16可锻铸铁的退火工艺研究(论文).pdf

- 1 - 可锻铸铁的退火工艺研究 可锻铸铁的退火工艺研究 1 引言 1 引言 1.1 可锻铸铁发展简史 我国是最早发明和生产可锻铸铁的国家。根据对出土文物的考证，我国可锻铸铁的 生产始于公元前国世纪战国时代。众多的战国出土铁器中有很多可锻铸铁件。如 1957 年在湖南长沙出土的战国铁铲， 1974 年洛阳出土的铁镑， 湖北大冶铜绿山古矿遗址发现 的战国时期的铁锄，铁斧，铁锤等矿业用具，辉县出土的战国中期的铁带钩，易县燕都 出土的战国晚期的铁撅，锄等都是可锻铸铁铁件。 石墨化退火可锻铸铁按退火工艺的不同有“白心”和“黑心”之分。关于白心铸铁 可锻化热处理的最早创立者是法国物理学家 reaumur。17201722 年，reaumur 发明了 称之为“欧洲法”的白心可锻铸铁生产方法，这种铸铁，基体组织表现为外缘为铁素体， 向内出于脱碳不完全，珠光体量逐渐增加，并有少量的渗碳体，具有可焊接性。1820 年， 美国人 sethboyden 偶然得到了铁素体可锻铸铁， 并将其生产方法称之为 “美国法” ， 即黑心可锻铸铁。1919 年，enriquetouceda 首次提出制造珠光体可锻铸铁的可能性。 此后，lanenstein 和 hayes 等人进一步加以发展，以致使制造方法达到标准化 1。 自此，人们根据所需要的基体，采取不出的热处理工艺可获得以铁素体为主的铁素 体可锻铸铁，也可获得以珠光基体为主的珠光体可锻铸铁。 1.2 可锻铸铁 1.2.1 可锻铸铁的特点和分类 可锻铸铁 （又称为玛钢或马铁） 一般是由亚共晶白口铸铁经过高温石墨化退火制成。 退火过程中，白口铸坯中的渗碳体分解并产生团絮状石墨或被氧化而脱除，其基组织取 决于热处理规范，按处理后基体组织的不同可分为铁素体可锻铸铁和珠光体可锻铸铁。 可锻铸铁中石墨一般成团絮状，含量较少，应力集中现象不太显著，对铸铁的有效 负荷面积减小不多，因此抗拉强度可达 300700mpa，延伸率可达 2%12%；可锻铸铁 华天des i g n 华天des i g n h t t p :/s h o p 106053519.t a o b a o .c o m / - 2 - 与灰铸铁一样具有较高的含碳量，因而具有良好的铸造性能；通过热处理，可以用获得 较高的塑性和韧性 2；此处，可锻铸铁还具有良好的切削加工性能，抗氧化性能和耐蚀 性能。 可锻铸铁根据不同的热处理方法，可获得石墨化退火可锻铸铁(包括铁素体可锻铸 铁（黑心）和珠光体可锻铸铁)和脱碳退火可锻铸铁（白心可锻铸铁）两种不同基体组 织的可锻铸铁 目前我国生产的可锻铸铁主要为铁素体可锻铸铁。铁素体可锻铸铁具有一定强度， 强度和塑性优于灰铸铁，低温抗冲击能力优于球墨铸铁，且耐磨性和减震性优于普通碳 素钢，所以可部分代替碳钢，合金钢和有色金属。其退火特点为白口铸坯在非氧化性介 质中进行石墨化退火，莱氏体、珠光体都被分解，退火后坯件韧性高。在生产中铁素体 可锻铸铁常用来制造截面较薄而形状较复杂， 工作时受震动而对强度和塑性要求较高的 零件。例如：铁素体可锻铸铁广泛用于汽车，拖拉机的轮圈，差速器壳和底盘零件，机 床附件中的扳手，输电线路中的瓷瓶铁帽，线夹，弯头排板，纺织机械中的粗纺机和印 花机盘头以及水油管道中的弯头，三通，接头，中压阀门等零部件的制造。 珠光体可锻铸铁退火特点为白口铸坯在非氧化性介质中进行石墨化退火， 快速通过 共析区只有莱氏体分解，退火后坯件具有较高的强度，硬度和耐磨性，而塑性，韧性较 差。 因而珠光体可锻铸铁可用于制造气阀， 加煤机零件， 高压接头阀体和汽车工业拨叉， 差动齿轮箱等。 白心可锻铸铁的退火特点为白口铸坯在氧化性介质中退火， 使渗碳体分解出的碳随 时氧化、脱碳，焊接性好。但是白心可锻铸铁在国内用的很少，国外用作水暖管件。 1.2.2 可锻铸铁的牌号和力学性能 可锻铸铁的牌号是由“kth”（“可铁黑”三字汉语拼音字首）或“ktz” （“可铁珠”三字汉语拼音字首）后附最低抗拉强度值（mpa）和最低断后伸长率 的百分数表示。