《鑄造合金+鑄鐵部分》由會(huì)員分享，可在線閱讀，更多相關(guān)《鑄造合金+鑄鐵部分（85頁珍藏版）》請(qǐng)?jiān)谘b配圖網(wǎng)上搜索。

1、鑄造是金屬在液態(tài)下成形的方法，考察指標(biāo)和影響因素多達(dá)幾十個(gè),,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,二 技術(shù)含量及附加值低,三 產(chǎn)學(xué)研官結(jié)合不夠緊密 鑄造技術(shù)基礎(chǔ)薄弱,一、鑄造技術(shù)的發(fā)展 人類社會(huì)生產(chǎn)的歷史，以其使用的材料的性質(zhì)來劃分，經(jīng)歷了石器時(shí)代、青銅器時(shí)代、鐵器時(shí)代，人工合成新材料的新時(shí)代。 是以鑄造技術(shù)水平的提高為前提的。 鑄造是集熔煉與凝固、成形為一體的科學(xué)技術(shù)。 鑄造包括熔煉方法、澆注方法、造型方法、熱處理方法，每種方法都得到了快速發(fā)展。 鑄造工藝發(fā)展：傳統(tǒng)的范型工藝到現(xiàn)在的多種類的鑄造技術(shù)，Near N

2、et Shape精密鑄造 鑄造加工的對(duì)象： 有機(jī)材料 無機(jī)材料非金屬材料 金屬材料：黑色金屬：Fe、Cr、Mn 有色金屬材料：Fe、Cr、Mn之外的元素,0 緒論,二、鑄造合金較之變形合金的特點(diǎn) 合金化元素含量高，成分范圍相對(duì)較寬， 組織相對(duì)較粗大，甚至不均勻， 強(qiáng)度較高、塑性相對(duì)較低。 加工成本較低，復(fù)雜件成形。,0 緒論,三、鑄造合金發(fā)展 銅、鐵、鋼、鎳、鋅、鋁、鎂、鈦等 現(xiàn)代鑄造材料的蓬勃發(fā)展：除金屬材料外，非金屬材料的熔鑄技術(shù)與理論在不斷發(fā)展，如各種寶石（參雜Ti、Cr等離子的Al2O3，用于激光發(fā)射器）、鈮酸鋯、鈮酸鋁鋰 陶瓷材料Al2O3/YAG(用于超高溫結(jié)構(gòu)材

3、料)、YBaCuO(超導(dǎo)體)、SiC-Si太陽能材料、漿料鑄造-燒結(jié) 單晶W、Mo、Nb（用于熱離子發(fā)射電源）、單晶鎳基合金葉片、單晶Cu導(dǎo)線、單晶Si芯片 金屬間化合物（用于結(jié)構(gòu)材料TiAl，MoSi2、功能材料NiTi，TeDyFe） 電致發(fā)光材料，發(fā)光效率90%以上，白炙燈的發(fā)光效率只有5%，節(jié)能意義重大 光致發(fā)光材料，白天吸收太陽能，晚間發(fā)光，類似于夜明珠 鑄造合金由低熔點(diǎn)向高熔點(diǎn)發(fā)展，合金活度不斷增加，技術(shù)難度不斷增大，說明人們克服困難、解決問題的能力不斷提高。,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(duì)象，其本身的特性是本專業(yè)學(xué)生必須

4、了解的基礎(chǔ)知識(shí)。 鑄造合金本身的特性無論對(duì)成形過程，還是對(duì)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(xué)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(duì)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(fù)雜的多元合金， 其碳含量一般在2.0-4.5%，硅含量1-3%，同時(shí)含有Mn 0.2-1.2%，P 0.04-1.2%，S 0.04-0.2%。 為

5、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(shí)（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(diǎn)可以分為兩大類，即結(jié)構(gòu)材料為主（發(fā)揮其力學(xué)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

6、是以強(qiáng)度的提高為驅(qū)動(dòng)力的，早期其強(qiáng)度只有60-80MPa，現(xiàn)在可以達(dá)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(dāng)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(jìn)而世界范圍內(nèi)開展球墨鑄鐵的研究。400-900MPa,塑性達(dá)到2-20%。 蠕墨鑄鐵的強(qiáng)度和塑性低于球墨鑄鐵，但高于灰鑄鐵。 可鍛鑄鐵強(qiáng)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(dú)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

