1、一、蠕墨铸铁的组织和性能组织：组织中具有蠕虫状石墨。铸铁液经蠕化处理后可得到具有蠕虫状石墨的蠕墨铸铁，方法为浇注前向铁液中加入蠕化剂，促使石墨呈蠕虫状。性能：蠕虫状石墨的形态介于片状与球状之间，所以蠕墨铸铁的力学性能介于灰铸铁和球墨铸铁之间，其铸造性能、减振性和导热性都优于球墨铸铁，与灰铸铁相近。 蠕虫状石墨 蠕墨铸铁的显微组织二、蠕墨铸铁的牌号及用途牌号表示方法：蠕墨铸铁的牌号是由“RuT”（“蠕铁”两字汉语拼音字首）后附最低抗拉强度 值（MPa）表示。例如牌号 RuT300 表示最低抗拉强度 为 300MPa 的蠕墨铸铁。应用范围：蠕墨铸铁主要用于承受热循环载荷、结构复杂、要求组织致密、强
2、度高的铸件，如大马力柴油机的汽缸盖、汽缸套、进（排）气管、钢锭模、阀体等铸件。六米焦炉炉门 焦炉保护板 4.3 米焦炉炉门化产设备蒸氨塔 热风炉球形炉篦 高炉热风炉篦子蠕墨铸铁的应用蠕墨铸铁的牌号、力学性能及用途（摘自 JB44031987）力学性能 b/MPa r0.2/MPa /%牌号不大于HBS应用举例RuT260 260 195 3121197增压器废气进气壳体，汽车底盘零件等RuT300 300 240 1.5140217排气管，变速箱体，汽缸盖，液压件，纺织机零件，钢锭模等RuT340 340 270 1.0170249重型机床件，大型齿轮箱体、盖、座，飞轮，起重机卷筒等RuT38
3、0 380 300 0.75193274RuT420 420 335 0.75200280活塞环，汽缸套，制动盘，钢珠研磨盘，吸淤泵体等近几年，蠕墨铸铁的应用，特别是在欧洲，得到了长足的进展。这是人们在发现蠕墨铸铁后，首次作为一种材质在国外发动机缸体等重要铸件上得到广泛使用。应用的同时又掀起了相应的进一步深入研究的高潮。欧盟也已制订出蠕墨铸铁标准草案，发给各企业，正在征求意见，并预定在一年内正式公布。美国在前年就把蠕墨铸铁的产量从球墨铸铁中分离出来统计，表明了他们对蠕墨铸铁的重视程度。今年 6 月的 GIFA 展览会上，许多铸造企业都把蠕墨铸铁作为供货范围，并举出了相应的生产实例。例如宝马汽车
4、公司（BMW）V8 柴油发动机缸体，戴姆勒克莱斯勒汽车公司（Daimler chrysler）12 升排量的 8 缸发动机缸体，达夫公司（DAF）的 12.6 升排量、功率为 390KW 的六缸发动机缸体都用蠕墨铸铁铸造。年产 35 万吨发动机铸件的弗里茨维特公司（Fritz Winter），在研究开发的基础上，2003 年安装了一条 KW（Kuengel Wagner）静压多触头造型线，砂箱尺寸为 13501100400/400，用来每年生产 3 万吨发动机薄壁蠕墨铸铁缸体。年产 400 万个发动机缸体，200 万个缸盖的爱森布吕尔（Eisen Bruehl）公司在充分对比的基础上，已开始在
5、轿车发动机缸体上使用蠕墨铸铁。德国阿乌哥斯特坎泼公司（August Kuepper GmbH），已成为一个蠕墨铸铁的专业生产厂，380 个人，使用 2 条迪砂造型线，每年生产 3 万 6 千吨蠕墨铸铁件，主要供奥迪、奔驰、大众、宝马、司高达等汽车公司的排气管与增压器壳体。美国福特（Ford）公司与辛特（Sinter）合作，在 1999 年就在巴西已生产出 10 万个蠕墨铸铁 V6 缸体。瑞典达劳斯（Daros）活赛环厂开发了蠕墨铸铁活塞环。蠕墨铸铁得到广泛应用的背景蠕墨铸铁之所以能得到广泛应用，其原因还在于汽车工业对总成与零部件的要求。汽车发展方向上的永久课题是减少排放、降低油耗、提高功率和增