例如牌号 kth 35010 表示最低抗拉强度为 350 mpa、最低断后伸 长率为 10的黑心可锻铸铁，即铁素体可锻铸铁；ktz 65002 表示最低抗拉强 度为 650 mpa、最低断后伸长率为 2的珠光体可锻铸铁 根据国家标准，黑心可锻铸铁和珠光体可锻铸铁可分八个牌号 华天des i g n 华天des i g n h t t p :/s h o p 106053519.t a o b a o .c o m / - 3 - 表 1-1 可锻铸铁的牌号 类型 牌号 试样直径 d （mm） 抗拉 强度 屈服 点 伸长率 硬度 hbs a b mpa 黑心 可锻 铸铁 kth300-06 - 12 或 15 300 - 6 150 - kth330-08 330 - 8 kth350-10 - 350 - 10 - kth370-12 370 - 12 珠光 体可 锻铸 铁 ktz450-06 - 12 或 15 450 270 6 150200 ktz550-04 - 550 340 4 180250 ktz650-02 - 650 430 2 210260 ktz700-02 - 700 530 2 210290 华天des i g n 华天des i g n h t t p :/s h o p 106053519.t a o b a o .c o m / - 4 - 1.2.3 组织特征与性能关系 表 1-2 可锻铸铁的组织性能 金相组织及要求 处理方法 石墨形状： 紧密， 坚实圆整球状石墨， 团、 球状石墨能获得较好的力学性能；团絮状 石墨最常见，能满足一般性能求；絮状石 墨，聚虫状、枝晶状石墨对性能有不良的 影响 用稀土、 镁处理及采用低温预处理退火可使石 墨圆整；si 过高，升温过快，第一阶段石墨 化温度过高，会使石墨形状恶化，所以 si 量 及第一阶段退火温度不宜过高，一般分别以 si8%及 980为限 石墨数量：100-150 粒/mm为好，综合力 学性能较好石墨颗粒数对抗拉强度的影 响较小，对伸长率的影响较大 si 高、薄壁、金属型铸造、退火前淬火、孕 育处理、 低温预处理等皆可增加石墨颗粒数加 热过快， 退火温度过高， 铸件壁厚则使石墨粗 大，颗粒少 石墨分布：要求均匀，无方向性分布 孕育剂要适量， 孕育剂量太多 （如 bi0.01%， al0.01%）会使石墨成串状分布 石墨大小：一般以 0.020.07mm 直径较 好 与对颗粒数的控制相同 铁素体基体：要求大部分或全部为铁素 体；并可根据牌号要求保留适当珠光体。 残留渗碳体不能超标；如能获得粒状珠光 体，则可得到较好的综合力学性及切削加 工性能 主要根据化学成分、性能要求控制退火工艺， 从而保证珠光体或渗碳体完全分解 晶粒大小：一般要求 60250 个/mm，太 粗会使力学性能降低 孕育处理能使石墨细化， 从而细化铁素体晶粒 1.3 可锻铸铁的铸造性能 可锻铸铁铸造性能具有如下特征： (1)、流动性 华天des i g n 华天des i g n h t t p :/s h o p 106053519.t a o b a o .c o m / - 5 - 可锻铸铁碳、硅含量低，液相线温度偏高，凝固温度范围较大，所以流动性不好， 类似于铸钢。故要求浇注温度较高，薄壁件应在 1350以上，中厚件浇注温度要大于 1320。同时要求铸型耐火度较高。 (2)、收缩 可锻铸铁的铸态组织为白口， 收缩较大， 体收缩一般为5.3%6.0%， 线收缩为1.4% 1.8%。冒口必须保证足够的尺寸和数量，以利补缩，冒口形式大多采用顶部 120（角） 的暗冒口。白口铸件退火时，将产生石墨化膨胀，其值随碳含量而变。铁素体可锻铸铁 退火时，如碳含量为 2.2%，长度胀出 1.4%，含碳量为 2.8%时，长度胀出 1.8%，精确铸 件的工艺， 应同时考虑铸造收缩和退火膨胀。 铁素体可锻铸铁件模型的缩尺一般选用 0 1.0%，具体数值可根据铸件结构、铸型硬度、铁水含碳量等来决定。 (3)、缩松与缩孔 因流动性不好，故可锻铸铁的浇注温度偏高，造成液态收缩偏大，结晶温度范围又 较宽，极易产生缩松与缩孔。当结晶过程中形成树枝状结晶和板条状共晶组织时，缩松 倾向尤为突出，且补缩能力差，极易产生缩松。 (4)、铸造应力和裂纹 可锻铸铁收缩大，应力大，裂纹倾向随之也大。故裂纹倾向性大是可锻铸铁同其他 铸铁区别的特征之一。裂纹倾向与铁液结晶凝固温度范围较大，易生成树枝状结晶、形 成板条状结构、补缩性能较差、收缩较大等性能有关。 1.4 可锻铸铁的化学成份 1.4.1 化学成份的选定原则 （1）保证铸件任何一个截面在铸态时全白口，不出现麻点，否则会显著降低机械 性能。 （2）有利于较快的石墨化过程，以保证短时间内完成石墨化退火，缩短生产周期。 （3）有利于提高机械性能。 （4）在不影响机械性能的情况下，兼顾铸造性能，从而提高产品的合格率。 1.4.2 化学成份的选择 根据国家标准，可锻铸铁的化学成分可分三类，即铁素体可锻铸铁化学成分，珠光 体可锻铸铁化学成分，白心可锻铸铁化学成分。推荐数值见下表 华天des i g n 华天des i g n h t t p :/s h o p 106053519.t a o b a o .c o m / - 6 - 表 1-3 可锻铸铁的化学成份 c si mn p s 铁素体可 锻铸铁 2.42.8 1.21.8 0.30.6 0.1 0.2 珠光体可 锻铸铁 2.32.8 1.32.0 0.40.65 0.1 0.2 白心可锻 铸铁 2.83.4 0.71.1 0.40.7 0.2 0.2 表 1-4 化学元素力学性能的影响 元素 对力学性能的影响 c 增高含碳量会使石墨数量及尺寸增加，使强度、伸长率下降 si 硅能增高可锻铸铁的强度及伸长率， 但 si1.8%以后有可能恶化石墨形态， 导致力学性能下降。当 si、p 两元素同处高水平数量时，则易引起回火脆 性及低温脆性，并使脆性转化温度上升 p 磷量0.1%时，易偏析，出现磷共晶，导致伸长率下降、脆性增高 mn，s 锰和硫超过了规定值，会因退火时间不足而在铸件中残留渗碳体及珠光体， 使伸长率不合格 cr 应限制在 0.06%以下，否则易使残留渗碳体超标，导致伸长率下降 1.5 退火技术 1.5.1 退火含义 退火是将金属缓慢加热到一定温度，保持足够时间，然后以适宜速度冷却的一种金 属热处理工艺。 退火热处理分为完全退火，不完全退火和去应力退火。退火材料的力学性能可以用 拉伸试验来检测，也可以用硬度试验来检测。许多钢材都是以退火热处理状态供货的， 华天des i g n 华天des i g n h t t p :/s h o p 106053519.t a o b a o .c o m / - 7 - 钢材硬度检测可以采用洛氏硬度计，测试 hrb 硬度，对于较薄的钢板、钢带以及薄壁钢 管，可以采用表面洛氏硬度计，检测 hrt 硬度。 1.5.2 退火的目的 退火的目的在于 改善或消除钢铁在铸造、锻压、轧制和焊接过程中所造成的各种组织缺陷以及残 余应力，防止工件变形、开裂。 软化工件以便进行切削加工。 细化晶粒，改善组织以提高工件的机械性能。 为最终热处理（淬火、回火）作好组织准备。 1.5.3 常用的退火工艺 常用的退火工艺有： 完全退火。用以细化中、低碳钢经铸造、锻压和焊接后出现的力学性能不佳的粗 大过热组织。 将工件加热到铁素体全部转变为奥氏体的温度以上 3050， 保温一段时 间，然后随炉缓慢冷却，在冷却过程中奥氏体再次发生转变，即可使钢的组织变细。 球化退火。用以降低工具钢和轴承钢锻压后的偏高硬度。将工件加热到刚开始形 成奥氏体的温度以上 2040， 保温后缓慢冷却， 在冷却过程中珠光体中的片层状渗碳 体变为球状，从而降低了硬度。 等温退火。用以降低某些镍、铬含量较高的合金结构钢的高硬度，以进行切削加 工。一般先以较快速度冷却到奥氏体最不稳定的温度，保温适当时间，奥氏体转变为托 氏体或索氏体，硬度即可降低。 