墨，从而提高珠光体灰铸铁的强度，在改善石墨片时并不减少石墨片的细小生长空间。Sn为增加珠光体量而加入，一般用量＜0.1%，可提高铸铁强度，＞0.1%时有可能使铸铁出现脆性。加入适量Sb有效地改善壁厚敏感性显著提高各断面的硬度值生产成本提高，产品在市场中的竞争力就会下降3.铁液纯净度铁液纯净高是指铁液中的气体含量和非金属夹杂物含量较低。生产实践证明：铁液中w（H2）>3ppm，易产生氢气孔w（O2）＞60ppm，则铁液氧化开始严重，Si、Mn烧损增加w（N2）＞100ppm，易产生氮气孔铁液中，H2、O2、N2对铸铁性能的影响如下表：铁液纯净度中的非金属夹杂物是指除石墨、碳化物、基体、磷共晶以外的组成物，主要为氧化物与硫化物。高温铁液过热超过临界温度对非金属夹杂物的作用：一是使铁液免于氧化，Si、Mn烧损下降，减少夹杂物二是高温使一些已生成的非金属夹杂物“熔化”，使铁液得到一定程度的纯化三是高温利于夹杂物聚集上浮成渣非金属夹杂物对铸铁性能的影响：小结：高温铁液是铁液纯化的基础。炉料的“净化”及限制废钢中Cr、Mn、V等合金的加入对提高铁液纯净度也是十分重要的。优质原铁液的影响因素中温度是主导的、起决定性作用的。在生产实践中，可以以温度为1480～1520℃，Si、Mn烧损小于15%，渣中w（FeO）小于5%的铁液作为优质原铁液的温度指标和纯净度指标。以w（Si）的波动值在±0.05%～0.1%、w（Mn）的波动值在±0.1%，孕育前为白口或麻口组织，孕育后为细珠光体，以获得A型石墨分布的w（C）、w（Si）量，作为优质原铁液的化学成分指标。这5个指标在生产实践中具有极其重要的意义，控制这5个指标就可以熔炼出优质的原铁液。高效孕育高效孕育孕育的原则：获得细珠光体基体及A型分布的石墨组织的灰铸铁孕育剂粒度出铁槽孕育（粒度见下表）和瞬时孕育合适的粒度为0.3～1.0mm孕育剂的储存孕育剂极易吸潮，不宜破碎后长期存放，应用铁桶封存，用时再打开1.3孕育剂的烘烤孕育剂需经300～500℃预热后使用，未经预热的SiFe易从大气中吸收水汽，造成铸件针孔恰当选择原铁液w（S）量注意铁液的w（S）量，为保证孕育时有足够的结晶核心，铁液的w（S）量宜在0.05%～0.06%，低于此值，孕育效果将降低，应及时调整铁液成分。铁液的w（Si）量在一定的碳当量和相同的终w（Si）量[记作w（Si终）]下，w（Si原）较低，w（Si孕）量较高者强度好、硬度低、孕育效果显著，如下表在生产实践中当CE为3.3%～3.5%时，w（Si孕）量与w（Si终）量的较适宜比例为50%～60%当CE为3.6%～3.8%时，上述较适宜比例为25%～35%孕育温度的选择高的过热温度下，较低的孕育温度则会取得较好的孕育效果高温孕育效果差的主要原因：孕育后仍有较高的温度，孕育结束至铁液凝固的温差大，凝固时间长，导致铁液的过冷度增加，使孕育衰退加剧，因而削弱了孕育效果。浇注时进行瞬时孕育的适宜浇注温度如下表：表3为浇注时进行瞬时孕育的适宜浇注温度孕育的时间性与瞬时孕育工艺孕育处理最大的问题是孕育衰退，其三个阶段如下图：AB段表示原始晶核状态，加入孕育剂后，晶核数迅速增加，达到C点，时间约1min左右，此后晶核数下降到达D点，孕育效果完全消失。灰铸铁孕育衰退时共晶团逐渐减少的情况如下表：灰铸铁孕育衰退时白口增加和抗拉强度下降的情况如下表：传统的出铁槽孕育有两个明显的缺点：孕育剂加入量大孕育效果差瞬时孕育的方法很多：大块浮硅孕育、浇口杯孕育、硅铁棒孕育、喂丝孕育、随流孕育、型内孕育等。实践证实，随流孕育工艺在生产中最实用，容易坚持，也易于实现，其他方法在应用时皆遇到不同的问题。实际上孕育衰退是造成灰铸铁内在质量不一致的主要原因，为保证铸铁质量，采用瞬时孕育势在必行。随流孕育只需在浇注时人工将0.3～1.0mm的细粒孕育剂加入铁液流中即可，加入量约为0.10%～0.15%，加入时间为浇注时间的2/3。石墨形态及其分布对产品性能的影响及形成的原因

