铸铁及其熔炼1-5章

铸铁及其熔炼

第一章铸铁的结晶及组织的形成

河南科技大学材料科学与工程学院第一节铁-碳及铁-碳-硅相图一.铁-碳相图的二重性

Fe-C合金中的碳有渗碳体Fe3C和石墨两种存在形式。在通常情况下，碳以Fe3C的形式存在，即Fe-C合金按Fe-Fe3C系转变。但Fe3C是一亚稳相，在一定条件下分解为铁和石墨，所以石墨是碳存在的更稳定状态。这样Fe-C相图就有Fe-Fe3C和Fe-G两种形式。

二.铁-碳双重相图及其分析图1-1Fe-C双重相图1.

铁-碳相图各临界点的意义、温度及成分点意义温度(℃)碳量(wt%)点意义温度(℃)碳量(wt%)A纯铁的熔点15360.00H碳在δ-Fe中的最大溶解度14930.086B包晶转变时液态合金的成分14930.53J包晶点14930.16C共晶点11474.30K渗碳体的成分7276.689C′11534.26K′7366.689D渗碳体的熔点12526.689Nγ-Fe↔δ-Fe转变温度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℃时碳在α-Fe中的溶解度00.00F渗碳体的成分11476.689S共析点7270.76F′11536.689S′7360.69Gα-Fe↔γ-Fe转变温度9110.002.铁-碳相图上的三个基本反应

①在HJB线温度发生包晶反应：LB+δH

→γJ

②在ECF线温度发生共晶反应：LC

→γE+Fe3C③在PSK线温度发生共析反应:γS

→αP+Fe3C3.铁-碳相图上的几条线的含义

①GS线（A3线）：奥氏体中开始析出铁素体或铁素体全部溶入奥氏体的转变线。

②ES线（Acm线）：碳在奥氏体中的溶解度曲线。③PQ线：碳在铁素体中的溶解度曲线。4.Fe-G和Fe-Fe3C相图的比较

②共析点的成分及温度不同

γS′(0.69%C)→αP′+G

γS

(0.76%C)→αP+Fe3C

总体来讲：稳定平衡的铁-碳相图中的共晶和共析转变温度比介稳定平衡的高一些；在共晶温度时，和石墨平衡的奥氏体中含碳量比和渗碳体平衡的奥氏体中的含碳量要低一些。

实际问题：成分相同的铁液，浇注不同壁厚的铸件或用冷速不同的铸型，会得到灰口或白口断面的铸件。用铁-碳相图的二重性进行解释。

①共晶点的成分及温度不同LC′(4.26%C)→γE′(2.10%C)+GLC

(4.30%C)→γE

(2.14%C)+Fe3C5.Fe-C相图的应用

①铸造工艺方面：根据相图确定合金的浇注温度，一般在液相线以上50-100℃。共晶成分附近合金的流动性好，分散缩孔少，可获得致密铸件。

②热锻和热轧方面：钢处于奥氏体状态时强度较低，塑性较好，因此锻造或轧制选在单相奥氏体区进行。一般始锻或始轧温度控制在固相线以下100-200℃。

③热处理方面：一些热处理工艺如退火，正火，淬火的加热温度都是依据相图确定的。

注意：

Fe-C相图只反映铁碳二元合金中相的平衡状态，如含有其他元素，相图将发生变化；Fe-C相图反映的是平衡条件下铁碳合金中相的状态，若冷却或加热速度较快时，其组织转变就不能只用相图进行分析了。三.铁-碳-硅准二元相图

图1-2Fe-C-Si合金相图的垂直截面a）Wsi=2.4%b）

Wsi=4.8%c）Wsi=6.0%相图分析

图中存在四个单相区、七个两相区和三个三相区。硅对相图的影响

铸铁中除Fe、C之外，还有Si、Mn、S、P等多种元素，它们也对铸铁的结晶和组织产生影响，特别是Si的含量较多时，影响较大。

①硅使共晶点和共析点左移，即减小共晶和共析含碳量，其中对共晶含碳量影响较显著。②硅略微提高共晶和共析转变温度，并使转变在一个温度区间中进行，对共析转变温度范围的作用更为显著。

③硅的加入，使相图出现了共晶和共析转变的三相共存区。

④随着硅含量的增加，相图上的奥氏体区逐渐缩小。四.铸铁中常见元素对铁-碳相图上各临界点的影响五.碳当量和共晶度的意义碳当量：根据各元素对共晶点实际碳量的影响，将这些元素的量折算成碳量的增减，称之碳当量。以CE表示，一般只考虑Si和P。CE=C+1/3（Si+P）2.共晶度：铸铁的实际含碳量和共晶点实际含碳量的比值。以Sc来表示。SC=C铁/Cc′

对于铁-石墨系来讲：Si、Ni、Cu、Al等提高共晶转变温度；Si、S、P、Cr、V、Ti、Al、Mo、W等提高共析转变温度；其他元素的影响见表1-2。第二节灰口铸铁的一次结晶

灰口铸铁是铁液以奥氏体-石墨共晶方式结晶而生成的组织。当铸铁的成分分别为亚共晶和过共晶时，在发生共晶转变之前分别先结晶出初生奥氏体和初生石墨。一.初生奥氏体的结晶1.结晶过程热力学

成分为X的亚共晶铁液在T1温度开始结晶出初生γ，其结晶热力学驱动力为ΔG。初生γ析出导致剩余铁液中碳量增多。增碳首先在γ的表面进行，此处铁液成分接近平衡成分Xa，远处仍维持X,浓度差使得碳原子由γ表面附近向远处扩散，这样使γ的析出过程得以继续进行。当温度一定时，γ析出直到全部铁液浓度为Xa为止。图1-3亚共晶铸铁中析出初生

奥氏体时的自由能变化2.初生奥氏体枝晶的凝固过程

在液相线温度以上，铁液处于全液态。当铁液冷却到液相线温度以下时，γ枝晶便开始析出并长大，温度继续降低，当达到共晶温度，液体中开始形成共晶团，此时初生γ继续长大，数量也有所增加。图1-4普通灰铸铁的液淬组织a）初生奥氏体生长初期b）初生奥氏体长大，进入共晶阶段a）b）3.初生奥氏体的形态

γ具有fcc结构，在结晶过程中常发展为树枝状分叉形态，分叉程度与冷速有关。随着铁液冷速增加，分叉程度有所发展。这是由于冷速较快时，γ析出过程中，晶体表面附近铁液中的碳原子来不及向远处扩散，因而使得γ一次晶轴的长大受到限制，并会促使二次或高次晶轴的生成。由于具有不同原子排列的各个晶面上表面张力相差不大，因此初生γ树枝晶的横截面接近于圆形。4.奥氏体枝晶中的成分偏析

γ枝晶中的化学成分不均匀性是由凝固过程所决定的。先析出的γ枝晶心部碳含量较低，在逐渐长大以后各层γ中的碳量沿JE′线变化，即碳含量逐渐增加，形成芯状组织。

①相间偏析分配系数：Kp=元素在γ中的浓度/元素在铁液中的平均浓度②晶内偏析偏析系数：Kl=元素在γ枝晶心部的浓度/元素在γ边缘的浓度

与碳亲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，形成晶内反偏析。与碳亲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，形成晶内正偏析。5.影响奥氏体枝晶数量及粗细的因素①合金元素的影响a.V、Mo增大共晶凝固过冷度并增大初生γ生长区间，使γ枝晶的分枝程度增加，促使二次枝晶生长，细化二次枝晶间距。b.Al、Ni减小共晶凝固过冷度并缩小初生γ生长区间，其中Ni促使形成分枝较少的短胖状γ，Al则形成细而短小无规则分布的γ。c.Cu、Ti、Cr介于上述之间，Ti促使γ枝晶的形成并细化枝晶，Cr则形成短小无方向性分布的γ。d.V和Ti同时加入，使枝晶数量增加，并细化枝晶。e.S：使枝晶粗化。