7、穩(wěn)定系，F(xiàn)e-Fe3C是非穩(wěn)定系。 從動(dòng)力學(xué)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，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， -高溫鐵素體bcc， -奧氏體fcc， -鐵素體bcc， cm-滲碳體， gr-石墨,可能的組織： 萊氏體(+Fe3C共晶體)， 珠光體(+Fe3C共析體) 索氏體(細(xì)的+Fe3C共析體) 托氏體(極細(xì)的+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2-1 Fe-Fe3C系和Fe-石墨系雙重相圖 （實(shí)線為Fe-石墨系，虛線為Fe-Fe3C系）,The s

8、table equilibrium phases of the Fe-C system at ambient pressure are (1) the gas, g; (2) the liquid, L; (3) bcc (d-Fe); (4) fcc (g-Fe), or austenite; (5) bcc (a-Fe), or ferrite; and (6) hexagonal (C), or graphite. Orthorhombic Fe3C, or cementite, is a metastable phase.Allotropic reaction (同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變) Per

9、itectic reaction (包晶反應(yīng))Eutectic reaction (共晶反應(yīng)) Eutectoid reaction (共析反應(yīng))Sublimation (升華) Melting (熔化),圖2-2 共晶部分的詳細(xì)圖形 （1153/1147/1142C） 對(duì)于鑄造合金通常采用共晶成分點(diǎn)，提高鑄造性能（對(duì)提高流動(dòng)性有好處：熔點(diǎn)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(xì)圖形2-2，F(xiàn)e3C液相線與石墨液相線的交點(diǎn)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(duì)滲碳體相過飽和析出。 即過冷度小于11K時(shí)石墨的液相線高于滲碳體的液相線

10、，而優(yōu)先析出石墨。當(dāng)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(shí)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、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(xué)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

11、墨與滲碳體兩者相對(duì)的形核可能性以及生長速率，這將取決于鐵液的化學(xué)成分和結(jié)晶條件。 圖2-3是在溫度-生長速率坐標(biāo)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(gè)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(duì)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(diǎn)對(duì)應(yīng)的溫度是1142oC(DT臨界過

12、冷度)，即，低于此溫度時(shí)，滲碳體的生長速率大于石墨的生長速率，會(huì)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(shí)有兩種途徑：1）考察相同過冷度時(shí)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TR非晶？ 注意：過冷度越大，形核率高、生長速度越大，固相分?jǐn)?shù)增加快，不絕對(duì)，過大的過冷度會(huì)使凝固速度降低，形成細(xì)晶，直至非晶的形成。,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(dòng)力學(xué)影響）2008.11.1

13、7節(jié)點(diǎn) 冷卻速度對(duì)鑄鐵結(jié)晶過程的影響主要在對(duì)相變過程中原子擴(kuò)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(shí)間，有條件進(jìn)行充分的碳原子擴(kuò)散，故使轉(zhuǎn)變傾向有利于按照石墨共晶方式進(jìn)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(duì)鑄鐵凝固組織的影響示意圖 冷卻速度非常緩慢時(shí)，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

14、言，鑄鐵中的合金元素對(duì)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(jìn)鑄鐵的灰口結(jié)晶或白口結(jié)晶，即在共晶過程中促進(jìn)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(jìn)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(jìn)行； 5）影響共晶含碳量和共析含碳量。 可見，對(duì)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

15、金化的普通鑄鐵中，主要的存在元素為碳、硅、錳、磷和硫，對(duì)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(shí)，鐵液中碳的高低又決定著石墨的形核和長大，從結(jié)晶動(dòng)力學(xué)角度看，鐵液中碳的濃度高時(shí)，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(kuò)散和聚集的過程也比較容易實(shí)現(xiàn)，因此，鐵液含碳量高時(shí)，在共晶轉(zhuǎn)變中傾向于按照穩(wěn)定系結(jié)晶。同時(shí)，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(jìn)石墨化的重要的元素。,2-3、鑄鐵的灰口或白口凝固,硅是強(qiáng)烈促進(jìn)鑄鐵中碳石墨化的元素，它提高鐵液中碳的活度（相當(dāng)于增加碳含量），擴(kuò)