1灰铸铁金相组织特点灰铸铁的金相组织由金属基体和片状石墨所组成。金属基体形式有珠光体、铁素体及珠光体加铁素体三种。石墨片可以不同的数量、大小、形状分布于基体中。此外，还有少量非金属夹杂物，如硫化物、磷化物等。随着过冷度的增大，亚共晶灰铸铁的片状石墨可以A、B、C、D、E等不同分布的形态出现，它们对铸铁的力学性能有很大的影响。按照传统的论点以及国内外不少图样上的规定：A型石墨最好B型石墨应避免C、E型石墨对基体有割裂作用不可以出现对D型石墨的评价要具体分析，不能采取一成不变的传统看法。2GB/T7216-2009灰铸铁金相检验

GB/T7216-2009灰铸铁金相检验把石墨分布形状分为六种类型，见表1，其金相组织见图1-6。片状石墨分布图A型石墨6种分布形态的特点：它呈均匀分布，无方向性。由于这种类型石墨相对来说对金属基体割裂作用较小。机械强度较高，所以多希望得到A型石墨。也称菊花状石墨．这种类型石墨发生在碳当量高．且结晶核心较少的情况下。共晶团比较大。而结晶初期冷却速度比较大，所以中心石墨长不大．片较细小。它出现在过共晶铁水的铸件中，有粗大的片状初生石墨．可增加材料热导率、降低弹性模量。由于钢锭模子要求有高的导热性，所以在钢锭模中常出现这种石墨。由于C型石墨会降低铸铁的机械性能。所以具有C型石墨的铸件机械加工表面会出现麻点。B型石墨C型石墨D型石墨石墨于奥氏体枝晶间析出，呈无方向的点状分布。当铸铁件在快速冷却时(如壁很薄)，铁水有很大的过冷度，但由于硅含量较高，使其免于出现白口，由于在共晶凝固前，有奥氏体先结晶折出。形成无石墨的奥氏体枝晶。这表明铸铁成分是亚共晶，大多数情况也的确如此，但是，共晶成分铸铁会出现D型石黑。当冷却速度大时，合金液过冷度增大。共晶温度线下移。Fe-C相图上的液相线向右下方延伸，原共晶点也向右下方移动，原共晶成分成为亚共晶成分．出现奥氏体初晶及D型石墨。金属型铸件易出现D型石墨，它与相同硬度的A型石墨铸件相比，机械强度较高。D型石墨铸件出现的问题是难以得到没有铁素体的铸件，内于密集的点状石墨之间距离很近，所以奥氏体在共析转变时析出的碳很容易聚集到点状石墨上去，Fe3C难以形成。E型石墨F型石墨发生在碳含量很低的铸铁中，冷凝时，首先形成奥氏体初次晶，余下铁水在树枝晶间发生共晶反应，石墨片呈方向性分布。这是一种星形石墨分布形状．常出现在碳当量高的薄壁铸件中，例如单体活塞环的显微组织中。加微量硼的含硼灰铸铁中也会出现F型石墨。

GB/T7216-2009灰铸铁金相检验把石墨长度分为八级，见表2和图7-14。各型石墨的形成条件见表3。3石墨形态形成原因⑴影响A型石墨形成的主要因素④孕育剂：包嘴随流孕育的方式效果应为最佳，孕育剂粒度0.3-0.5mm，使用量仅在0.1-0.15%之间，加入时间与凝固时间的时间间隔为最短，这样完全可以避免孕育衰退的发生。③高温静置：长时间高温静置的铁液石墨化能力差②铁液中的非均质核心：硫化物等非均质核心及有效的SiO2为外壳的晶核①铸铁结晶过冷度：受冷却速度、化学成分、及形核能力的影响。

⑵B型石墨成因分析据有关资料介绍，B型石墨就相当于D+A的组合。首先由于受铁水质量或孕育效果的影响，在铸件的内部最起初先形成了分枝多而且密的D型石墨，随着结晶过程的进行，在共晶转变中释放出结晶潜热向周围散出，导致结晶过冷度降低，故外层石墨生长速率延缓，石墨片又逐渐长成了片状，而且沿着热流的方向长成了辐射状。再进一步向外发展时，由于热流已不再有明显的辐射方向性，故外围又长成了蜷曲的片状A型石墨。⑶C型石墨成因分析①未完全熔化的原材料生铁，遗传性因素引起形成C型石墨，电炉本身过热温度低，生铁中的粗大石墨不能完全熔化，但一般用冲天炉熔化的铁水形成粗大石墨的几率较低。②未完全熔化的石墨增碳剂，使用废钢加增碳剂用电炉直接熔化生产灰铸铁，如果部分增碳剂未能完全熔解即被倒出进行浇注，这样将有部分增碳剂进入铸件型腔随其余铁水一起结晶凝固，这部分石墨就相当于过共晶成分铁液先析出的初生石墨一样，其余游离碳进一步附着并长大，从而形成粗大的C型石墨。在生产中控制好补加增碳剂的熔解或着在时间允许的条件下采取其它调质措施即可解决此问题。