6、加舒适性。在这四个主题下，汽车开发的二级目标是：减少摩擦，例如优化曲轴传动方案（滑动面、轴承） 减轻重量（结构轻化、材料）提高发动机刚度（柴油机尖峰压力）减小发动机体积（构造型式、使用更好的材料）更有效的尾气处理系统改进燃烧方法（汽油直喷、柴油调匀，使用天然气）提高变更性（阀动装置、压缩比）减小尺寸，尤其是汽油发动机（使用更好的材料）从这些目标可以看出，在未来的 8 项发展中，有五项和材料及铸造有关。在过去人们选择铝合金来替代灰铸铁，使汽车、发动机的重量有所下降，这在过去的发动机技术下是可以的。如图 1 所示在未来几年中铝合金的气缸体在欧洲预计还会有所增加。但发动机的比功率（KW/排量升）越来
7、越大，导致发动机气缸体与气缸盖的工作温度越来越高（见图 2 和图 3），两零件的很多部位，其温度已超过 200，这时铝合金的强度迅速下降，已不足以承受所受机械负荷（见图 4），而铸铁则毫无影响。此外，随着比功率的提高，常温下的铝合金也存在机械强度不够的问题。现在解决的办法是在缸体与缸盖、轴承盖与缸体的连接螺栓处镶铸螺纹件，甚至连接板（见图 5）。这无疑又会增加重量，同时除成本提高外，增加了铸造的技术难度。因为热膨胀系数的差别，尤其是镶铸件有一些小缺陷时，就保证不了与铝合金本体连接的理想间隙（见图 6），从而在使用中易引起松动和疲劳裂纹。实际上从矿石到成品，铝合金的耗能要高于铸铁件。众所周知，铸
8、铁件的防振能力远大于铝合金。也只有铸铁件的力学性能与高温性能才能满足汽车，尤其是发动机的未来发展要求。因此，只要生产 25mm 薄壁铸铁件的技术提高，就完全有可能再次夺回铝合金占领的部份市场。蠕墨铸铁具有球墨铸铁的强度，和灰铸铁相比又有类似的防振、导热能力及铸造性能，而又比灰铸铁有更好的塑性和疲劳性能。现代的铁液处理工艺已能确保得到必须的蠕状石墨，因此在缸体上的应用已无技术障碍，而用蠕墨铸铁生产的缸体，其发动机单位重量所获得的功率可低于铝合金（见图 7），这就促使了蠕墨铸铁的应用与发展。 蠕墨铸铁的欧洲标准对于蠕墨铸铁早在 1984 和 1987 年，我国就制订了蠕墨铸铁金相与蠕墨铸铁件行业标
9、准，并在 1999 年进行了修订，但至今还没有国家标准，尽管我国应用历史要早于国外，例如蠕墨铸铁排气管（二汽）、蠕墨铸铁缸盖（无柴）。德国在 2002 年 5 月，由德国铸造协会制订了蠕墨铸铁的行业标准，编号为 W50。现在正作为欧洲蠕墨铸铁标准草案在各铸造企业征求意见。在此标准中规定，石墨主要以蠕墨存在就算蠕墨铸铁，但规定在铸件的主要壁厚，蠕墨数量要大于 80%。由于壁厚影响到蠕墨数量，故进一步规定，在整个铸件上不允许出现片状石墨外，在铸件其它次要部位的蠕墨数量可以有变动，也即低于 80%，但铸造企业认为蠕墨量也不应低于 60%，也可和铸件使用方协商一致。为取得纯粹蠕墨铸铁的特殊性能，瑞典在
10、活塞环上应用就要求蠕墨数量大于 90%。和此相比，我国标准中规定的大于 50%就显得要求有所放低，要求较低的生产水平。和我国一样，该标准根据单铸试样（加工过）的抗拉强度，对蠕墨铸铁进行分级。如表 1 所示共分五级，每级抗拉强度差 50Mpa，也即和灰铸铁、球墨铸铁的分级一样。和我国标准相比（见表 2），我国也为五级。表 1 蠕墨铸铁的分级及力学性能牌号 抗拉强度 b MPa 屈服强度 0.2 MPa 断裂时的伸长率% 硬度 HBW30GJV300 300375 220295 1.5 140210GJV350 350425 260335 1.5 160220GJV400 400475 30037