16、大共晶溫度范圍，增大形成白口的臨界過冷度，促進(jìn)灰口組織形成。在共析轉(zhuǎn)變方面，硅也促進(jìn)奧氏體按照穩(wěn)定系平衡進(jìn)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(jìn)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(shí)，有阻礙石墨化的作用，同時(shí)還使初生奧氏體和共晶奧氏體的枝晶粗化。當(dāng)硫含量高時(shí)，還會(huì)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(duì)石墨形核有利

17、，故鑄鐵中含硫量亦非越少越好。,磷具有促進(jìn)共晶石墨化的作用，但由于它具有嚴(yán)重的結(jié)晶偏析傾向，在鑄鐵中磷含量不高時(shí)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(jìn)灰口或白口凝固的方向和作用的強(qiáng)弱可將合金元素按以下順序排列： 灰口凝固 Si，Al，Ni，Co，CuMn，Mo，Sn，Cr，V，Sb，Te白口凝固 合金元素的影響主要?dú)w結(jié)為三個(gè)方面 對(duì)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

18、滲碳體形式析出 假設(shè)合金熔體中原有C1的碳含量，當(dāng)加入某元素，使合金熔體中碳的理論含量改變?yōu)镃2，若C2C1，促進(jìn)滲碳體形成；C2

19、對(duì)共晶溫度范圍的影響 共晶溫度范圍TE(參看圖2-3)對(duì)于共晶轉(zhuǎn)變的石墨化傾向有重要的影響。TE大時(shí)，鑄鐵傾向于形成石墨共晶。鑄鐵中每種合金元素均會(huì)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TE增大或減小。某些元素（Si,Ni）增大TE值，起促進(jìn)石墨化作用，另一些元素（Cr）減小TE值，起阻礙石墨化作用。合金元素在改變TE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(duì)共晶溫度范圍的影響,對(duì)臨界過冷度的影響 鑄鐵共晶結(jié)晶過程的臨界過冷度T(參看圖2-3)是使鑄鐵進(jìn)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(duì)石墨共晶和滲碳體共晶的生長速率產(chǎn)生不同的影響

20、，因而會(huì)使臨界過冷度T增大或減小。根據(jù)晶體生長動(dòng)力學(xué)方面的研究，鑄鐵共晶轉(zhuǎn)變的臨界過冷度T與共晶溫度范圍TE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

21、 鑄鐵的組織一定程度上受爐料的影響。當(dāng)由一種爐料換成另一種爐料時(shí)，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(dāng)這樣的生鐵作為爐料在沖天爐中進(jìn)行重熔時(shí)，由于石墨的熔點(diǎn)高，鐵液在沖天爐中停留時(shí)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(shí)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(xué)成分正常的情況下，鑄鐵的組織有時(shí)出現(xiàn)不正常的石

22、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(shí)（2）,24、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(gè)階段。當(dāng)鑄鐵的成分為亞共晶時(shí)，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(dāng)合金成分為過共晶時(shí)，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(duì)鑄鐵的組織和力學(xué)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

23、加強(qiáng)作用，并能阻止裂紋的擴(kuò)展。 （一）結(jié)晶過程熱力學(xué) 初生奧氏體結(jié)晶的自由能的變化如圖2-7，當(dāng)亞共晶鐵液（成分X）過冷至液相線BC以下，例如溫度T1時(shí)，在碳的質(zhì)量分?jǐn)?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(shí)，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G，這就是初生奧氏體結(jié)晶的熱力學(xué)驅(qū)動(dòng)力。,初生奧氏體結(jié)晶的自由能的變化如圖2-7，當(dāng)亞共晶鐵液（成分X）過冷至液相線BC以下，例如溫度T1時(shí)，在碳的質(zhì)量分?jǐn)?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(shí)，鐵液中鐵原子

24、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G，這就是初生奧氏體結(jié)晶的熱力學(xué)驅(qū)動(dòng)力。,（一）結(jié)晶過程熱力學(xué),亞共晶鑄鐵中析出初生 奧氏體時(shí)的自由能變化,圖奧氏體的析出導(dǎo)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(jìn)行。此處鐵液成分接近于平衡成分Xa，而在較遠(yuǎn)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(yuǎn)處擴(kuò)散，這樣使得奧氏體的析出過程得以繼續(xù)進(jìn)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(dá)到Xa為止。進(jìn)一步降低溫度至T2，則將析出成分為Xd

25、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(jī)理是： 奧氏體為面心立方晶體，原子密排面為（111）面，當(dāng)奧氏體直接從熔體中形核、成長時(shí)，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(duì)稱的，但實(shí)際上由于枝晶前沿溶質(zhì)分布的不均勻以及枝晶前對(duì)流的存在