②Si/C比值的影响碳当量一定，Si/C↑→初生γ数量↑；当碳当量很高时，γ枝晶细化。③冷却速度的影响冷速↑→γ枝晶数量↑，细化枝晶。这是由于冷速增加，使界面前沿的热过冷增大，促使枝晶生长速率增加，枝晶臂间距缩小，因此，冷速会改变γ的分枝及细化程度。

热过冷：因纯金属的理论凝固温度是恒定的，凝固过程中过冷度完全取决于实际温度分布，即过冷度的大小和过冷区的形态是由传热所控制，这种过冷称为热过冷。6.初生奥氏体的显示方法常用的有热处理法和着色法。二.初生石墨的结晶

1.结晶过程热力学

过共晶铁液过冷至液相线C´D´以下时，从铁液中析出初生石墨。成分为X的过冷铁液的自由能要比成分为Xa的铁液与石墨两相平衡混合体的自由能高ΔG，这就是初生石墨结晶的热力学驱动力。图1-5过共晶铸铁中析出初生

石墨时的自由能变化2.初生石墨的形态石墨具有六方晶格结构，基面（0001）上碳原子以共价键联结，结合力较强，基面之间以极性键联结，结合力较弱，导致沿不同晶面石墨的生长速率不同，使其容易沿a向生长为片状。初生石墨是在铁液中直接析出，铁液中的碳原子从各个方向以相等的几率扩散到石墨晶核处而使石墨晶体长大，因此石墨晶体的长大方式以及石墨形态完全受石墨晶体结构以及铁液与石墨之间的界面能所决定。图1-6石墨的晶体结构

①从晶体生长理论出发，石墨沿基面（a向）生长是占优势的。因为在棱柱面的方向上存在着强的未饱和的键，在这些面生长时不需要再形核，铁液中的碳原子能直接地结合到未饱和的键上去。②从界面张力方面考虑，由于石墨晶体结构的不对称性，使得铁液-棱柱面与铁液-基面间的界面张力不同。在纯净的铁液中，前者大于后者，使得石墨沿a向生长时，所受到界面张力的约束作用比沿c向生长时要大得多，因此，石墨主要沿c向生长。③铁液中的杂质元素（特别是S）对石墨的生长方式有重要的影响。S是表面活性元素，在石墨晶体表面上进行选择性吸附，优先吸附在棱面上，从而大大降低了铁液-棱面之间的界面能，促使石墨沿a向生长。

④铁液中含有强力脱硫的元素（Mg、Ce）时，消除了S的表面吸附作用，使石墨沿c向生长。3.影响石墨形态的因素①石墨的晶体结构；②铁液-石墨之间的界面能；③合金元素。三.奥氏体-石墨共晶图1-7共晶结晶中的自由能变化1.结晶过程热力学

灰口铸铁的共晶结晶是从铁液中同时析出γ和G晶体的过程。当铁液过冷至共晶线E′C′F′以下的温度T1时，成分为Xc′的铁液对γ和G同时过饱和，铁液的自由能GL要比γ和G混合体的自由能高出ΔG，这就是共晶结晶过程的热力学驱动力。2.共晶转变过程当铁液过冷至共晶温度以下时，初生γ间熔体的含碳量达到饱和，形成G，出现了石墨/熔体界面。由于G中碳含量很高，因此界面上的碳含量将降低，从而析出共晶γ，使得共晶G得以生长，最终形成γ-G共晶。①亚共晶HT图1-8亚共晶灰铸铁共晶转变期间的液淬组织图1-9亚共晶灰铸铁共晶转变过程示意图a）开始阶段b）转变中期c）转变终了共晶体在初生γ晶体附近具有共晶成分的液体中单独由石墨形核开始。石墨为领先相，以每个石墨核心为中心形成一个G-γ两相共生生长的晶粒。凝固结束时，共晶团之间或共晶团和初生γ枝晶相互衔接形成整体。共晶凝固结束时，各共晶团内的γ和初生γ枝晶构成连续的金属基体，共晶团内的G构成连续的分枝立体形状，分布于基体中。②过共晶HT：凝固从析出初生G开始。达到共晶温度时，有一定程度的过冷，进入共晶阶段。此时，共晶G及共晶γ可在初生G的基础上析出，可见到共晶体和初生G相连的组织特征。与亚共晶HT的不同是组织中有粗大的初生片状G，共晶G较多且细小。3.影响共晶团数量的因素①化学成分灰铸铁共晶团数决定于共晶转变时的成核及长大条件。碳当量越接近共晶成分，共晶团数则越多。S是影响灰铸铁共晶团的另一重要元素，低的含硫量对提高共晶团不利，因为铁液中的硫化物是石墨核心的重要物质，此外硫可降低异质核心与熔体之间的界面能，使更多的核心得到活化，当w(S)<0.03％时，共晶团数显著减少，孕育的效果降低；Mn的质量分数在2.0％以内时，Mn量增多，共晶团数随之提高。②铁液的核心状态保持长时间高温过热会引起原有核心消失或减少，使共晶团数减少、直径变大。孕育处理可大大改善核心状态从而增加共晶团数量。4.片状G的形成过程石墨晶体呈六方晶格结构，从晶体学理论看，G的正常生长方式应是沿基面（0001）的择优生长，最后形成片状。但实际条件下，由于G的晶体缺陷及熔体中的杂质等而成多种形态。

①形成条件

a.螺位错台阶：即沿a向，又沿c向生长，最后长成具有一定厚度的片状石墨。b.旋转晶界：取决于Va/Vc。普通HT中G呈片状，这是由于O、S等活性元素在G棱面上的吸附，使这个原本光滑的界面变得粗糙，只需小的过冷即沿a向生长，使Va﹥Vc，长成片状石墨。③冷却速度冷却速度对共晶团数的影响十分明显，冷却越快，共晶团数量越多。共晶团数的多少直接反应共晶晶粒的粗细。按一般原则，细的晶粒可提高金属的性能。

②片状G的类型根据形成条件及铁液成分不同有A-F六种类型。见P18表1-8。5.球状G的形成过程①球状G的结构多晶体结构，从核心向外呈辐射状生长。②球状G的形成条件两个必要条件：铁液凝固时必须具有较大的过冷度和较大的铁液-G间的界面张力。图1-10球状石墨的结构

加入球化剂，满足第一个条件，同时球化剂与铁液中的表面活性元素O、S反应，使铁液中O、S含量降低，使铁液的表面张力增加，同时也使得铁液-G间的界面张力增加，满足第二个条件。③对球化剂的要求

a.与O、S亲和力大；b.在铁液中的溶解度低；c.与碳有一定的亲和力，在G晶格中有低的溶解度。④球状G的形成机理a.石墨晶核的产生：外来杂质微粒。b.球状石墨的长大：螺位错占主导。c.球化元素的作用：去除O、S等对G球化的干扰。6.蠕虫状G的形成过程在共晶凝固过程中从铁液中直接析出的，最初形态呈小球状或聚集状，经过畸变，透过没有奥氏体包围的长出口，在与铁液直接接触的条件下而形成的。四.亚稳系的共晶转变过程当铸铁的化学成分和冷速变化时，铸铁的凝固现象也发生变化。即共晶转变进入亚稳区，使三相平衡L-γ-G转变为L-γ-Fe3C。共晶组织为γ+Fe3C。五.磷共晶的形成第三节铸铁的二次结晶