⑷D型石墨成因分析这是因为剩余的铁液只能在发达的初生奥氏体枝晶间快速共晶凝固的结果。过冷石墨的形态特征：在奥氏体枝晶间分布着大量细小而无一定方向性的片状石墨。铁液的碳当量较低加入某些能改变铁液物化性能的合金元素在较快的冷却速度下凝固促进D型石墨的形成4D型石墨灰铸铁采用金属型和水平连续铸造方法获得的D型石墨分布的灰铁的碳当量一般较高，抗拉强度明显高于砂铸条件下的A型石墨珠光体基体的灰铸铁，这明显与传统观点相悖。传统观点认为：灰铸铁的理想组织是均布的、尺寸较小的A型石墨和全珠光体基体，具有较高的力学性能和适中的硬度；D型石墨和铁素体基体存在是有害的，力学性能较低。生产中发现，这种观点不够全面。传统观点一般认为影响灰铸铁力学性能的因素主要是石墨的分布形态、大小，共晶团的数量，基体组织形态，以及强化基体的合金元素等。近来部分学者认为除上述影响因素以外，初生奥氏体枝晶对灰铸铁的性能亦有显著影响。在枝晶内部不存在石墨，铁素体枝晶构成连续的“骨架”宛如复合材料中的强化相，可以提高灰铁组织的综合力学性能。因此，初生奥氏体枝晶的数量愈多，铸铁的强度就会愈高。甚至采用金属型方法生产的D型石墨灰铁件的抗拉强度超过部分铁素体球铁的抗拉强度。大部分或全部成为D型石墨时强度又很高。有文献认为“由于两者强化机理不同，当A型石墨与少量D型石墨共存时两者的强化机制均得不到充分发挥而使强度降低”。通常上述情况的存在条件是碳当量低，又未经过充分孕育处理，铁液的形核能力较差，此时铸铁中共晶团数量较少，冷却速度不是很快，A型石墨的尺寸也较大。由于铁液的成分偏析，凝固时间较长，最后凝固的少量铁液的过冷度较大，出现少量D型石墨。其强度较低的根本原因是A型石墨片粗大，共晶团数目较少。相反，若将此铁液进行充分孕育，石墨全部变为较均匀、尺寸中等或较小的A型，共晶团数量增多，强度就会显著提高。这些孔洞似乎是凝固过程中形成的显微疏松，由于显微疏松本身就是微裂纹，因此，D型石墨灰铸铁具有更高的强度和更好的致密性也就是必然的了，这也是D型石墨灰铸铁具有更好的防渗漏性能的原因，因而D型石墨灰铸铁更适合于制造压缩机缸体及液压元件等。图15、图16分别为A型石墨灰铸铁和D型石墨灰铸铁的断口形貌可以看出：两种铸铁断口形貌的共同特征主要是石墨片的解理和基体的解理明显不同的是A型石墨灰铸铁断口上的孔洞较多，而D型石墨灰铸铁断口上的孔洞较少图15A型石墨灰铸铁的断口形图16D型石墨灰铸铁的断口形片状石墨在一个共晶团内的立体形貌呈花朵状，花朵与花朵之间为共晶奥氏体的转变产物，即珠光体或珠光体+铁素体，由于石墨几乎没有强度，在断裂过程中会先于基体开裂，石墨开裂后，裂纹传播到基体中，直到再使裂纹前端的石墨开裂，如此进行下去，导致最后铸铁断裂。在裂纹扩展的过程中，基体是真正起到阻碍裂纹扩展作用的组织结构。表4为D型石墨和A型石墨灰铸铁断口表面的化学元素成分，表5为两种合金灰铸铁的化学成分。可见：在断口表面，两种铸铁中主要元素Fe的含量大大低于铸铁中的Fe元素含量C元素含量却远高于铸铁中的C元素含量大部分断裂都是由于石墨解理或石墨与基体之间的界面分离而造成的另一个值得注意的现象是：断口表面的Mn、Si等元素的含量也低于铸铁本身的含量，这也说明在断裂过程中，裂纹主要是沿着石墨相扩展的。D型石墨灰铸铁具有更高强度的原因不是D型石墨铸铁中更加细小的石墨降低了石墨对基体的割裂作用，就是D型石墨铸铁中的奥氏体转变产物对强度的提高产生了更大贡献。断口上石墨的暴露率，在同一材料中与加载方式密切相关，在拉伸断口上石墨的暴露率约为60%。比较A型石墨灰铸铁和D型石墨灰铸铁断口上的C元素含量，可以看出，D型石墨灰铸铁断口表面的石墨暴露率更高。这与D型石墨灰铸铁中的先共晶奥氏体初晶更发达，而石墨又主要集中在更为狭小的共晶区（裂纹容易穿过共晶区）扩展有关。这个事实也似乎表明：灰铸铁缺陷灰铸铁缺陷气孔缺陷缩松缺陷砂眼和断芯缺陷晶粒粗大缺陷气孔缺陷1.缸体盖气孔缺陷气孔是发动机缸体、缸盖生产中最常见的缺陷之一，也是铸造生产中较难预防和控制的问题。