26、，使枝晶失去對(duì)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(shí)驗(yàn)獲得枝晶形態(tài) Ni-Cu理想溶液枝晶生長模擬,定向凝固時(shí)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(xué)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

27、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。,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(xì)的因素 鑄鐵中奧氏體枝晶數(shù)量直接影響作為堅(jiān)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(jì)算，但在非平衡條件下，需要用實(shí)驗(yàn)方法（定量金相）測(cè)定奧氏體數(shù)量。 非平衡凝固時(shí)，即使碳當(dāng)量高達(dá)4.7%（共晶碳當(dāng)量=4.26%），鑄態(tài)組織中仍有初生奧氏體?？炖?，過冷度大，共晶點(diǎn)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(xì)化枝晶。 增加冷卻速度，奧氏體數(shù)量增加，還可以細(xì)化奧氏體枝晶。

28、擴(kuò)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(dāng)量升高，奧氏體數(shù)量降低，如圖2-10。 在相同碳當(dāng)量的前提下，用Si/C比來進(jìn)行評(píng)價(jià)，Si/C高，奧氏體數(shù)量多。如圖2-10 在高碳量時(shí)，隨著碳含量的增加，枝晶細(xì)化如圖2-11,二、初生石墨結(jié)晶 （一）結(jié)晶過程熱力學(xué),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(gè)點(diǎn)，而不是曲線。因此該圖中石墨的自由能應(yīng)該為一個(gè)點(diǎn)，而不是曲線。 圖2-12過共晶鑄鐵中析出石墨時(shí)的自由能變化 初生石墨結(jié)晶的自由能變化如圖2-12，當(dāng)過共晶鐵液過冷至液相線CD以下時(shí)，從鐵液中析出初生石墨，成分為X的

29、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G，這就是初生石墨結(jié)晶的熱力學(xué)驅(qū)動(dòng)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(jià)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(jià)鍵的鍵能很強(qiáng)，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(gè)方向以相等的幾率擴(kuò)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

30、，石墨沿基面（a向）生長是占優(yōu)勢(shì)的。因?yàn)樵诶庵娴姆较蛏洗嬖趶?qiáng)的未飽和鍵，在這些面生長時(shí)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(shí)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(duì)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(duì)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

31、情況下（不含硫氧雜質(zhì)），鐵液-棱柱面的界面能遠(yuǎn)大于鐵液-基面的界面能，這就使得石墨沿a向生長時(shí)，所受到的界面張力的約束作用比沿c向生長時(shí)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(cuò)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(shí)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(duì)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(jìn)行選擇吸附，優(yōu)先吸附在（ ）晶面上，從

32、而大大降低了鐵液-（ ）晶面間的界面能（見表2-1）。同時(shí)硫原子還吸附在螺旋生長臺(tái)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?yàn)橹?，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,d)球化劑的影響（有缺陷、含硫、添加球化劑） 當(dāng)鐵液中含有鎂、鈰等強(qiáng)力脫硫的元素時(shí)，由于消除了硫的表面吸附作用，從而又恢復(fù)了石墨沿c向按螺旋位錯(cuò)方式生長。 同時(shí)由于鎂、鈰具有強(qiáng)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(jìn)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

33、能,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(jìn)行的，這種情況下鐵液中的碳原子的擴(kuò)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(diǎn)在片狀石墨、球狀石墨、蠕蟲石墨也有這樣的特征。 在實(shí)際的石墨中存在各種缺陷，其中旋轉(zhuǎn)晶界、螺旋位錯(cuò)對(duì)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(xué) 灰口鑄鐵的共晶結(jié)晶是從鐵液中同時(shí)析出奧氏體和石墨晶體的過程。當(dāng)鐵液過冷至低于共晶線ECF（圖2-16）以下的溫度T1時(shí)，成分為Xc的鐵液對(duì)奧氏體和石墨同時(shí)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

34、出G，這就是共晶結(jié)晶過程的驅(qū)動(dòng)力。,圖1-16共晶鑄鐵中析出石墨 和奧氏體時(shí)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(tuán)。這種共晶團(tuán)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(gè)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(dāng)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(kuò)散的方式經(jīng)由奧氏體殼進(jìn)入奧氏體-石