经共晶转变之后，铸铁已完全凝固，在进一步冷却中，铸铁组织的变化主要来自共晶温度与共析温度之间发生的奥氏体中碳的脱溶（析出二次高碳相）过程以及共析转变过程。一.奥氏体中碳的脱溶1.灰口铸铁：Si%↑（缓冷）→奥氏体中C%沿E′S′线↓→二次G→生长在初生G或共晶G上，使原有G增厚，但不改变其形态。2.白口铸铁

Si%↓（急冷至介稳定平衡线以下）→二次Fe3C→一层一层地生长在初生Fe3C或共晶Fe3C表面，使其增厚，随着冷速进一步增大→在奥氏体相内部通过Fe3C形核和生长方式而独立析出二次Fe3C。二.铸铁的共析转变1.HT中的共析转变①转变过程热力学图1-11奥氏体转变的热力学曲线②转变类型

γ→α+G或γ→α+Fe3C即通过奥氏体晶格改组及溶解在奥氏体中的碳原子在相间扩散和重新分布而实现的。当Tps﹤T1﹤Tp′s′时，γ→α+G；当T2

﹤

Tps时，既可按γ→α+G又可按γ→α+Fe3C进行转变，其中后者较多。③影响因素

a.Si：强烈促进铸铁石墨化的元素，使其按γ→α+G进行转变。这是由于硅促进奥氏体分解，使γ→α+G，需要大量碳原子扩散及铁的自扩散，因此，比γ→α+Fe3C需要的时间长。而硅能够增大共析转变的温度区间，延长共析分解时间，促使γ→α+G。b.共析转变前已存在的G：在靠近G的奥氏体部分易将过饱和的碳分析出在已有的G上，可免于重新形核，使γ→α+G易于实现。c.冷却速度：若Si%较高，且冷速较低，基体为α，即转变按γ→α+G进行；若Si%适中，冷速较大，即共析转变时间缩短，基体为P，即转变按γ→α+Fe3C进行；若Si%较高，冷速适中，基体为α+P，即转变按两种方式进行。2.HT中的中低温转变图1-12过冷奥氏体等温转变曲线

将HT加热到奥氏体区温度，然后快速冷却，可得到不同基体的铸铁。

①中温区：加热快冷至贝氏体区温度（450-250℃），奥氏体等温分解为贝氏体（含碳过量的α+细小Fe3C）。

a.上贝氏体区（350-450℃）：分解为B上（羽毛状），即大片α

汇集的区域为呈密排的极薄Fe3C

片群包围。b.下贝氏体区（250-350℃）：分解为B下（针状），即α中析出微细针状碳化物。图1-13贝氏体形成过程示意图②低温区：加热快冷至230℃以下，进行无扩散转变生成M，其实质为过饱和的α固溶体。图1-14贝氏体显微组织a）上贝氏体b）下贝氏体a）b）3.白口铸铁中的共析转变γ→α+Fe3C图1-15珠光体形成过程示意图①形核：在奥氏体的晶界处开始形核→Fe3C析出→邻近奥氏体中C%↓→碳原子的界面扩散→第二相α的析出→形成α+Fe3C。

②长大：Fe3C或α从奥氏体界面上并向奥氏体相内生成后，便开始生长。在Fe3C与α同时生长的过程中，各自的前沿有碳和铁的富集，生长前沿产生溶质元素的交替扩散，使晶体生长。

a.向前生长b.搭桥或分枝向侧面生长图1-15珠光体长大时碳的扩散4.白口铸铁中的中低温转变（同HT）第一节灰铸铁金相组织和力学性能特点一.灰铸铁金相组织特点灰铸铁组织是由金属基体加片状石墨组成的。石墨是灰铸铁中碳以游离态存在的一种形式，石墨的分布形态及尺寸是决定灰铸铁性能的重要因素，而石墨形态和尺寸则主要是由石墨的形成条件，即形核程度及长大条件所决定。1.片状石墨的分布类型及形成条件图2-1A型石墨①均匀分布无方向性的片状石墨（A型）冷却速度较低的情况下形成的。存在于石墨-奥氏体共晶团内，分布比较均匀。由于冷速较低，结晶过程缓慢，故热流的方向性对晶体的生长影响不明显，石墨片的生长方向和个体尺寸不规则。碳当量高、生长慢、共晶过冷度低时，片体粗大。图2-2B型石墨

②菊花状石墨（B型）冷速较大时形成的。共晶开始阶段，G分枝多而密，随着共晶转变中结晶潜热的释放，外层G片沿热流方向伸展较长，随着热流方向性减弱，外围G生长进一步减缓而呈蜷曲状。对基体的削弱作用大于A型G。图2-3C型石墨

③块片状石墨（C型）过共晶铁液在小的过冷度下形成的，常称为初生石墨。液相中碳的来源充足，而且石墨的形成不受其他固相阻碍，结晶条件较好，晶体能充分发育，形成枝晶形态的分枝。石墨片体比较粗大，对基体有严重的削弱作用。图2-4D型石墨

④枝晶点状石墨（D型）初生奥氏体结晶温度范围宽，液相处于较高的共晶过冷条件下，由充分发育的奥氏体枝晶间熔液进行共晶转变而析出的点状或细片状石墨。这是一种细小的过冷石墨，分枝频繁，普遍发生弯曲、扭转、片体尺寸小，分散度高，没有明显的方向性。图2-5E型石墨⑤枝晶片状石墨（E型）亚共晶铁液在小的过冷度下形成的。共晶之前析出初生奥氏体，残留在奥氏体枝晶间的铁液在共晶转变中沿奥氏体枝晶方向析出而形成有方向性的石墨。由于冷速较低，因此G片比D型大。图2-6F型石墨⑥星状石墨（F型）过共晶铁液在大的冷速下形成的。星状石墨中心的大块状G为初生G，由于冷速较大，初生G不能长大，而共晶G则以初生G为依附沿辐射方向生长。2.基体组织

基体是由不同比例的珠光体和铁素体组成。有些情况下，还存在一定量的磷共晶、碳化物及硫化夹杂物等。磷共晶呈网状、孤立岛状或鱼骨状，硬而脆，使铸铁的韧性降低，脆性增加。硫以FeS形式完全溶解在铁液中，但凝固时S在固溶体或渗碳体中的溶解度小，会形成独立的硫化物，存在于共晶团晶界上，使铸铁的强度低。二.力学性能特点1.强度性能

灰铸铁的强度性能由石墨形态、尺寸和基体中珠光体和铁素体的比例等因素所决定。①石墨的作用

a.缩减作用：石墨在铸铁中占有一定的体积，几乎没有强度，是金属基体的有效承载截面积减小。主要取决于石墨的大小、数量和分布，以数量为主。数量越多，尺寸越大，缩减程度越大，铸铁的强度和塑韧性降低越严重。

b.缺口作用：石墨的片端好像是存在于铸铁中的裂口，在承受负荷时造成应力集中，导致裂纹的早期产生并发展，出现脆性断裂，使灰铁的塑韧性几乎表现不出来。主要取决于石墨的形状和分布，尤以形状为主，如为片状石墨则主要取决于石墨片的尖锐程度，通常可以用石墨的表面积与体积之比来说明。尖锐程度越大，造成应力集中越严重，强度越低。因此，可通过改变G的形态来提高铸铁的力学性能。②基体的作用