气孔从其产生机理可分为：裹入性气孔、侵入性气孔、析出性气孔、反应性气孔发动机缸体、缸盖由于其功能性要求多，铸件结构复杂，砂芯众多，浇注过程中产生的气孔缺陷应属侵入性气孔范畴。侵入性气孔的定义：侵入性气孔又叫外因气孔，是一种物理性气孔，它体积比较大，孔壁圆滑，表面呈氧化色，形状不规则，经常出现在铸件浇注位置的顶部，是由于型（芯）或其他发气元素产生的气体进入铁液中不能及时排出所致。侵入性气孔的形成机理①铁液进入铸型后，铸型、砂芯、涂料、粘结剂等在金属液热作用下气化、分解或燃烧生成大量气体，气体的体积随着温度的升高而增大，造成气体的压力不断增大。②当界面上局部气体的压力P气大于金属液表面包括表面张力在内的反压力ΣP（ΣP=P静+P阻+P腔）时，气体就能进入铁液，形成气泡，气泡如果不能顺利排出，则在铸件内形成气孔。也就是说，当P气＞ΣP时，就容易形成气孔缺陷。侵入性气孔的位置特征①在铸件浇注位置的底部很少发现气孔，因为浇注位置底部铁液压力大，对气体侵入形成的阻力就大，气体不能侵入。②对于铸件浇注位置的顶部，特别是一些气眼针的根部、厚大部位、热节部位（如下图），由于其P静小，铸件结壳晚（P阻小），这样气体就比较容易侵入，形成气孔。③气眼针根部，其局部热节大，铁液结壳晚，铁液凝固程度和粘度形成的P阻小，气体容易侵入；气眼针同时也在向外界排气，形成局部负压，更加有利于气孔向气眼针根部聚集，所以常在铸件气眼针根部发现气孔。④对于竖筋位置（如下图），由于其结构特征，形成了一种天然的排气通道，虽然铁液也结壳比较早，但还是容易产生气孔。侵入性气孔的防止措施根据P气＞ΣP理论，防止侵入性气孔的发生，就要从减小P气的动力和增大ΣP的阻力着手，另外还要让进入铁液的气体尽快浮出。主要有方法：减少砂芯（型）发气量,增加砂芯（型）排气,提高浇注温度,合理控制浇注时间,其他措施减少砂芯（型）发气量①可采用高强度树脂、粗砂、粒形比较圆整的砂子、宝珠砂等，在保证强度的前提下，降低树脂加入量，从而减少砂芯的发气量。②外模砂主要是控制水分及煤粉加入量，以减少外模砂的发气量。煤粉的加入量可以根据铸件的颜色及粘砂状况作适当调整，而水分则需要作严格控制。增加砂芯（型）排气量①排气包括型腔排气和砂芯排气两种形式。②型腔排气设置可参照如下方式：螺栓孔部位采用气眼针的方式。对于铸件浇注位置的远端或者比较高的位置，可以采用气眼针和溢流冒口（边冒口）相结合的方式。采用粗砂或者面砂/背砂相结合的方式提高型砂透气性也可以增加型腔的排气能力。③通过增加型腔排气、砂芯排气，可以有效降低气体压力，减少气孔产生的概率。一.减少砂芯发气量和增加砂芯排气量二.提高浇注温度①提高浇注温度可以有效降低气孔发生的概率。常规灰铁件浇注温度一般在1400℃左右，为了消除气孔，适当提高浇注温度是可以的，但也不能无限制地提高浇注温度，因为浇注温度提高还会带来一系列的其他问题，如粘砂、缩松、水套芯容易断、能耗增大等。②通过调整铸件的温度场，达到上述提高浇注温度同样的效果，且不会产生由于提高浇注温度导致的副作用。三.合理控制浇注时间在同样生产条件下，浇注时间延长会导致气孔发生的几率大大增加。浇注时间长，铁液压力降低、温度降低多、粘度变大，不利于气体上浮，导致气孔产生的概率上升。例如：IVECO缸体，浇注时间从26s延长到32s，气孔废品率从2%增到10%。但浇注速度也不是越快越好，浇注速度太快，会导致气体来不及排出，也会产生气孔，甚至还会由于浇注速度太快，在浇注过程中产生喷射现象。4JB1缸体，浇注速度从14~16s提高到12s左右，气孔废品率上升近2%。四.导致气孔产生的因素非常多，除了上述内容，还应注意：（1）确保砂芯、冷铁、芯撑、浇包等完全烘干（2）避免合金、孕育剂、已烘干的砂芯由于存放时间太长而吸潮（3）热芯盒砂芯制作，要保证固化温度和固化时间（4）在条件允许的情况下，采用发气速度比较快的制芯工艺（5）浇注过程中要及时进行引火2·灰铸铁刹车盘氮气孔缺陷图所示双面刹车盘属于刹车盘的一种类型，铸件质量一般为6~50kg，材料牌号为HT200，化学成分为：w（C）3.1%~3.5%，w（Si）1.7%~2.2%，w（Mn）0.6%~0.9%，w（S）<0.12%，w（P）<0.12%。