35、墨界面，而石墨繼續(xù)沿c軸方向以螺旋位錯(cuò)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(xué)的基本理論，晶體的生長速率R與結(jié)晶過冷度T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(dāng)共晶成分的鐵液過冷度超過一定值后（兩條曲線交點(diǎn)對(duì)應(yīng)的T），石墨的生長速率才會(huì)大于奧氏體的生長速率，這時(shí)才會(huì)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(tuán)。,1120節(jié)點(diǎn),圖2-17b上繪出了石墨作為結(jié)晶主導(dǎo)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(duì)應(yīng)的成分-過冷度曲線。 G、g生長速率

36、相同時(shí)所需過冷度在圖b中的交點(diǎn)就是EPQR線。生長速率越大、需要的過冷度越大。 當(dāng)鐵液在PQR界線的左側(cè)進(jìn)行結(jié)晶時(shí)，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(tuán)。而在PQR界線右側(cè)陰影區(qū)域結(jié)晶時(shí)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(tuán)。,（三）共晶團(tuán) 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(tuán)。一般情況下，每個(gè)共晶團(tuán)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。,灰鑄鐵共晶團(tuán)數(shù)(個(gè)/cm2)決定于共晶轉(zhuǎn)變時(shí)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(tuán)數(shù)愈多。 隨

37、共晶團(tuán)數(shù)量的增加,白口傾向減少,力學(xué)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。控制共晶團(tuán)數(shù)量對(duì)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(dá)共晶平衡溫度并有一定程度過冷時(shí),進(jìn)入共晶階段,此時(shí)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

38、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+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(xué),當(dāng)成分為X的鐵液過冷至T1(如圖1-21)時(shí)，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(shí)也超過了穩(wěn)定系所對(duì)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(dòng)力。從可能存在的三個(gè)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(xué)角度來看，有利于析出石墨。,從熱力學(xué)角度來看，有

39、利于析出石墨，但在動(dòng)力學(xué)方面，形成石墨所需要的大規(guī)模原子擴(kuò)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(dá)到Xa為止。當(dāng)溫度降低時(shí)，陸續(xù)析出滲碳體，此過程一直持續(xù)到鐵液成分達(dá)到共晶時(shí)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VbVaVc，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

40、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(xué) 當(dāng)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(shí)，他同時(shí)為碳和鐵所飽和，因而有同時(shí)析出奧氏體和碳化物的熱力學(xué)驅(qū)動(dòng)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G1，比奧氏體-石墨共晶混合體的自由能高出G2，而G2G1，從熱力學(xué)角度，形成奧氏體石墨共晶的熱力學(xué)驅(qū)動(dòng)力更大。但從動(dòng)力學(xué)角度，由于形成滲碳體所需的原子擴(kuò)散程度比形成石墨小的多，故當(dāng)冷卻速度大時(shí)，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

41、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(shí)小島中組織為馬氏體或殘余奧氏體，在慢冷時(shí)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(gè)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。 葵花狀碳化物 含B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(dú)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

42、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(duì)于非均質(zhì)形核更大的過冷度，對(duì)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(dòng)性、實(shí)現(xiàn)可控的非均質(zhì)形核過程。,31 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(shí)間，會(huì)導(dǎo)致鑄鐵的石墨及其基體組織的細(xì)化，使鑄鐵的強(qiáng)度提高；進(jìn)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(qiáng)度降低，因而存在一個(gè)臨界溫度。臨界溫度的高低主要決定于鐵液的化學(xué)成分和冷卻速度。所有促進(jìn)增大過冷度的因素（碳硅含量低、

43、冷卻速度快、成核能力差），都會(huì)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(dāng)時(shí)間后，過熱效果會(huì)消失，即過熱處理具有可逆性。其原因?yàn)橹匦滦纬煞蔷|(zhì)形核核心，成核能力提高，而出現(xiàn)異常長大。,上述現(xiàn)象的存在是與過熱過程中熔體微觀結(jié)構(gòu)的變化有密切關(guān)系的。熔體結(jié)構(gòu)與固體結(jié)構(gòu)相似，原子之間有較強(qiáng)的作用力，原子之間的距離也和晶體晶格參數(shù)接近（5%偏差）。熔體和固體更為相近的是熔體中存在結(jié)構(gòu)的微觀不均勻體，某些區(qū)域原子之間的結(jié)合緊密，與晶體結(jié)構(gòu)更接近，這樣的區(qū)域稱為原子團(tuán)簇（cluster），它可以成為晶胚，為凝固過程提供非均質(zhì)核心襯底。另外熔體中不可避