铁素体较软，强度较低；珠光体有较高的强度和硬度，但塑韧性较铁素体低。因此，基体的强度随着珠光体含量的增加和分散度的增大而增大。

③共晶团的作用细化共晶团，可使铸铁的强度提高。2.硬度灰铸铁的硬度决定于基体，珠光体硬度较高。因此，随着珠光体含量的增加和分散度的增大，铸铁的硬度增大。3.缺口敏感性石墨片的存在已在基体上形成大量的缺口，所以外来缺口（铸件上的孔洞、键槽、非金属夹杂等）对灰铸铁的疲劳强度影响甚微，使铸铁的缺口敏感性降低，提高了零件工作的可靠性。随着石墨细化或石墨形态的改变，敏感性可能提高。4.良好的减震性和减摩性石墨具有缓冲作用，能阻止振动能量的传播；石墨是润滑剂，脱落在摩擦面上，使灰铁摩擦面上形成大量显微凹坑，起到储存润滑油的作用，使摩擦面上保持油膜连续。第二节影响铸铁铸态组织的因素一.冷却速度的影响当化学成分一定时，改变冷却速度，可在很大的范围内改变铸铁的铸态组织。冷却速度对铸铁结晶过程的影响主要在于对相变过程中原子扩散的影响。图2-7冷却速度对铸铁凝固组织影响示意图共晶转变：若冷速很小，则在该温度下有较长的转变时间，有条件进行碳原子的充分扩散，使转变倾向于按石墨共晶方式进行。因此，具有一定硅、碳含量的铁液在共晶转变中，可因冷速不同而生成白口或灰口铸铁。共析转变：在固态下进行，碳原子的扩散速率比共晶转变中的扩散速率要低得多，需要很低的冷速才能完成奥氏体向石墨的转变。因此，在实际铸铁组织中，白口基体为珠光体，灰口基体为不同比例的珠光体和铁素体。图2-8形成晶间碳化物示意图3.冷却速度的影响因素

①铸件壁厚越大，冷速越慢；图2-9铸件壁厚对组织的影响

②铸件模数越大，冷速越慢；

③浇注温度越高，冷速越慢。

铸件模数M=V/A，表示单位面积占有的体积量，体现铸件的散热能力。M越大，散热能力越差，冷却速度越小；反之，冷却速度越大。二.化学成分的影响主要化学元素C、Si、Mn、S、P对铸铁的铸态组织都有一定的影响，其中对石墨的结晶过程起主要作用的是C、Si。C、Si

①存在状态

C是形成石墨的元素，Si全溶于奥氏体或铁素体中（即固溶于基体中）。图2-10硅含量与铸铁组织的关系图2-11铸铁中硅含量与强度的关系

②对共晶温度的影响Si提高稳定系的共晶温度，降低亚稳系的共晶温度，因此扩大两个系统的共晶温度间隔，使转变按稳定系进行。

③对石墨化的影响

a.碳含量越高，形成石墨核心越容易，扩散和聚集越容易，使转变按稳定系进行。奥氏体和石墨共晶转变后形成的组织中G较多，为共析转变中G的析出提供了更多的形核基底，促进石墨化。

b.硅促进石墨化，同时能提高铁液中C的活度，促进灰口组织的形成。④对基体的影响

C、Si增加使基体中铁素体的含量增加，铸铁的强度性能降低。

因此，工业上常用的灰铸铁中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可全溶于奥氏体中，降低共晶和共析转变温度，较弱的阻碍石墨化。但在奥氏体分解（共析转变）过程中却促使珠光体的形成，使珠光体含量增加，强化基体。含Mn量的选择应使其在稳定珠光体方面起有利作用，同时又达不到阻碍共晶石墨化的程度。WMn=0.5-1.2%。3.S

①在奥氏体中的溶解度极低，能溶解在铁液中形成FeS，与其他元素化合成MnS、MgS等。③S降低稳定系的共晶温度，阻止石墨的析出，使转变按亚稳系进行，同时使初生奥氏体和共晶奥氏体粗化。当硫含量很高时，形成硫共晶，降低铸铁的性能，故应限制铸铁中的含硫量。WS=0.03-0.12%。

②S对石墨形态影响：硫含量较高时石墨呈片状，反之呈球状或团状。4.P

在奥氏体中溶解度极低，且有严重的结晶偏析倾向，当含量不高（﹤0.05%）时，形成磷共晶，使铸铁的脆性增加，但P有促进共晶石墨化的作用。WP﹤0.3%。5.其他合金元素图2-12合金元素对Fe-G、Fe-Fe3C共晶平衡温度的影响图2-13硅、镍、铬、硫对共晶温度的影响三.炉料的影响◆炉料的遗传性当由一种炉料换成另一种炉料时，虽然铁液的基本成分并未改变，但铸铁的组织，包括石墨化程度、白口倾向及石墨形态和基体组成却发生了变化，这种变化的原因来自炉料，称为炉料的遗传性。在铸铁生产中，炉料对铸铁组织的影响来自下述几方面原因。

综上，C和Si是灰铸铁的基本成分；Mn含量一般较低，影响不大；P、S常被看作杂质，应加以限制。为改善铸铁的某些性能，可分别加入其他的一些合金元素。1.生铁中石墨的遗传性某些生铁中Si、C含量较高，组织中有粗大的初生石墨。重熔时，由于石墨熔点较高，铁液在炉中停留的时间较短，因此，粗大的石墨来不及完全溶解在铁液中，而在铁液凝固过程中，残留的石墨作为石墨析出的晶芽而继续长大，故有时在亚共晶铁液中出现粗大的初生石墨，这是由于生铁中石墨的遗传性所致。2.铁料中的微量合金元素

Pb、Sb、Ti、Bi等，会使铸铁的结晶过程产生明显的过冷，或生成不正常的形态，甚至促进白口组织的形成。四.铁液过热和高温静置的影响

铁液过热的温度越高，高温静置的时间越长，铁液中残留的石墨溶解而消失掉，使石墨细化，铸铁的强度增加。

若进一步提高铁液的过热温度，铸铁的成核能力将降低，石墨的形态变差，甚至形成自由渗碳体，使铸铁的强度降低。

因此，存在一个临界的铁液过热温度，这取决于化学成分及冷却速度。一般在1500-1550℃。五.孕育的影响孕育处理：铁液浇注前，在一定条件下，向铁液中加入一定量的孕育剂以改变铁液的凝固过程，改善铸态组织，从而达到提高性能的目的的处理方法。1.加入孕育剂，在铁液中形成大量非均质石墨晶核，消除低共晶度铸铁在共晶转变过程中的白口倾向，使其结晶成为具有良好石墨形态的灰口铸铁。2.改善石墨的形态，使D型石墨向A型石墨转变，获得细片状珠光体基体，强度性能提高。3.减小铸件上由壁厚差产生的组织和性能上的差别，提高组织的均一性。六.气体的影响1.H：使石墨变粗，稳定渗碳体，阻碍石墨化。随着H含量增加，铸铁的力学性能和铸造性能下降。2.N：阻碍石墨化，稳定渗碳体，促进D型（枝晶点状）石墨的形成，稳定珠光体，提高铸铁的强度。3.O：阻碍石墨化，增大白口倾向。随着O含量的增加，铸铁断面敏感性提高，易形成气孔，同时还增加孕育剂和变质剂的消耗量。第三节灰铸铁的铸造性能一.流动性（铁液的充型能力）1.流动性分析