用湿型粘土砂造型，三乙胺冷芯盒制芯，中频感应电炉熔炼铁液，出铁温度在1520~1550℃，浇注温度控制在1360~1450℃，浇注时间为7~12s。气孔特征（1）大多集中出现在铸件的上半型，成簇分布于靠近砂芯的铸件尖角部位，A从铸件尖角部位沿一定角度（靠近砂芯）延伸到铸铁内部，深度5~7mm。（2）厚壁铸件容易出现该缺陷,厚壁且叶片距离窄小的铸件更容易出现裂隙气孔。（3）孔洞一般呈裂隙状，少部分呈圆形，孔壁一般覆盖一层光亮碳膜。（4）孔洞周围石墨比较短小，且往往伴有大量铁素体。（如图）气孔产生原因分析在金属液的冷却、凝固过程中，气体溶解度下降，析出的气体来不及排除，就会形成析出性气孔。溶解在金属液中的气体析出形成气泡必须满足以下条件：PN·f＞P（EPE=Pα+ρ×g×H+2σ/r）式中：PN·f———N2析出分压力/Pa；PE———气泡外压力/Pa；Pα———型腔内金属液面上的大气压力/Pa；ρ———金属液密度/kg·m-3；g———重力加速度，为9.80665m·s-2；H———气泡以上金属液高度/m；σ———金属液表面张力/N·m-1；r———气泡半径/m；2σ/r———由金属液表面张力造成的附加压强。影响N2气孔形成的主要因素有：（1）铁液含气量越高，N2析出分压力PN·f越大。（2）铸件冷却速度对N2孔影响很大。（3）铸件结构对N2孔影响也很大。（4）在砂芯中加Fe2O3的作用。防止措施导致铸件形成N2孔的原因是多方面的，归纳起来主要是铁液中由原材料带进的N以及铁液在充型过程中吸收的N在随后的冷却过程中析出造成的。在生产中从下述几个方面进行了改进：（1）控制铁液中的w（N）量（2）加强铸型排气（3）减少砂芯发气量（4）铸件上下面翻转浇注（5）加补贴减少尖角效应（6）芯砂中加Fe2O3用冷芯盒树脂砂芯生产的刹车盘灰铸铁件出现N2孔缺陷，主要是由于铁液中吸收过量的N2并在冷却过程中析出造成的。经过不断的工艺改进，铸件N2孔缺陷得到控制和预防，铸件成品率得到提高。3.拖拉机传动箱体气孔缺陷

东方红-180传动箱壳体材质为HT200,主要化学成分控制见下表。最大外形尺寸630mm×342mm×252mm,主要壁厚8mm,单件重82kg,所有加工面不允许有任何缺陷。采用震击造型机粘土湿型砂造型,水平分型;采用油砂制芯,立式煤气炉烘干;采用金属模样,每型2件,芯头间隙不超过1mm,熔炼设备为12t/h冷风冲天炉。产生气孔的原因一·浇注温度的影响实测了铁液流的温度,分析铁液浇注温度对气孔废品的影响(其他工艺条件不变)。实测中分两组,第一组用光学高温计测量铁液温度,第二组用热电偶高温计测量铁液温度,试验统计结果图所示。从图中可以看出：浇注温度与气孔的产生有直接的关系。原因：①当铁液含硫量高时,为降低含硫量,加料时多加锰铁,这样使得铁液中MnS增加。脱硫反应为[1,2][Mn]+[FeS]=[Fe]+[MnS](1)[Mn]+[S]=[MnS](2)通过计算不同温度下(1530℃以上和1530℃以下,MnS熔点为1530℃)的平衡常数可知低温对锰脱硫有利。MnS使铁液中的氧化物在低温时也可能被游离的石墨还原,产生CO气体。因此在保证脱硫(铁液硫含量在规定范围之内)情况下,适当提高铁液温度,减少铁液中MnS含量,可减少铁液中还原性气体产生,从而可以减少反应性气孔。②对于侵入性气孔来说,铁液温度低时,流动性下降,侵入的气孔不易通过铁液逸出。铁液氧化和含硫高时,流动性下降,也可带来同样的结果。高温熔炼、有效孕育和充分除渣对防止气孔缺陷产生是非常有益的。浇注温度如果控制得当,在大量发气前使铁液表层凝固结壳,气体就不能侵入,从而减少气孔缺陷产生的机会。二·气候的影响每年6、7、8月废品率最高原因：(1)在潮湿的雨季,由于输入到冲天炉内的空气中水蒸气多,消耗热能也越多,铁液温度偏低,氧化可能性增加,这时铁液颜色变白,不易觉察铁液温度的降低。