11、5 1.0 180240GJV450 450525 340415 1.0 200250GJV500 500575 380455 0.5 220260但级差为 40MPa，整个强度性能要比国外订低一级。在硬度上，我国允许硬度范围大，且高值硬度也高。这表明，国外用蠕墨铸铁更注重它的强度性能，同时又要求它有较好的机械加工性能。表 2 我国蠕墨铸铁的分级（JB/T44031999） 抗拉强度 b MPa 屈服强度 0.2 MPa 断裂时的伸长率%牌号不小于硬度值范围Ru420 420 335 0.75 200280Ru380 380 300 0.75 193274Ru340 340 270 1.0 1
12、70249Ru300 300 240 1.5 140217Ru260 260 195 3 121197前面提到的坎泼公司，它可生产合金蠕墨铸铁，表 3 是其 GJVSiMo4.50.6 的性能。这表面整个标准要求要比我国高，工厂所做工作更为细，要求更高（硬度值差仅 HB20）。表 3 坎泼公司的合金蠕墨铸铁性能室温性能牌 号 金相组织 硬度HB30 b,MPa 0.2,MPa ，%GJVSiMo4.56.0铁素体珠光体特殊碳化物 205225550 470 2780性能 热导率，W/mK弹性模量 MPa 20 500 600140000 42 34 32凝固收缩% Ac1, b,MPa 0.2
13、2,MPa ，%70 60 35线胀系数，10620200 至 800 至 81512 13 13.5 0.75 855蠕墨铸铁的生产蠕墨铸铁的蠕化处理范围本身就很窄，国外又要求更高的蠕化率，所以必须要采用合适的生产技术与相应的蠕化剂。国外铸造厂广泛采用冲天炉、电炉或电炉双联工艺，处理前后又有热分析仪与真空直读光谱仪进行检测，加之炉料秤量准确，炉况稳定，工艺人员对每种铸件都有详细的工艺规定，所以很容易达到对每个铸件的特殊要求（例如，铁液的碳当量波动都能小于0.05%），为获得高蠕化率的铸件打下了基础。原铁液中硫的含量对蠕化处理，即蠕化剂的消耗与最终蠕化率的大小有决定性的影响，为此几家工厂都采用
14、炉外脱硫，使蠕化处理前铁液的含硫量稳定在 0.010.03%之间，并认为最佳的原铁液残硫量应在 0.010.02%。除了已熟悉的吹气、摇包脱硫外，有一工厂使用 4 个感应器产生磁场搅拌的装备，可使硫量脱至 0.010.02%。它使用碳化钙和石灰脱硫，每次处理的量最大可至 20t，处理时间为 915min，修理间隔为 34 个月，已可靠地使用两年。铁液在蠕化处理后的镁稀土量决定了石墨的形状与各类石墨的数量。图 8 为一个研究所得结果，即凝固后铸件中石墨球比例与镁含量的关系。较为一致的看法是 Mg0.01%为片状石墨，Mg 在 0.010.018%可获得蠕墨铸铁，Mg 在 0.0250.04 为球