①含有高碳、硅的铁液具有低的黏度和表面张力，流动性好。②亚共晶HT的化学成分偏离共晶成分不远，结晶温度范围较小，初生奥氏体枝晶不发达，因而铁液能保持较长的流动时间，越接近共晶成分，液相线温度越低，流动性就越好。2.流动性的影响因素

①化学成分a.C、Si影响共晶度。当Sc﹤1（亚共晶），增加C、Si含量使共晶度增加，铁液成分越靠近共晶成分，流动性越好；若Sc﹥1（过共晶），由于有初生石墨析出，流动性较差，降低C、Si含量，使流动性提高。b.Mn、S对Sc影响不大。在铁液中形成MnS，使铁液内摩擦增大，流动性降低；形成FeS，对流动性影响不大。c.P：使Sc增大，又能形成低熔点共晶体，降低铸铁液相线温度，流动性增加。

②浇注温度：温度越高，流动性越好。③铁液质量：净化铁液，去除气体、杂质，可提高流动性。二.缩孔缩松形成倾向缩孔缩松是合金在液态下和凝固期间产生的收缩引起的，即ε液+ε凝。产生原因

ε液是指从浇注温度到液相线温度之间发生的收缩。浇注温度越高，含碳量越高，液态收缩越大。

ε凝是指凝固期间发生的收缩及由于析出石墨而产生的膨胀量的总和。ε凝=6.9%-0.9C-2G

可以看出，碳含量越高，析出的石墨越多，凝固收缩越小。在凝固期间，每析出1%的G，体积将增加2%，在很大程度上抵消凝固期间的收缩量。同时，若含碳量增加，析出的石墨将增加，ε凝减少，甚至产生负值，即发生膨胀。因此，缩松缩孔的倾向主要和ε液+ε凝的大小有关。它们值越大，倾向也越大。因为合金的液态收缩和凝固收缩表现为合金体积的缩减，故常用单位体积收缩量来表示。对于C、Si含量较高的HT件和C、Si含量较低的薄壁HT件，都不需要用冒口进行补缩；而对于C、Si含量较低且壁厚的HT件，才设置冒口进行补缩。此外，铸型条件也是HT收缩应考虑的问题，相同条件下，湿砂型的收缩一般都大于干砂型的收缩。2.形成倾向铸件中的缩孔包括集中缩孔和分散缩孔（缩松）。HT的缩松形成倾向较小。

a.对于过共晶成分的HT，析出的石墨使得体积增加，收缩减小。

b.对于亚共晶成分的HT，在凝固中初生奥氏体枝晶构成大量的枝晶间空隙，处于枝晶间的共晶成分铁液在发生共晶转变中，将因析出石墨而体积增大，其产生的体积膨胀力绝大多数直接作用在初生奥氏体枝晶或共晶团的液体上，并推动液体通过枝晶间的通道去补缩由于液态和固态收缩所形成的小孔洞，即具有“自补缩”作用。所以，HT件比较致密，即铸造性能好。合金种类含碳量

（%）浇注温度

/℃液态收缩

（%）凝固收缩

（%）固态收缩

（%）总体积收缩（%）碳素铸钢0.3516101.63.07.8612.46白口铸铁3.014002.44.25.4-6.312-12.9灰铸铁3.514003.50.13.3-4.26.9-7.8表2-1几种铁碳合金的体积收缩率三.固态收缩（线收缩）

在凝固后期，形成固相骨架之后，随着温度的降低，先有一段收缩，然后在骨架中间的铁液发生共晶转变，产生体积膨胀，待全部凝固后，随着温度的进一步降低又发生收缩，此后在共析转变期间又发生体积增加，共析转变完成后直到冷却至常温的过程中发生的收缩即为固态收缩。◆线收缩曲线分析1.凝固后期，HT有收缩前的膨胀阶段；2.凝固完毕后，三者均有珠光体前收缩阶段；共析转变中，三者均有二次膨胀现象，但白口铸铁和碳钢的膨胀量小，灰铁的膨胀量较大。合金种类灰铸铁可锻铸铁球墨铸铁碳素铸钢铝合金铜合金线收缩率（%）0.8-1.01.2-2.00.8-1.31.38-2.00.8-1.61.2-1.4表2-2常用铸造合金的线收缩率

合金的固态收缩不仅引起体积上的缩减，同时还使铸件在尺寸上减小，因此常用单位长度上的收缩量来表示。

这是由于共析过程中，奥氏体转变成珠光体或铁素体，奥氏体是面心立方结构，铁素体和珠光体是体心立方结构，面心立方的致密度要比体心立方高，或者说面心立方密度大，体心立方密度小，所以共析转变过程中体积要发生二次膨胀。此外，灰铁共析过程中生成铁素体时，还伴随着共析石墨的产生，因此，灰铁的二次膨胀量较大。

①热应力：σ=E*ε②相变应力

由于铸件各部分冷却速度不同，以致在同一时期铸件各部分收缩不一致而引起。与线收缩系数有关，HT中有大量的石墨，因此线收缩小于白口铸铁和铸钢；同时灰铁的弹性模量小于白口铸铁和铸钢（实验表明，当材料中有夹杂、孔洞或人工缺口时，E降低，因为HT中的G像孔洞一样，因此，E较小），因此，热应力较小。HT经过共析转变，新旧两相在比容上相差不大，而且相变温度处于铸铁还有一定塑性的温度范围内，因此相变应力较小。铸造应力是热应力（约发生在550℃）、相变应力和收缩应力三者相互抵消或叠加的结果。1.铸造应力四.铸造应力和冷裂倾向

综上，HT的铸造应力较小。冷裂①冷裂的产生原因

②减小冷裂倾向的措施当材料的铸造应力超过该材料的强度极限时，铸件产生冷裂。

铸件在固态收缩时，因受铸型、型芯、浇冒口等外力的阻碍而产生的应力称收缩应力。一般铸件冷却到弹性状态后，收缩受阻都会产生收缩应力。收缩应力常表现为拉应力。形成原因一经消除（如铸件落砂或去除浇口后）收缩应力也随之消失，因此收缩应力是一种临时应力。但在落砂前，如果铸件的收缩应力和热应力共同作用，使其瞬间应力大于铸件的抗拉强度时，铸件会产生热裂纹。③收缩应力

a.碳当量：当碳当量增加时，能够促进石墨化，材料的铸造应力减小，冷裂倾向减小。

b.合金元素：S、P含量降低，脆性降低，铸件的冷裂倾向减小。

c.冷却条件：冷却速度降低时，能够促进石墨化，使铸造应力减小，从而使冷裂倾向减小。

d.落砂清理：对于薄壳铸件，采用单独的清理方式。第四节灰铸铁件的生产一.灰铸铁的牌号1.强度分级HT100HT150HT200HT250HT300HT350HT400等。分别对应：σb≧100，150，200，250，300，350，400MP等。