据测试,雨季铁液温度比入冬季节(10月以后)可低35℃,这一温差必须提高层焦比来补偿。(2)砂芯容易返潮,使芯子发气量增加。(3)炉料、浇包、出铁槽等容易吸潮,使铁液中溶入的气体增加。三·闷箱时间的影响在铸件实际生产过程中,一些意外因素会引起闷箱时间(合箱后到浇注时的时间)延长,如因设备故障不能正常生产,冲天炉停风时间较长时。为了考察延长的闷箱时间对气孔废品率的影响,进行浇注试验,发现浇注后会集中出现气孔废品,其结果如图：闷箱时间越长,气孔废品率就越高,因为闷箱时间越长,型砂中水分的挥发和迁移造成已下到铸型中的砂芯型内返潮,使被铁液包围的砂芯发气量增加,产生气孔的可能性也增加。因此,对于出现较长闷箱时间的铸型,应严格控制,停止浇注。四·其它因素铸件结构的影响当多雨季节空气潮湿时,压缩空气中含有大量水分,下芯吹风时就会把大量水分喷洒在铸型上,从而增加砂型发气量。砂芯装配时,应把粘合剂抹匀,以防铁液从分芯面钻入而堵塞通气孔。原因关系图如下：生产中采取的主要措施（1）根据“提高浇注温度,可以减少气孔”的调查结果,在实际生产中,严格控制铁液浇注温度,规定浇注温度≥1280℃(光学高温计测)或≥1320℃(热电偶高温计测),不合格温度的铁液不上线浇注。(2)根据对闷箱时间影响的调查结果,参照实际生产的需要,规定闷箱时间<15min,因故停风停机时不合箱,放过的箱不浇注等。(3)加强砂芯和型腔排气。（4）减少上箱铸件壁厚部分面。实施效果在采取了上述措施以后,综合废品率和气孔废品率均呈逐年下降趋势。第三年中,即使在废品较多时的6~8月份也基本趋于稳定。在产量基本相同的情况下(第1年24014件,第2年23993件,第3年25015件),仅气孔一项,第2年与第3年分别比第1年少废品400件和1003件,铸件质量明显提高,取得了较好的经济效益。对“东方红-180”传动箱体铸铁件气孔缺陷成因的研究分析,制定了下列具体措施：(1)严格控制浇注温度,以减小形成侵入性气孔的可能性,浇注温度≥1280℃(光学高温计测)或浇注温度≥1320℃(热电偶高温计测)。(2)减小铸件热节(即减薄铸件较厚部分),提高冷却速度,使铸件尽快凝固,可以减少侵入性气孔的产生。(3)多雨季节,空气潮湿时应加强生产管理,炉料水无锈,浇包、出铁槽等应烘干,砂芯不返潮,保证排气畅通等。(4)工艺设计要适当加长芯头,并设置拦火线和排气冒口(片),防止铁液钻入芯头披缝包住芯头影响排气。(5)严格控制闷箱时间,对于闷箱时间较长的铸型不浇注。缩松缺陷提高灰铸铁强度的方法：1.降低灰铸铁的碳硅量,减少所形成的片状石墨(相对于金属而言,石墨的硬度和强度可以视为零),2.加入合金元素强化基体碳量(碳当量)的降低将加剧的两大质量问题：一是石墨形态的恶化二是铸件易于产生缩松缺陷缩松产生原因：①热胀冷缩是绝大多数物质固有的普遍规律。收缩缺陷——缩松就成为铸件缺陷中最难以解决的问题。②灰铁中有自由碳——石墨的存在对缓解收缩现象有利,由于石墨的密度是2.0t/m3,铁素体和珠光体都接近7.5t/m3的缘故,因而在铸铁凝固时石墨析出使铸件的收缩得到补偿(石墨碳量越高,补偿能力也越强),强度下降,在生产高强度铸铁时这一矛盾更突出。降低高强度灰铸铁件产生缩松的倾向的措施：A.就铁液成份而言,国内外均倾向于尽可能地少调低碳饱和度(碳当量),力求采取高碳低硅,因为起膨胀作用的是碳,而且低硅对强度有利。B.将磷控制在0.06%左右,因磷加剧缩松。C.尽可能降低合金元素加入量。研试并调动“冶金因素”以提高铸铁的性能是方向性的启迪。D.适中的浇注温度有利于减轻缩松倾向。但温度过低将恶化石墨、产生“白口”、降低铁液充型能力(流动性)和导致气孔(灰铁件极易产生气孔,特别是包覆砂芯的壳体件,如缸体。E.过度孕育将加剧缩松,因为灰铁属“糊状凝固”模式,孕育后凝固过程进一步缩短并滞后,亦即铁液在铸型中保持液态的时间延长。大量试验研究表明,灰铁的最大容许孕育量为0.3%,何况过此数量孕育无累加效应。F.