15、墨铸铁。故获得蠕墨铸铁的镁范围为0.004%。实际生产中，因每五分钟又要损失镁 0.001%，故增加了控制的难度。各研究结果基本趋于一致，为防止钛对炉料的污染，蠕化剂多为 FeSiMgRe。其中 Mg 量为45%，Re 主要是铈，量在 0.5%到 6.0%不同，但倾向于在 1.01.5%。有的企业在蠕化剂中还使用钙。蠕化处理方法和球化处理方法相同，由于喂丝法有控制精确、改善劳动环境的优点，尤其可用计算机，根据快速测定的硫量可精确控制喂丝量，故国外喂丝得到了迅速的推广应用（表 4），且此法更适合于生产蠕墨铸铁。表 4 德国使用铸造喂丝化处理的企业比例，%1989 1993 1994 1995 1
16、9971 12 15 18 30使用工艺不稳定的冲入法时，Mg 的吸收率波动大，对蠕墨铸铁来说往往有处理过头的现象，故不少厂使用加硫（FeS）的方法，来消耗过量的镁，获得蠕墨。在残镁量为 0.0150.03%时，建议加硫 0.0020.04%。最后举一生产实例来总结本文。德国哈尔贝克（Halberg）铸造厂，从 1991 年开始为奥迪生产 V8 蠕墨铸铁气缸体。缸体主要壁厚为 3.5mm，3 升排量功率为 150KW 的缸体仅重74Kg。铁液在感应炉中熔炼，成分（质量分数）为：3.33.5%C，0.0100.014%S，2.102.25%Si，0.06%Cr，0.250.30%Mn，0.03%
17、P。使用 FeSiMg（5%）蠕化剂，每次处理 1200Kg。过去使用盖包法，现在使用喂丝法。铸件所有要求性能的壁厚处，其蠕墨含量大于 90%。要求抗拉强度为 400MPa，实际为 450MPa，基体内珠光体含量大于 95%。 一 灰铸铁的组织和合金元素的影响 灰铸铁的强度和综合质量，决定于其最终的显微组织，生产高牌号灰铸铁件，控制其显微组织的目标，大致有以下几方面： 有较多的初生奥氏体枝状晶； 无游离渗碳体和晶间渗碳体； 石墨细小而且是 A 型； 基体组织 95%以上为珠光体，游离铁素体不多于 5%； 珠光体细小。 要分析铸铁的凝固过程，不能不回顾一下铁-碳合金的相图。铁- 碳合金的相图是双
18、重的，有稳定的铁-石墨系和介稳定的铁 -渗碳体系。制成高性能的灰铁件，当然不希望出现游离的渗碳体，所以要使铸铁按稳定的铁-石墨系凝固。 图 1 中简略地表示了铁-碳合金相图的共晶部分，并表示了一些合金元素对铁-石墨系和铁-渗碳体系共晶温度的影响。图 1 合金元素对铁-石墨系和铁- 渗碳体系平衡共晶温度的影响铁-石墨系的共晶温度高于铁- 渗碳体系的共晶温度，如果共晶成分的铁水冷却到铁 -石墨共晶温度以下，同时又在铁-渗碳体的共晶温度以上，此时，对铁- 石墨系而言铁水已经有了过冷度，可以进行石墨加奥氏体（）的共晶结晶，对铁-渗碳体系而言，则系统的自由能仍较高，设有进行渗碳体加奥氏体共晶结晶的可能。
19、这样，得到的是没有游离渗碳体的灰铸铁。 但是，对于只含碳而不含其他合金元素的铸铁，铁-石墨共晶结晶温度与铁- 渗碳体共晶温度之间的间隔只有 6，要实现上述凝固条件，实际上几乎是不可能的。在铁-碳合金中加入硅，可以使铁-石墨共晶温度与铁 -渗碳体共晶温度之间的间隔显著扩大，见图 2。含硅量为 2%时，此间隔大于 30，要制得不含游离渗碳体的铸铁，就非常方便了。所以，所有的灰铸铁中都含有大量的硅，硅是灰铸铁中必不可少的，极为重要的合金元素。正因为所有的灰铁中都含有硅，司空见惯，许多人反而不视其为合金元素了。图 2 硅对铁碳合金平衡共晶温度的影响各种常用的合金元素，对两共晶温度间隔的影响，概略地在图