44、免地存在各種非金屬氧化物，他們?nèi)埸c(diǎn)高，在熔體中穩(wěn)定存在，也可能成為非均質(zhì)核心。還有一點(diǎn)就是熔體中的氣體，它也可能為形核創(chuàng)造條件。 應(yīng)該說上述非均質(zhì)形核核心的尺寸是隨熔體溫度的提高而不斷降低的，如圖，在某些合金系中這樣的降低甚至有可能是不連續(xù)的，如Al-Si合金方面的研究結(jié)果。熔體溫度的提高會(huì)使非金屬氧化物及氣體含量降低，因?yàn)槿垠w溫度升高，粘度降低，非金屬氧化物及氣體易于逸出。,圖中非均質(zhì)核心尺寸的變化有兩種原因，其一是核心外層原子的逃逸，其二是大尺寸的核心分解為小尺寸的核心（熔體對(duì)外表現(xiàn)為粘度降低）。這樣的結(jié)果會(huì)使核心數(shù)量增加，當(dāng)隨著熔體溫度的提高，大尺寸核心分解使核心數(shù)量增加到一定程度后，溫

45、度的進(jìn)一步增加，使核心尺寸逐步小于臨界核心尺寸，而表現(xiàn)為形核率的降低。因此熔體過熱處理存在臨界過熱溫度，如圖3-1?？赡嫘缘拇嬖谑怯捎谏鲜龇蔷|(zhì)核心的分解是可逆的。無論是分解還是聚合都是動(dòng)力學(xué)過程，需要一定的時(shí)間，所以熔體過熱到合適的溫度后還要靜置合適的時(shí)間。 熔鑄技術(shù)要求的高溫出爐低溫澆注也是滿足上述理論分析的。這里的關(guān)鍵是低溫溫度的確定以及在該低溫下保持的時(shí)間。低溫澆注的目的是減少凝固收縮，但低溫處理有可能使過熱處理好處消失。上面提到核心聚合過程是動(dòng)力學(xué)過程，這也就為確定低溫靜置時(shí)間提供了依據(jù)，如圖。,溫度對(duì)異質(zhì)核心尺寸的影響 溫度對(duì)異質(zhì)核心數(shù)量的影響 襯底尺寸隨時(shí)間的變化 圖3-1 熔

46、體中團(tuán)簇尺寸的變化,32 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(xué)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(dá)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(jìn)行孕育處理。處理好的鐵液在一定時(shí)間內(nèi)進(jìn)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(xì)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(xì)化鑄鐵的組織，還可以在適當(dāng)控制鑄鐵化學(xué)成分的條件

47、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(jìn)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(xì)片珠光體基體，從而提高鑄鐵的性能。 適當(dāng)增加共晶團(tuán)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(xì)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(jìn)鑄鐵按灰口鑄鐵而不是白口鑄鐵結(jié)晶； 避免產(chǎn)

48、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(tuán)數(shù)（共晶團(tuán)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(cuò)配區(qū)域構(gòu)成，在界面上有間隔開的位錯(cuò)。 在鐵液中的某種固體顆粒上形成石墨晶體時(shí)，在兩種晶格之間通?？倳?huì)存在失配度：，為石墨六方晶格的（0001）面的點(diǎn)陣間距，為非均質(zhì)核心的物質(zhì)基底面的點(diǎn)陣間距。若失配度小于15%，該固體

49、顆粒可能構(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(huì)形成在奧氏體枝晶間分布、細(xì)小而無一定方向性的分枝發(fā)達(dá)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(tuán)數(shù)目，提高鑄鐵機(jī)械性能。關(guān)于孕育機(jī)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(xué)說的不足在于不能解釋很純的

50、FeSi對(duì)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(yù)先準(zhǔn)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(cè)試手段研究認(rèn)為, 晶核具有雙層結(jié)構(gòu),其核心為尺寸大約為1m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

51、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(shí),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(jìn)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(xì)小的共晶團(tuán)和細(xì)片石墨. 猜想1：SiO2的熔點(diǎn)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(dāng)有碳化物或硫化物存在