铸型刚度愈高铸件产生缩松的程度愈低,因为低硬度砂型在石墨化膨胀时发生位移使型腔增大从而导致膨胀产生的补偿作用失效的缘故。但高刚度铸型的起模性差、透气性下降和易引起砂膨胀缺陷(起皮与鼠尾)。G.“糊状凝固”的铸造合金较难依靠补缩冒口得以解决,而均衡凝固过程即铸件不同壁厚部位凝固终了时间若能趋于接近则可消减缩松的产生灰铸铁缸体和缸盖缩松渗漏渗漏部位及特征分析对渗漏铸件进行大量的解剖，发现渗漏处外观呈密集小孔洞状，有时呈裂纹状。从渗漏处取试样，磨平抛光后，有的用肉眼就可以看到细小孔洞，有的需借助显微镜可以观察出来。渗漏处石墨呈树枝晶组织，有明显孔洞存在，可以判断缩松缺陷是导致渗漏的主要原因。缩松缺陷的原因1·热节处于浇注位置的上面，是铁液最后填充处。热节类型为“孤立热节”，既得不到浇道补缩又得不到冒口补缩。2·热节的周界商较小，从均衡凝固的观点看，该处为均匀厚实体，需要浇冒口补缩和内部自补缩。热节部位是铁液最后充填处，热节处的砂型被高温铁液烘烤加热，散热条件差，使该处的温度梯度小，凝固速度减慢，加重了糊状凝固特征。热节处在液态收缩和凝固收缩时得不到浇冒口补缩，易产生缩松缺陷。3·由于最后凝固的热节区易于贫碳，石墨化能力差，从而造成自补缩的不利。4·随着温度的降低，在缓慢冷却的条件下，从液体中析出的奥氏体枝晶以树枝状快速生长并连成骨架，使残留熔体形成各个孤立的小熔池，难于补缩，最终产生缩松。同时这些熔池由于冷却缓慢、化学成分控制不当及出现孕育衰退，形核能力差，导致石墨粗大、组织致密性差。5·缸盖上分散较多的压紧孔、挺杆孔。加工后孔径为Ф13mm，壁厚为5mm，搭子直径Ф23mm，而缸盖本身内腔复杂，最小壁厚为3mm，无疑这些搭子是缸盖铸件的热节部位，而且都被砂芯包围，凝固收缩得不到铁液补充时，易形成缩松，而引起渗漏。影响渗漏的因素一·化学成分对渗漏的影响灰铸铁的化学成分尤其是碳当量CE、Si/C值，对缸体、缸盖形成缩松缺陷的影响明显。①随着碳当量的提高，会使缸体产生缩松缺陷的可能性减小，提高灰铸铁的碳当量是防止产生缩松缺陷的根本措施。②在CE一定时，随着Si/C的提高，缸体产生缩松缺陷的倾向增大。因为随着Si/C的提高，铁液凝固结晶温度范围变宽，初生奥氏体枝晶析出量多且粗大，石墨析出量减少，石墨膨胀化减少，易造成缩松增大。二·孕育处理的影响孕育提高铸铁的形核程度，增加共晶团的数目，导致凝固过程中作用在铸型上的膨胀力增大，其结果可能使铸件产生缩松。因此在缸体缸盖生产中，特别注意控制孕育处理。<1>孕育量的影响75SiFe孕育量在0.2%~0.4%范围内，对渗漏影响很小，加入量超过0.4%时，渗漏倾向增大，Si-Ba加入量0.2%以内，对渗漏影响较小，超过0.3%时渗漏倾向明显增加。<2>孕育剂种类的影响不同类型的孕育剂对渗漏的影响是不同的在缸体上分别使用0.3%及0.2%SiBa外加0.1%~0.2%75SiFe补充的孕育方法，效果最好，渗漏率最低0.18%，这是因为少量SiBa孕育剂对共晶团数的增加要比75SiFe少，同时少量SiBa孕育剂还能增强孕育效果、延缓孕育衰退的作用，避免在浇注过程中因孕育衰退造成铁液白口倾向增加而增大缩松倾向。<3>CrFe加入量的影响随着CrFe加入量的增加，渗漏率呈上升趋势。因为凡是阻碍石墨化的元素都增加铸件的缩松倾向，而铬是显著阻碍石墨化的元素，铬量的增加，降低了石墨膨胀，增大了缩松倾向。但少量的铬能增加珠光体数量并稳定珠光体，提高力学性能。严格控制铬量，在满足力学性能的前提下越低越好。<4>微量元素的影响低熔点Pb的偏析和富集导致局部铁液长时间处于低温液态，不能凝固。凝固时又得不到铁液的有效补充而形成晶间缩松，是导致渗漏的主要原因。铁液中铅含量应控制在0.0008%以下。在实际生产中，钛、铝特别容易导致缩松，严格控制钛量小于0.4%，铝量小于0.02%。一般这些微量元素来源于生铁和废钢，要严格控制。解决措施一·严格控制铁液化学成分优质铁液化学成分是保证获得高质量缸体、缸盖的前提。<1>碳与CE的选择采用高碳当量可以减少白口倾向及铸件缩松、渗漏缺陷。