20、 1 中表示了。一些有数据可供参考的合金元素的作用见表 1。 对于铁-石墨系共晶成分，将表列数据乘以元素含量的百分数。 在稳定条件下凝固时，固、液界面处合金元素在固相中的含量与其在液相中的含量的比。* 尚缺可用的数据。 （1）初生奥氏体析出 灰铸铁大都是亚共晶铸铁，共凝固过程从自液相中析出初生奥氏体枝晶开始。即使是共晶成分的铸铁，也会产生一些初生奥氏体，因为诱发共晶反应有赖于石墨的生核，石墨生核又需要一定的过冷度，这就有利于析出初生奥氏体。 共晶反应前析出的初生奥氏体枝晶的量愈多，铸铁的强度愈高，初生奥氏体枝晶的多少，取决于铸铁的化学成分。碳含量是决定奥氏体枝晶析出量的主要因素，碳含量比共晶碳
21、含量（4.3%）低得愈多，奥氏体枝晶析出量就愈多。大多数合金元素，都改变铸铁的共晶碳含量，从而改变初生奥氏体枝晶的析出量。使铸铁共晶碳含量降低的元素，通常称为石墨化元素；使共晶碳含量提高的元素，称为渗碳体稳定元素。 硅和磷是作用强的、降低铸铁共晶碳含量的元素，灰铸铁中含有硅和磷时，其共晶碳含量见下式： 共晶碳含量（%）= 4.3%-1/3（%Si+%P） 一些常用合金元素的影响见表 1。硫降低共晶碳含量的作用大于硅和磷，其在灰铸铁中作用的机制比较复杂，以后会较详细地谈到。铝降低共晶碳含量的作用也很强，但铝主要用于高铝耐热铸铁，一般灰铸铁中都不含铝。 如果灰铸铁的含碳量不变，加入降低共晶碳含量的
22、合金元素，就会使铸铁的碳当量增高，从而会使初生奥氏体枝晶的析出量较少，共晶凝固的液相较多。 如果保持灰铸铁的碳当量不变，适当地提高含硅量，降低含碳量（即采用较高的硅碳比），却可以稍稍增加奥氏体枝晶量，同时减少石墨析出量。这样，就可以相应提高铸铁的强度和弹性模量。 （2）共晶凝固 随着初生奥氏体枝晶的析出，剩余液相中的碳当量不断提高，到其值达到 4.3%时，即发生共晶转变。 共晶凝固从石墨生核开始。液相中微细的未熔石墨颗粒和高熔点的非金属夹杂物都可以是石墨结晶的核心。石墨晶核形成后，很快就生长成片状分枝，邻近石墨的液相中碳含量减少，促使奥氏体在石墨之间析出。奥氏体析出，又使邻近的液相富碳，促进石
23、墨继续生长。这样相互促进，并向周围液相不断生长的奥氏体-石墨共生晶粒，我们称之为共晶团。液相中很多这样的共晶团，各自径向长大，结晶前沿大致接近于球形。每一个共晶团中的石墨片又都是相互连接的。 共晶凝固终了时，各共晶团相互间、共晶团与初生奥氏体枝晶。间互相接触。共晶团晶界上常聚集有较多的夹杂物，一些元素，（如磷、硫）与铁、碳组成的低熔点共晶体也可能析出于共晶团之间。有时，由于合金元素的偏析，还可能导致在共晶团之间析出渗碳体，这种渗碳体称之间晶间渗碳体。 石墨片的形态和尺寸，主要决定于凝固温度，冷却速率和液相中生核的情况。比较理想的石墨组织是散乱分布的、长度相近的石墨片（即 A 型石墨）。如铁水中
24、生核状况良好，在略低于平衡共晶温度的适当过冷度下发生共晶反应，就可得到 A 型石墨。如果铁水中的生核条件不好，在比平衡温度低得多的温度下（过冷度大）凝固，则石墨片的长大速率和分枝速率都很高，则得到分布于枝晶间的细小石墨片，通常称之为过冷石墨（D 型石墨）。除在特殊条件下使用的铸铁件外，一般不希望产生这种石墨组织。 增加共晶团数量（即共晶团尺寸减少），可使铸铁的强度较高，所以也是制造高牌号铸铁的目标。孕育处理是增加共晶团数的有效方法，但是，许多研究工作表明，一些偏析于液相并使固相线温度降低的合金元素，会阻碍共晶团的长大，从而使铸铁的共晶团数增加。现已知道，铸铁中加入钼、钒、铬、磷和铋，都可使共晶