52、時(shí)，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(gè)晶面與石墨的(0001)面共格，但SiO2的這個(gè)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(dāng)有碳化物或硫化物存在時(shí)，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(jìn)石墨在其上生長。,四、孕育效果 孕育處理的效果將隨時(shí)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S

53、iO2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(shí)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(shí)間內(nèi),孕育作用表現(xiàn)充分,隨后的一段時(shí)間內(nèi)孕育作用逐漸消失。,圖3-5孕育效果隨時(shí)間的變化,五、孕育處理工藝 （一）原鐵液的化學(xué)成分和溫度 適當(dāng)控制孕育處理前原鐵液的化學(xué)成分和溫度是實(shí)現(xiàn)有效孕育的重要條件。原鐵液的碳硅含量應(yīng)相當(dāng)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(dāng)于白口鑄鐵的邊緣成分。這樣在加入為數(shù)不多

54、的孕育劑時(shí)，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(jìn)石墨析出的作用） 原鐵液經(jīng)過適當(dāng)?shù)倪^熱和靜置,以使鐵液中殘存的石墨晶芽得以消除,也會(huì)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(dá)到1450C以上,并在此溫度靜置10-15min時(shí)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(duì)厚壁鑄件加入量為鐵液

55、重的0.2-0.4%,對(duì)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(diǎn)是一包鐵水處理后,必須在孕育衰退之前澆注完畢.這對(duì)一次處理大量鐵水而又需要較長時(shí)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(jìn)行了改進(jìn)（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

56、硅孕育法在臨澆注之前,將硅鐵塊撒布在鐵液表面,進(jìn)行孕育.這種操作方法簡(jiǎn)單,其缺點(diǎn)是有時(shí)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(jiǎn)單,但有時(shí)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(jìn)行孕育.其優(yōu)點(diǎn)是實(shí)現(xiàn)了瞬時(shí)孕育,作用較可靠.缺點(diǎn)是操作復(fù)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(shí)鐵液將孕育劑沖熔而實(shí)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

57、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(qiáng)度。變質(zhì)處理的實(shí)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(shì)。 以Ce為主要元素的混合稀土與適宜的細(xì)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(qiáng)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(jìn)行選擇性吸收，它優(yōu)先吸附在能位較高同時(shí)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(xì)，并縮小碳化物的尺寸，使其分散和孤立化。同時(shí)，由于碳化物尺寸的減小，也使其保持

58、塊狀生長的相對(duì)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,34、石墨球化處理 球墨鑄鐵一般用稀土鎂合金對(duì)鐵液進(jìn)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(duì)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(qiáng)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小（l：g=2-10），而片狀石墨的比值

59、較大（l：g50）；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(yuǎn)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(qiáng)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(qiáng)，它的導(dǎo)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(qiáng)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(jìn)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

60、鐵液和進(jìn)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(jī)理 核心說：認(rèn)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?yàn)槟茉阼F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(rèn)為球狀石墨的生長過程包括兩個(gè)階段，首先是球墨鑄鐵結(jié)晶成白口組織，其后因?yàn)殍T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(rèn)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

61、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(kuò)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(jìn)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(rèn)為由于球墨鑄鐵的結(jié)晶過冷度大，在結(jié)晶時(shí)不能達(dá)到平衡狀態(tài)，故會(huì)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(xué)說：認(rèn)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(dāng)?shù)目臻g條件，其形核和生長的可能性很小。而球化處理時(shí)，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

62、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(píng)定標(biāo)準(zhǔn) 球化率：在鑄鐵的微觀組織的有代表性的視場(chǎng)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?jǐn)?shù)表示） 石墨球徑：在放大100倍的條件下測(cè)量的有代表性的球狀石墨直徑 圓整度：是對(duì)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(xì)小的球狀石墨。,三、球化劑:鎂、鈰和釔作為球化劑的特點(diǎn) 1球化能力 鎂作為球化劑，有很強(qiáng)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

63、鎂處理鐵液時(shí)，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育處理過程中，生成SiO2晶體時(shí)所倚賴的基地，從而有利于形成大量的細(xì)小而圓整的石墨球。用鈰、釔處理的鑄鐵要差些。 2對(duì)反球化元素干擾作用的抵抗能力 鐵液中含有的Al、Ti、Zr、Pb、Te等為反球化元素。為了保證石墨的良好球化，應(yīng)對(duì)鐵液中的反球化元素含量嚴(yán)格限制。不同的球化元素對(duì)反球化元素的干擾作用具有不同的抵抗能力。 由于鎂與大部分反球化元素不相化合，或化合程度很小，對(duì)反球化元素的抵抗能力低。而稀土元素與反球化元素具有一定的化合能力，而表現(xiàn)出好的抗干擾能力。,3抗球化衰退能力 球化處理后的鐵液