高于HT250是通过孕育处理得到的灰铁；同一牌号铸铁的生产必须考虑壁厚，如表2-9。2.硬度分级H145H175H195H215H235等。分别对应：HBS≦170，150-220，170-220，190-240，210-260等。HBS值波动在±25HBS范围内。二.冶金质量的衡量标准1.成熟度及相对强度①成熟度RG=σb测/（1000-800Sc）

对于HT：0.5≦RG≦1.5。若RG﹤1，表示孕育效果不好，未能发挥材质的潜力，希望RG在1.15-1.3之间。②相对强度RZ=σb测/（2.27HBS-227）*100%要求60%﹤RZ﹤140%。2.硬化度及相对硬度①硬化度HG=HBS测/（530-344Sc）②相对硬度RH=HBS测/（100+0.44σb测）

RH在0.6-1.2之间，在0.8-1.0之间为佳。RH低表明HT强度高，硬度低，有良好的切削加工性。3.品质系数Qi=RG/HGQi在0.7-1.5之间，其中在1-1.5之间为佳。三.提高灰铸铁性能的途径1.化学成分的合理选择

当前国内外在HT化学成分方面的发展趋势是高的碳当量，即在达到高强度的前提下，采用尽量高的碳、硅含量。高的CE能使薄壁件的白口倾向减小，减小铸件的内应力，在同样强度条件下，由低CE转变为高CE，品质系数提高。为此，要选择合理的Si/C值。通常要提高Si/C值，这对铸铁凝固过程特性、组织结构及性能有重要的影响。

①组织中初生奥氏体增多，初生石墨减少，有强化基体的作用（同时Si又能强化铁素体），使得铸铁的强度增加。②由于碳含量减少，因此石墨量降低，石墨的缩减和切割作用降低。③减小白口倾向，提高组织的均一性。④提高共析温度，使珠光体稍有粗化，强度降低。图2-7Si/C与σb的关系1-CE=3.6%-3.8%2-CE=3.8%-4.0%3-CE=4.0%-4.2%

图2-8Si/C与白口倾向的关系2.孕育处理①目的②孕育剂的加入量和粒度

HT用孕育剂的主要成分是硅铁（WSi=75%）；加入量依铸件壁厚而定。

对于厚壁件，加入量为铁液重的0.2-0.4%；薄壁件，为0.3-0.5%。粒度为1-3mm，以使其能为铁液迅速溶解和吸收。粉状硅铁在孕育过程中易氧化烧损，故避免使用。③孕育剂的作用机理ａ．形核

作为孕育剂的硅铁中常含有微量的Ca、Ce、Zr等元素，在有白口倾向的亚共晶成分铁液中溶解后，随即形成以这些元素的硫化物或碳化物为核心和SiO2为外壳的晶核，它们与石墨原子的排列有一定的共格关系而使铁液中的碳原子能依附在其表面上生长。由于硅铁的溶解，在铁液中形成大量的富硅微区，提高了铁液中碳的活度，促进碳原子从铁液中析出，从而在共晶转变过程中助于石墨晶体的生成，又由于大量的晶核在铁液中均匀分布，故能形成多而细小的共晶团及细片状石墨。ｂ．长大④孕育剂的选择

选择原则：保证孕育效果的前提下，保持一定的孕育时间(衰退期)。纯硅虽有一定的孕育作用，但衰退很快，其原因是在铁液中形成的SiO2晶核具有较小的体积，不能稳定存在。纯SiFe的孕育作用小，而含有Sr、Ce、Ba、Ca、Al、Ti、Zr的硅铁孕育效果较好。⑤生产孕育铸铁的主要条件

a.选择合适的化学成分；b.铁液要有一定的过热温度；

c.加入一定量的孕育剂；

d.选择适当的孕育方法：浮硅孕育法，硅铁棒孕育法，浇口杯孕育法，型内孕育法等。⑥孕育效果的评定a.白口倾向的评定：孕育前后三角试样的白口宽度差别增加，则孕育效果好。b.共晶团数目：越多则孕育效果越好。

c.测定共晶过冷度：孕育后，成核能力增强，过冷度减小；若孕育前后的过冷度比值增大，则孕育效果好。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的强度或硬度，使之满足一些特定的使用条件。由于加入量很少，因此仍为HT组织。①低合金化的作用②低合金HT的分类

a.高强度低合金HT：铬系---WCr=1.0-2.0%，有一定的耐热性，可在450℃以下温度使用。

b.特殊性能低合金HT：较高的硬度，在组织上要求珠光体基体上分布有适量的高硬度相，但高硬度相有很大的脆性，因此应使其在基体中呈分散态分布，避免在晶界上呈网状分布。如高磷系、磷铜钛系、钒钛系、铬钼铜系等。

a.细化G和共晶团；

b.使基体中珠光体含量增加，片间距细化；

c.生成碳化物或含有合金元素的磷共晶等硬质相；

d.提高渗碳体的热稳定性，防止珠光体在高温下分解，提高铸铁的耐热性。第五节灰铸铁的热处理一般来说，热处理能在很大程度上改善铸造合金的组织和性能，但在HT条件下，热处理所发挥的作用相对较小。在HT中，石墨对铸铁性能的影响较大，而任何的热处理方法都不能改变石墨的形态和分布，故不能通过热处理来有效地提高HT的性能。只能在某些特殊场合下进行热处理。主要方式有消除铸造应力热处理和消除铸件上局部白口组织热处理。一.消除铸造应力热处理（低温退火或热时效）530-550℃保温：使铸件中的内应力得到一定程度的松弛。提高退火温度能有效地使应力得到松弛。但温度过高（﹥600℃）时，将会使珠光体发生分解，从而导致铸铁强度、硬度降低。图2-9热时效规范图形状较复杂的铸铁件，由于各部分壁厚不均匀而在铸造过程中产生内应力。此应力使铸件产生翘曲、变形或开裂。此外，当铸件中存在铸造应力时，会在随后的机械加工过程中发生应力的重新分布，引起铸件在以后长期使用中逐渐发生变形，这就需要消除铸造应力。二.消除局部白口组织热处理（高温退火）当HT中的碳当量较低时，若铸件上某些局部的壁厚比主要壁厚薄得多，则在铸件中会产生局部白口的情况。但又不宜通过提高碳当量来消除白口，因为这样会使铸件上主要壁厚处的铸铁组织中珠光体量减少和石墨粗大，从而使铸铁的性能降低。这时可通过高温退火来解决。图2-10高温石墨化退火工艺图在退火过程中，铸件上白口组织中的渗碳体将发生分解，即进行固态石墨化过程，保温后铸件出炉空冷，以促使形成珠光体基体。第一节球墨铸铁一.QT的牌号、力学性能特点及应用1.P型QT以P基体为主；QT600-3、QT700-2、QT800-2；在铸态或正火处理得到；强度、硬度较高，并具有一定的韧性，低的缺口敏感性和较好的耐磨性；适合于制造承受重载荷和摩擦磨损的零件，如内燃机曲柄等。2.α型QT

以α基体为主；QT400-18、QT400-15、QT450-10；铸态或退火处理得到；强度较低、塑韧性较高；适合于制造受力大，而又能承受形变和冲击的零件，如汽车底盘、铸管等。3.P+α型QT