25、团数增加。 2对灰铸铁凝固过程的分析 对于研究铸铁的凝固过程，冷却曲线是很有价值的。分析冷却曲线的特点，就可以预测铸铁的组织和性能。亚共晶灰铸铁的典型凝固冷却曲线如图 3 所示。图 3 亚共晶灰铸铁的典型凝固冷却曲线铁水冷却到液相线以下，即有初生奥氏体枝状晶析出，冷却曲线上出现一个小平台。此后，冷却到铁-石墨共晶温度以下，到达一定的过冷度，就发生共晶反应，即先有石墨生核，然后以此为基础长成共晶团。共晶反应释放的熔化热，又使过冷的液相温度回升，通常称之为“再辉” 。最后，由于不断经铸型散热，系统的温度下降，在铁-渗碳体共晶温度以上凝固终了。在此种条件下，铸铁中石墨为 A 型，无游离渗碳体。 一些
26、我们不希望其出现的组织及其产生的条件如下： （1）过冷石墨 如果铁水冷到铁-石墨共晶温度以下，而石墨生核的条件不好，推迟了共晶团的形成和长大，产生较大的过冷度，石墨就细小，成为 B 型及至 D 型。如果共晶反应的起始和终了都在铁-渗碳体共晶温度以上，则铸铁中仍不存在游离渗碳体，只是石墨的形态为过冷石墨，参见图 4。图 4 生核不足、过冷度大的铸铁的凝固冷却曲线（2）麻口组织 铸铁中的碳，一部分以渗碳体的形态存在，一部分为石墨，断口上可见白色部分和灰色部分搀杂相间，通常称为麻石组织。有时也出现在外围白口和中心灰口之间的过渡部位。 如铸件的冷却速率很高，铁水很快就冷到铁-渗碳体共晶温度以下，在薄壁
27、处和角上就会有渗碳体和奥氏体析出。同时，石墨也能生核并长大。发生两种共晶反应所释放的热，又使液相的温度回升到铁-渗碳体共晶温度以上，铁 -渗碳体共晶反应停止，限制了游离渗碳体的析出。在这样的条件下，铸铁可在两共晶温度之间完全凝固，（见图 5）得到麻口组织。图 6 白口铸铁的凝固冷却曲线产生白口组织的条件，主要有以下三项。 a冷却速率很高。发生共晶反应以前，铁水就冷却到铁-渗碳体共晶温度以下。造成冷却速率过高的工艺因素有： 铸件壁薄； 浇注温度太低，在凝固以前加热型腔的作用差，铸件与铸型间的温差大； 铸型的导热能力强。 b铸铁的碳当量太低。凝固过程中析出的初生奥氏体枝晶多，剩下的共晶成分的液相不
28、多，发生共晶反应时，释放的热量不足以使温度升高到铁-渗碳体温度以上。 c合金元素的影响，大多数合金元素都会影响共晶碳含量，使碳当量改变，从而促成白口。此外，合金元素还会改变共晶温度，影响铁-石墨系和铁-渗碳体系共晶温度之间的间隔。一些渗碳体稳定元素（如 Cv，V 和 Ti），在降低铁- 石墨共晶温度的同时又提高铁 -渗碳体共晶温度，铁水当然就容易过冷到铁-渗碳体共晶温度以下。还有一些合金元素（如 Mn 和Mo 等），既降低铁-石墨共晶温度，也降低铁 -渗碳体共晶温度，对白口倾向就没有明显的影响。 （4）晶间渗碳体 前面已经谈到，共晶凝固初期形成的渗碳体会造成白口组织或麻口组织，在共晶凝固后期析
29、出的游离渗碳体，则分散于共晶团之间，通常称为晶间渗碳体。 在进行共晶凝固时，释放的熔化热一般都会使剩余液相的温度升高。如果在凝固后期，释放的热量消减，一些残留在共晶团之间的剩余的液相又冷却到铁-渗碳体共晶温度以下，就会产生晶间渗碳体，参见图 7。图 7 形成晶间渗碳体时的凝固冷却曲线铸铁凝固过程中，合金元素在液相和固相之间的偏析，也可能导致晶间渗碳体出现。一般说来，石墨化元素多偏析于固相中，碳化物稳定元素则多偏析于液相中。 在铸铁中加有合金元素时，凝固过程中，剩余液相中铬和钒之类的元素逐渐富集，而硅和镍之类的元素逐渐减少。结果，剩余液相的铁-渗碳体共晶温度逐渐提高，铁- 石墨共晶温度逐渐降低，