64、，隨著時(shí)間的延長，石墨球化作用會(huì)逐漸減弱而消失，表現(xiàn)為石墨球化率下降，球徑變大，圓整度變差，逐漸發(fā)生畸變，直至變?yōu)槠瑺钍?。這種現(xiàn)象稱為球化衰退，其原因?yàn)椋?在鐵液停留過程中，空氣中的氧會(huì)不斷進(jìn)入鐵液中，并向鐵液深處擴(kuò)散，造成鐵液中氧的活度升高，使鐵液中球化劑的殘留量降低。 在球化處理溫度下，鐵液中殘留的Ce、Mg與S、O之間的反應(yīng)已達(dá)到平衡，但在鐵液停留過程中，由于溫度降低，鐵液中S、O的溶解度降低，析出S和O，致使其與部分Ce、Mg重新化合反應(yīng)，使鐵液中Ce、Mg殘留量降低。 溶解于鐵液的Mg具有較高的飽和蒸氣壓，容易從鐵液中逸出，致使殘留鎂量不斷下降。 從球化處理完，獲得良好的石墨球化狀

65、態(tài)開始，到開始出現(xiàn)球化程度降低為止的一段時(shí)間稱為球化衰退時(shí)間。鎂作球化劑時(shí)球化衰退時(shí)間只有10-15min，Ce稀土合金15-20min，稀土Y1-3h。,四、球化元素的適宜殘留量 為了使鑄鐵中的石墨達(dá)到穩(wěn)定的球化，必須將鐵液中S和O的反球化作用降低到一定程度，為此需要在鐵液中保持一定的球化元素平衡含量，即適宜的殘留量。 在采用鎂作球化劑時(shí)，其適宜的殘留量與鐵液含硫量、鑄件壁厚及鑄型材料（冷卻強(qiáng)度）有關(guān)，鑄鐵含硫量高、鑄件凝固時(shí)間長，鎂的適宜殘留量應(yīng)高些，一般為WMg0.03-0.065%。不是說鎂的殘留量越高越好，殘留量高時(shí)，會(huì)使石墨形狀發(fā)生惡化，嚴(yán)重時(shí)出現(xiàn)畸變,五、球墨鑄鐵孕育的必

66、要性 經(jīng)球化處理的鐵液石墨形核能力差，凝固過程中達(dá)到的過冷度大，當(dāng)過冷度超過臨界過冷度后，會(huì)析出滲碳體，而降低球墨鑄鐵的性能。,35鑄鐵凝固過程中可能出現(xiàn)的問題 一、局部白口及反白口 局部白口可能在灰口及球墨鑄鐵中出現(xiàn)。一方面由于薄壁部分冷卻快，按照亞穩(wěn)系凝固，另一方面是由于鑄鐵凝固后，當(dāng)鑄件表面從高溫冷卻至1050C的過程中，產(chǎn)生表面脫碳，降低了碳當(dāng)量，促進(jìn)形成白口。 反白口的鑄鐵件外部為灰口組織，而內(nèi)部為白口組織，因白口組織的位置與表層白口缺陷正好相反，所以稱為反白口。 產(chǎn)生反白口的原因： 各種成份的鑄鐵有各自的最易形成反白口的臨界冷卻速度。由于在已凝固部分的冷卻作用下，中心部位的凝固速度快于外部而形成反白口。 在冷卻較快的情況下，凝固過程產(chǎn)生成份偏析，碳的負(fù)偏析，過共晶鑄鐵凝固過程中，鐵液中的碳不斷降低，最后凝固區(qū)可能按亞穩(wěn)系凝固，實(shí)驗(yàn)證明中心白口區(qū)碳含量比外部灰口區(qū)降低0.28%。 反石墨化元素的正偏析，在最后凝固的鐵液中富集了反石墨化元素，促進(jìn)滲碳體析出。,,,,,,,厚壁球墨鑄鐵件最后凝固部分產(chǎn)生孕育衰退，石墨球數(shù)量少，形成大過冷，形成白口 鐵液中氫含量高，凝固過程中氫聚集