P+α为基体；QT500-7；强度较高、韧性较好；适用于汽车、农业机械等零部件的制造。4.γ+B型QT

γ+B基体；QT900-12；等温淬火得到；强度、塑韧性都很高，高的弯曲疲劳性能和良好的耐磨性；适合于汽车后桥差速器的大伞齿轮、曲轴等零件。二.QT的凝固特性图3-1球墨铸铁和灰铁铸件中的液-固两相区宽度1.球墨铸铁的共晶凝固范围较宽灰铸铁共晶凝固时，片状石墨的端部始终与铁液接触，因而共晶凝固过程进行较快。球墨铸铁因为石墨球在长大后期被奥氏体壳包围，其长大需要通过碳原子的扩散进行，因而凝固过程进行较慢，以致于要求在更大的过冷度下通过异质形核来维持共晶凝固的进行。2.球墨铸铁具有较大的共晶膨胀力球墨铸铁共晶凝固过程中石墨很快被奥氏体壳包围，石墨长大过程中因体积增大所引起的膨胀不能传递到铁液中，从而产生较大的共晶膨胀力。当铸型刚度不高时，由此产生的共晶膨胀将引起缩松缺陷。3.球墨铸铁的糊状凝固特性球墨铸铁的共晶凝固温度范围较灰铸铁宽，其固液两相区的宽度比灰铁大，表现出糊状凝固特性，灰铁则表现出层状凝固特性。4.球墨铸铁的石墨核心多经由球化和孕育处理，球墨铸铁的石墨核心较灰铸铁多，因而其共晶团尺寸也比灰铸铁细得多。1.流动性当浇注温度相同时，QT的流动性比HT好，这是由于QT的碳当量接近共晶成分，球化处理中铁液得到了净化，减少了O、S和夹杂数量。但球化过程中铁液的温度降低，使得浇注温度降低，最后导致铁液的流动性变差。此外，球化处理后铁液得到净化，表面张力增加，充型能力降低。因此，为改善充型能力，应适当提高浇注温度。一般中等壁厚的零件浇注温度控制在1350℃左右，小件或薄壁件﹥1370℃。三.QT的铸造性能2.缩孔缩松倾向①缩孔：由液态收缩和凝固收缩引起。当铁液过热100℃，ε液=1%，ε凝=3%，析出石墨膨胀4.2%，因此从表面上看，不会产生缩孔。但在一般砂型铸造条件下会产生缩孔。因为球铁具有糊状凝固特性，在凝固过程中，外壳长时间处于强度低、刚度小的薄弱状态，而铸件外层凝固部分由于析出G而产生很大的共晶膨胀力，发生变形而胀大，内层铁液不足以充满扩大的空间体积最终产生缩孔。HT由于层状凝固特性，外层刚度较大，不发生胀大现象，因此内部致密。②缩松：由糊状凝固造成的微观缩松。QT在共晶生长过程中，石墨球被奥氏体所包围，长大速度远远小于HT中石墨片的生长速度，同时QT经球化及孕育后，共晶团数量远远大于HT中共晶团数量，且分布广泛，其断面上液-固两相区比HT宽得多，在凝固中，当相邻共晶团互相接触时，位于共晶团间隙的铁液与外部隔绝，产生的收缩得不到补充，产生微观缩松。这种缩松不能由冒口补缩，因此成为球铁生产过程中的主要困难。3.线收缩与HT相近，但小于HT。在膨胀受阻小时，线收缩小于HT；实际铸件中，若铸型刚度较大，使其膨胀量减小，收缩与HT接近。图3-2球墨铸铁和灰铁的自由收缩曲线4.铸件的变形和冷裂倾向由于EQT﹥EHT,则导热系数λQT﹤λHT,因此收缩应力和热应力方面，σQT

﹥σHT,即易产生变形和冷裂。四.常见缺陷及防止措施1.缩孔、缩松①正确控制铁液中碳和磷含量。C%↓→G量↓→缩松↑；P%↑→P共晶→凝固中外壳的强度和刚度↓→缩松↑。②增大铸型刚度，创造QT“自补缩”条件。铸件需补缩的体积不致因外壳胀大而增大，可采用金属型、水泥型等。③采用适宜的浇注温度，减少液态收缩。④合理选择冒口或冒口加冷铁的防止收缩缺陷工艺。2.夹渣（黑渣）多出现在浇注位置的上平面或型芯下表面，按形成时间不同分为一次夹渣（尺寸较大，球化处理时产生的氧化物和硫化物未清理干净形成的)和二次夹渣（尺寸较小，浇注过程中以及铁液尚未在铸型中凝固以前产生的夹渣）。夹渣影响铸件的硬度、韧性、耐磨性等，甚至使耐压件发生泄漏。①降低原铁液中的硫含量。②保证石墨球化条件下，使铁液中残留的镁和稀土量降低。③提高浇注温度，不低于1350℃。④浇注前清理干净熔渣。3.石墨漂浮（碳、硅含量较高）①控制CE在4.6-4.7%以下。②降低原铁液中的含硅量。4.皮下气孔位于皮下0.5-2mm处，呈细小圆形或椭圆形，直径1-2mm，出现在中等壁厚（10-20mm）铸件中。Mg+H2O→MgO+H2↑

MgS+H2O→MgO+H2S↑

因此，应控制残留的镁量及型砂中的水分含量。5.球化衰退①保证足量的球化元素含量。②降低硫含量，并防止铁液氧化。③缩短球化后的停留时间。④用覆盖剂，防止镁及稀土元素逃逸。五.QT的生产熔炼铁液→球化处理→孕育处理→炉前检验→浇注→清理→热处理化学成分的选择选择原则：有利于石墨球化和获得所要求的基体的条件下，保证较好的铸造性能。C、Si

a.由于石墨球对基体的削弱作用较小，因此石墨量的多少对机械性能的影响较小，主要考虑C、Si含量对铸造性能的影响。选择适当的碳和硅量，使其在共晶成分附近，流动性较好。

b.因为球化元素使相图上的共晶点右移，即将共晶碳当量移至4.6-4.7%左右，具有共晶成分的铁液流动性最好，形成集中缩孔倾向大，缩松及裂纹较少，致密度高。当碳当量过低时，易产生裂纹或缩松；当碳当量过高时，易产生石墨漂浮，夹杂等，使铸铁的机械性能降低。c.用Mg或Ce处理的铁液有较大的结晶过冷度和白口倾向，硅能使之减小，且能细化石墨，提高其圆整度，但又会使铸铁的韧性降低。

当WSi﹥2.7%，韧性降低。因此要求高韧性时，应使硅含量不超过2.7%。即按照高碳低硅的原则，WC=3.4-4.0%，WSi=2.2-2.7%。

MnHT中的Mn易形成MnS，减小S的危害（阻碍石墨化，生成硬脆相等），溶于奥氏体中强化基体，稳定珠光体。QT中的球化元素有很强的脱硫能力，因此Mn的有益作用减小。此外Mn在共晶团内有严重的正偏析倾向（心部浓度低，晶界浓度高），以碳化物的形式富集于共晶团边界处，降低韧性。因此应控制锰含量。根据对基体的要求和铸件是否进行热处理，控制在0.3-0.8%。P