30、两者之间的间隔不断缩小。最后凝固的液相中的碳，就可能以渗碳体的形式析出。图 8 示意地说明了这种情况。图 8 共晶凝固时合金元素偏析对凝固冷却曲线的影响（形成晶间渗碳体）合金铸铁中析出晶间渗碳体，可能与铸件的截面尺寸无关。实际上，有证据表明，缓慢凝固反而可能促成晶间渗碳体的析出，因为缓冷可能造成有利于合金元素偏析的条件。 避免出现此种晶间渗碳体，关键往往不在于提高石墨化元素的含量，因为石墨化元素偏析于固相中，未必能明显影响最后凝固的液相。解决的措施可以是：降低铬、钒等元素的含量，并加速共晶凝固过程。 （5）磷共晶 铸铁中含磷量超过 0.02%，就可能出现晶间磷共晶。磷在奥氏体中的溶解度很小，铸
31、铁凝固时，磷基本上都留在液相中。共晶凝固接近完成时，共晶团之间剩余的液相的成分接近三元共晶成分（Fe-2%、 C-7%、P）。此液相约在 955凝固。 铸铁凝固时，钼、铬、钨和钒都偏析于富磷的液相中，使磷共晶的量增多。铸铁中含磷量高时，除磷共晶本身的有害作用外，还会使金属基体中所含的合金元素减少，从而减弱合金元素的作用。 磷共晶液体在凝固长大的共晶团周围呈糊状，凝固收缩很难得到补给，铸件出现缩松的倾向较大。 3共析转变（奥氏体转变） 为了得到高强度的灰铸铁，我们希望奥氏体转变时不产生铁素体，金属基体全部为珠光体，而且要力求得到细小的珠光体。 灰铸铁中，合金元素的主要作用是控制奥氏体的转变。有些
32、合金促成珠光体，有些合金促成铁素体，有些合金可以使珠光体细化。 为了更好地了解合金元素对灰铸铁奥氏体转变的影响，有必要先分析一下灰铸铁的平衡相图。含硅 2%的铁碳合金比较接近一般的灰铸铁，其平衡相图的相关部分见图 9。二 图 9 中，最值得注意的是铁素体（）、奥氏体（）和石墨同时存在的三相区。三相区上面的界限是铁素体转变温度 T，下面的界限是共析温度 A1。铁-碳合金二元相图中，没有这样的三相区，这是由于含有硅而特有的。 （1）平衡条件下的转变 在平衡条件下缓慢冷却时，奥氏体转变为铁素体和石墨。在固相线温度，奥氏体中大约含碳 1.5%（A 点），冷却过程中，碳在奥氏体中的溶解度不断下降。自 A
33、 点冷却到 B 点，约有 1%的碳自奥氏体析出。在 T温度以下的冷却过程中，还会发生石墨化，冷却到 A1 温度（C 点），所有的奥氏体都已转变为铁素体和石墨。 奥氏体转变为铁素体和石墨时，共析石墨都沉积在共晶团的石墨片上，使之增厚。固相中形成新的石墨核心是非常困难的。 石墨片增厚需要的两条件：一是奥氏体中的碳原子扩散到石墨片上；二是石墨长大前沿的铁原子离开奥氏体/石墨界面。奥氏体中铁原子的排列最紧密，每一原子周围有 12 个相邻的原子，原子的移动主要靠晶格中的空隙。要使铁原子不断自石墨化前沿移开，就需要奥氏体中远处的空隙不断石墨化前沿扩散。如果冷却快，不能给原子扩散以足够的时间，就不能实现这种
34、转变。 所以，上述平衡条件下的转变只能发生于冷却非常缓慢的情况下。全部铁素体基体的灰铸铁，实际上是非常少见的。 （2）珠光体的形成非平衡条件 如果铸件冷却较快，奥氏体过冷到共析温度 A1 以下，就会转变为珠光体。 发生珠光体转变时，首先是渗碳体在奥氏体与石墨或其他夹杂物的界面上生核并成长。由于渗碳体的长大，其附近的奥氏体含碳量降低，于是在渗碳体的两侧析出铁素体。铁素体的析出，又使其附近的奥氏体富碳，又为渗碳体的析出创造了条件。这样的不断发展，就会形成由大体上互相平行的铁素体和渗碳体片层组成的珠光体团。每个奥氏体晶粒内，都会有若干珠光体团生长，直到其相互接触而终止。 进行这种转变，碳原子和铁原子