为使HT250缸体、缸盖具有良好的力学性能和铸造性能，以C为3.15%~3.3%，CE为3.95%~4.05%为宜。CE从4.0%~4.2%降为3.8%~4.0%时，能有效减少缩松缺陷。<2>Si/C比的选择在Si/C选值上，国内争论较大。有人认为，当CE为3.96%~4.05%时和4.06%~4.15%时，Si/C>0.55时，灰铸铁产生缩松缺陷的倾向大，宜Si/C≤0.55。有人认为，高Si/C比虽然有利于提高抗拉强度，但对容易缩松渗漏的缸体缸盖不适应，将Si/C由原来的0.60%~0.75%，调整为0.50%~0.60%。<3>锰、硫、磷的选择锰是阻碍石墨化的元素。当其溶入固溶体或渗碳体中能增强铁碳原子间的结合力，同时还降低共析温度，促进珠光体的形成，Mn与S可形成MnS，减弱S阻碍石墨化作用，间接地利于石墨化。硫、磷也是阻碍石墨化元素，属于有害元素,应严格控制。各生产厂家在这些元素的选择上也不相同。国内部分厂家缸体、缸盖件化学成分的选择如表二·合理的孕育处理恰当的孕育处理，对降低铸件渗漏率是一项十分重要的措施孕育量的选择上一般认为，75SiFe孕育量在0.3%~0.5%，硅钡孕育剂加入量在0.2%~1.4%左右适宜。采用0.2%硅钡孕育剂加75SiFe调整是可行的。三·上碲涂料碲涂料用于铸件防止渗漏在很多企业已普遍应用，其原理是当铁液浇注后，碲与铁液表面作用，产生一层致密组织，阻止了渗漏的发生。最佳碲涂料配比如下表此外，对于涂刷碲涂料厚度要求也不一样。一般人为涂层厚度约0.2mm比较好。1·铁液的化学成分、微量元素、孕育处理及Cr-Fe加入量对于缸体、缸盖产生缩松都有一定的影响。为获得高品质铸件，有效的降低渗漏率，对以上几个方面进行严格控制，并且在实际中获得了很好的效果。小结：2.国内缸体、缸盖在渗漏问题上虽然取得了很大的进步，但与国外汽车发达国家的制造工艺水平相比，还有较大的差距，表现在国外缸体缸盖生产中普遍采用随流孕育，孕育丝孕育和型内孕育等瞬时孕育方法。国内各生产厂家应从各方面找出差距，对适合自己的制造艺加以借鉴和推广应用，甚至创造条件引用先进技术，提高发动机缸体缸盖整体质量。砂眼和断芯缺陷离合器壳体砂眼和断芯缺陷分析离合器壳体铸件材料牌号为HT250，最大外形尺寸为363mm×384mm×220mm，质量18kg，最小壁厚5mm，属典型的复杂薄壁铸件。铸件需要进行气密性检查，因此要求铸件的力学性能良好，组织致密，内部不允许有铸造缺陷。原工艺条件如下图：在砂芯的芯头上设置了排气通道，便于砂芯产生的气体及时排出；为了将前期的冷铁液溢出，在铸件顶端面的法兰位置设置了溢流冒口，在冒口上安放了出气棒，便于浇注时将型内的气体及时排出，在铸件底端面的最高部位设置出气片；为了增大排气面积，有利于型内的气体及时排出，在上箱面的所有凸台上均安放了出气棒。存在的缺陷缺陷产生的部位有一定的规律性，气孔主要集中在铸件底端面最高部位处（即出气片的根部），断芯主要在2个砂芯相连的3个工艺孔芯头处，而砂眼主要集中在铸件顶端面的法兰位置砂眼缺陷产生的原因由于金属液从砂型型腔表面冲下来的砂粒（块），或者造型、合箱操作中落入型腔内的砂粒（块），在浇注时来不及浮入横浇道或冒口排气阵顶部，留在铸件内部或表面而造成的。砂眼缺陷产生的位置砂眼出现的部位较集中，主要在铸件顶端面的法兰位置，该部位铸件较厚大，且靠近砂箱壁，故认为不是该原因造成的砂眼缺陷。解决办法：通过改变砂芯结构，采用砂芯形成铸件此部位的立面，达到解决砂眼问题的目的，是现有条件下较理想的办法。断芯缺陷产生的原因由于断芯主要出现在2个砂芯相连的3个工艺孔芯头处，且都是凸芯头断裂，因此认为是由于砂芯质量较大，两个砂芯都是悬臂芯，靠中间3个工艺孔芯头连成一个整体，而3个工艺孔芯头较小，致使砂芯在该部位的强度不够，造成砂芯从该处断裂。要增加砂芯的强度，就需采用高强度的覆膜砂，将增加生产成本，同时砂芯发气量增大，加大了铸件出现气孔的几率，因此通过提高覆膜砂的强度，来提高砂芯的强度方法不可行。如果采取安放芯撑的方法，可以解决断芯缺陷，但如果芯撑融合不好，试压时易渗漏。通过