产生严重的偏析，生成P共晶，使铸铁的韧性降低；同时P使缩松倾向增大，应控制在0.04-0.06%以下。S与球化元素形成硫化物，消耗球化剂，造成球化不稳定，还使夹杂增多，产生缺陷，加快球化衰退。应控制在0.02%以下。合金元素a.Mo：对于B-QT或γ+B-QT，使奥氏体的等温分解曲线（C曲线）右移，即提高淬透性，从而保证等温淬火处理时，在铸件从固溶温度冷却至淬火温度的过程中，不发生珠光体转变；但在结晶过程中，Mo在共晶团内有较大的正偏析倾向，在共晶体边界形成富Mo的四元磷共晶或钼的碳化物等硬脆相，使铸铁的韧性降低。因此应控制在0.35%以下。b.Cu：稳定珠光体，用来提高基体中珠光体的百分率，在B-QT中与Mo配合，获得高贝氏体百分率的基体。c.Ni：与Mo配合，在γ+B-QT中应用，可稳定地得到γ+B基体组元。与Mo相比，Ni在共晶团内的分布比较均匀，不会产生偏析。此外，由于Ni、Mo较贵，故应用在厚而重要的零件上。d.Cr：用于P-QT中，稳定珠光体。含量0.2-0.3%。e.Sb：强烈稳定珠光体，少量Sb能使基体中珠光体含量大大增加。因此生产P-QT可用微量Sb代替Cu，更经济，但Sb干扰石墨化，应控制在0.006-0.008%以下。⑥微量元素Ti、Pb、Al、Sn等，对铸铁性能有危害，加入RE，中和其危害。2.熔炼方面①高温球化、孕育后，浇注温度降低，因此铁液必须有较HT高得多的出铁温度，1450-1470℃以上。②低硅生铁因为处理剂带入大量Si，因此原铁液应有低的硅含量。③低S、P原材料限制S含量，冲天炉焦炭也要限制S含量，采用冲天炉与电弧炉双联。④低杂质3.球化处理球墨铸铁具有高的机械性能是以石墨球化状况良好为前提的。石墨球化的评定标准

a.球化率：在铸铁微观组织的有代表性的视场中，单位面积上球状石墨数目与全部石墨数目的比值（%）。b.石墨球径：放大100倍条件下，测量的有代表性的球状石墨的直径。c.圆整度：石墨球的圆整情况。

高的球化率，圆整而细小的球状石墨最好。球化元素与反球化元素

a.元素周期表中ⅠA、ⅡA、ⅢB族（Na、K、Mg、Ca、Sr、Ba、Y等）以及镧系稀土元素（La、Ce、Pr、Nd等）促进石墨化，消除S、O对石墨生长的作用，起到石墨球化的作用。

b.ⅣA、ⅣB、ⅤA族（Pb、Sb、As、Bi、Sn、Ti等）在石墨与铁液之间形成界面层，有一些元素与Mg化合成化合物，使Mg不能消除S、O的作用，干扰石墨球化。c.ⅥA族元素（O、S、Se等）严重干扰石墨球化。应用最多的球化元素为Mg、Ce、Y。常用球化剂的特点a.Mg球化剂

优点：很强的脱S、O能力，球化效果稳定，增加铁液的表面张力，提高石墨与铁液间的界面能，稳定地使石墨球化；用Mg处理时，形成分散度很大的镁的硫化物、硫氧化物及碳化物微粒，这些微粒可作为在球化处理以及孕育处理中生成SiO2晶体所依附的基底，从而有利于形成大量细小而圆整的球状石墨。缺点：在常压下往铁液中加入Mg，由于Mg的汽化温度（1107℃）远远小于铁液的温度，形成剧烈沸腾现象，吸收率较低，因此需要专门的球化设备；Mg与大部分反球化元素不相化合，即反球化抵抗力差，因此对反球化元素应严格限制；此外Mg又是强烈稳定碳化物的元素，因此残留一定量的Mg在凝固时易生成白口组织，应将Mg的残留量控制在0.03-0.065%。b.稀土镁合金球化剂

优点：纯RE的沸点大于铁液温度，但其球化作用比Mg差；稀土元素的S、O化物熔点高、密度大，不易从铁液中去除。因此Mg与Ce配合，球化能力较强，干扰元素含量要求可适当放宽；此外由于合金中镁含量不高，因此加入铁液时反应比较平稳，不需要复杂的球化处理设备。

缺点：RE、Mg含量过高，球化中烧损严重，RE和Mg的吸收率低；含硅量过高，球化中往铁液中带入大量的硅分，造成球铁中硅含量增加，铸铁韧性降低；含有反球化元素Ti，易导致石墨的形态恶化。

因此，应使用低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.镁中间合金：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：抗球化衰退能力强，价格较贵。④球化处理方法a.Mg球化剂ⅰ压力加Mg法：根据物质沸点随环境压力增大而增大的原理，在铁液面上建立8个大气压作用的压力，使Mg的沸点温度提高至1400℃左右，不发生沸腾现象，吸收率为50-80%。ⅱ钟罩法：吸收率30-40%。ⅲ转包法：吸收率50-60%。ⅳ镁合金法：通过Cu、Ni与Mg合金化，使镁含量降低，吸收率提高。b.RE-Mg-Si合金ⅰ包底冲入法：铁液需过热80-100℃左右，应用广泛。

ⅱ型内球化法：在直浇道后设一反应室，球化剂放在反应室内，铁液流过时发生球化反应，吸收率高。4.孕育处理①目的

a.消除结晶过冷倾向：球铁的结晶过冷倾向不随C、Si含量而发生变化，易形成白口组织；Mg、Ce降低铁的共晶温度，阻碍石墨化，易形成白口组织；HT中的S、O成为异质石墨晶核，促进灰口组织的形成，而QT中的球化剂彻底脱去S、O，异质晶核不易形成，依赖于均质形核。孕育处理在于往铁液中加入外来的异质晶核，并在铁液中造成大量的Si的浓度起伏，促进均质晶核的形成。b.促进石墨球化：孕育增加石墨的核心，细化球状石墨，提高其圆整度。c.减小晶间偏析：Mn、P产生正偏析，在结晶前沿富集，凝固终了时，在晶间形成硬脆相，使铸铁的强度和塑韧性降低。孕育处理使共晶团细化，减小偏析程度，提高其塑韧性。图3-3孕育处理对铸铁结晶过冷倾向的影响②处理方法

a.通过孕育剂的合金化，提高抗衰退能力：往SiFe中加入少量Mn、Zr、Ba等，构成复合孕育剂，延长孕育作用时间。

b.采用适宜的孕育剂粒度：小颗粒—溶解快，作用时间短；大颗粒—维持时间长，但不能完全被吸收。因此，在保证孕育剂能够完全溶化和吸收的前提下，选用较大的粒度。c.瞬时孕育：为了充分发挥孕育作用，须尽量缩短从孕育处理到铁液凝固的时间，即瞬时孕育。通常采用硅棒孕育、型内孕育等。5.质量控制①炉前试块法②火苗判断法③热分析法④炉前快速金相法六.QT的热处理目的

获得理想的基体组织，最大限度地发挥基体的潜力。2.QT热处理基础①QT的固态相变临界点AC3---加热时α→γ转变的终止温度：840℃Ar3---冷却时γ→α转变的开始温度：810℃AZC1--加热时P/（α+G）→γ转变的终止温度：790-810℃AsC1--加热时P/（α+G）→γ转变的开始温度：760-780℃Asr1—冷却时γ→

P/（α+G）转变的开始温度：730-750℃AZr1—冷却时γ→

P/（α+G）转变的终止温度：720-740℃②QT加热过程中组织变化规律a.AsC1以下温度加热：接近AsC1，P中的Fe3C发生粒化或石墨化，转变方式以Si含量和温度而异；700℃左右，P剧烈石墨化；600℃，少量P发生转变，粒化和石墨化同时存在；500-550℃，基本不发生变化。b.AsC1-AZC1：