35、扩散移动的距离比较短，不需要很长的扩散时间（缓慢冷却）。 （3）合金元素对共析转变的影响 硅是灰铁中最重要的合金元素，正因为含有 2%左右的硅，灰铸铁的组织中才可以不含游离渗碳体。但是，硅对灰铸铁的力学性能也有其负面作用。首先，硅使铸铁的相图中产生铁素体、奥氏体和石墨共同存在的三相区，从而有利于铁素体形成。此外，硅还降低碳在奥氏体中的溶解度，增加铁素体长大的速率。 可以通过加入其他元素来抵消硅的负面作用，使铸铁具有完全的珠光体基体。合金元素可以通过不同的方式影响奥氏体的稳定性。有些元素，如锡、锑、砷和铜，易于聚集在石墨-奥氏体界面上，阻止碳向石墨扩散，使碳固溶于奥氏体，从而促进形成珠光体。 有
36、些元素，如锰和镍，使 T和 A1 温度下降，扩大奥氏体区。由于碳的扩散速率随温度的下降而降低，在低温下形成铁素体的速率下降。因此，奥氏体中的含碳量较高，产生珠光体的倾向增大。 一些碳化物形成元素，如锰和铬，使碳在奥氏体中的溶解度增大。这类元素与碳的亲和力强，在冷却到 T温度期间，使碳保持固溶状态；在 T温度以下，则阻碍石墨化，阻碍形成游离铁素体，从而增加铸铁基体中的珠光体量。还有些碳化物形成元素（如钼）对奥氏体稳定性的影响不大，但能使层状珠光体细化，从而显著地增强珠光体。 （4）合金元素细化珠光体的作用 合金元素最重要的影响，是其对奥氏体转变为珠光体、贝氏体和马氏体的动力过程的影响，从热处理的
37、角度来看，就是合金元素对可淬硬性的影响。连续冷却时，可淬硬性增强表现为将奥氏体转变的起始点推迟到较低的温度。在较低的温度下形成的珠光体较细，强度和硬度也都较高。 在影响奥氏体转变方面，合金元素的作用并不相同。有些合金元素阻碍形成游离铁素体的作用较强，有些合金元素推迟珠光体形成的作用较强。铸铁中加入锡、锑、砷之类的合金元素，有促成珠光体的作用，而在细化珠光体方面实际上没有作用。铬、铜和镍的作用不强，需加入较大的量才能明显地细化珠光体。锰促成珠光体的作用中等，但其用量往往因为要保持合适的Mn/S 比而受到制约。钒和钼的促硬能力最强，加入较小的量就有可观的增强作用。 在中、低碳钢中，硅确有促进硬化的
38、作用，其机制是延缓珠光体反应，冷却时易于得到马氏体。但是，在灰铸铁中，可认为硅在这方面有负面的作用，硅使 A1 温度提高，促进形成游离铁素体。硅还使珠光体在较高的温度下形成，即使得到珠光体，其强度和硬度也都较低。 钼的作用很特别，其推迟珠光体转变的作用强，但阻止铁素体形成的作用则很小。所以，加入钼可推迟珠光体转变，但碳扩散的时间较长，形成的铸素体也较多，在未加其他合金元素的灰铸铁中加入钼，可能使铸件厚截面处的铁素体量增多。所以，如要得到完全珠光体组织，在加入钼的同时，常要配加其他珠光体促成元素，如铜、锡和铬等。 灰铸铁中单加一种合金元素可以有明显的细化珠光体的作用，但是，将两种或多种合金元素配合使用往往有叠加的增强效果（即 1+12 的效果）。有些合金的配合作用是特别有效的，如 Mo+Ni，Mo+Cu 和 Cr+Mo。合金的配合使用可以使加入的合金总量减少，从而能降低成本。但是，在消除铁素体方面，目前还不知道合金配合使用有叠加效果的情况。