再结晶退火。用以消除金属线材、薄板在冷拔、冷轧过程中的硬化现象（硬度升 高、塑性下降） 。加热温度一般为刚开始形成奥氏体的温度以下 50150，只有这样才 能消除加工硬化效应使金属软化。 石墨化退火。用以使含有大量渗碳体的铸铁变成塑性良好的可锻铸铁。工艺操作 是将铸件加热到 950左右， 保温一定时间后适当冷却， 使渗碳体分解形成团絮状石墨。 扩散退火。用以使合金铸件化学成分均匀化，提高其使用性能。方法是在不发生 熔化的前提下，将铸件加热到尽可能高的温度，并长时间保温，待合金中各种元素扩散 趋于均匀分布后缓冷。 华天des i g n 华天des i g n h t t p :/s h o p 106053519.t a o b a o .c o m / - 8 - 去应力退火。用以消除钢铁铸件和焊接件的内应力。对于钢铁制品加热后开始形 成奥氏体的温度以下 100200，保温后在空气中冷却，即可消除内应力。 1.6 石墨化退火 1.6.1 石墨的晶体结构 3.40 1.42 3.40 1.42 图 1-1 石墨晶体结构 1.6.2 石墨化过程的三个阶段 第一阶段石墨化铸铁液体结晶出一次石墨（过共晶铸铁）和在 1154（ecf线） 通过共晶反应形成共晶石墨。 lcae+g(共晶） 第二阶段石墨化在 1154738温度范围内奥氏体沿 es线析出二次石墨。 第三阶段石墨化在 738（psk线）通过共析反应析出共析石墨。 aefp+g(共析） 华天des i g n 华天des i g n h t t p :/s h o p 106053519.t a o b a o .c o m / - 9 - 图 1-2 铁碳双重相图 1.6.3 影响石墨化的主要因素 (1)温度和冷却速度在生产过程中，铸铁的缓慢冷却，或在高温下长时间保温，均 有利于石墨化。 (2)合金元素按对石墨化的作用，可分为促进石墨化的元素（c、si、al、cu、ni、 co 等）和阻碍石墨化的元素（cr、w、mo、v、mn、s 等）两大类。一般来说，碳化物形 成元素阻碍石墨化，非碳化物形成元素促进石墨化，其中以碳和硅最强烈。生产中，调 整碳、硅含量，是控制铸铁组织和性能的基本措施。 1.6.4 石墨化退火主要涉及固态石墨化机理、石墨化退火工艺的影响和各种元素对固态 石墨化的影响。 （1）固态石墨化机理。白口生坯中的渗碳体是不稳定相，只要条件具备便可分解 成稳定相-铁素体和石墨，这就是固态石墨化过程。必要条件是白口铸铁固态石墨化能 否进行取决于渗碳体分解和石墨成长的热力学和动力学条件两个方面。热力学观点认 为，渗碳体从低于铁-碳相图 a，很多的温度条件下保温，亦可发生固态石墨化过程。但 渗碳体的分解能否不断进行，石墨化过程能否最终完成，则在很大程度上取决于渗碳体 华天des i g n 华天des i g n h t t p :/s h o p 106053519.t a o b a o .c o m / - 10 - 分解后碳原子的扩散能力和可能性，使旧相消失，新相形成的各种阻力因素等动力学条 件。在渗碳体及基体多相存在的情况下，石墨晶核最容易在渗碳体与周围固溶体的界面 上产生；如果铸铁内有各种硫化物、氧化物等夹杂物微粒，则石墨晶核的形成就比较容 易。要使白口铸铁中存在的石墨晶核继续长大，必须具备碳原子能强烈扩散的条件。纯 铁碳合金较难于石墨化，有促进石墨化的元素存在时，能加速石墨化进程。关于铸铁固 态石墨化机理许多观点，大多是根据传统的两阶段退火工艺提出的。高温阶段时，当加 热到奥氏体温度区域，经过 4 个环节：在奥氏体-渗碳体界面上形核；渗碳体溶解于周 围的奥氏体中；碳原子在奥氏体中由奥氏体渗碳体界面向奥氏体-石墨界面扩散；碳原 子在石墨核心上沉淀导致石墨长大。在这阶段退火过程中， 。渗碳体不断地溶解，石墨 不断地长大，直至渗碳体全部溶解。此时铸铁的平衡组织为奥氏体加石墨。在低温阶段 则发生转变成铁素体的共析转变，最后形成铁素体加石墨的平衡组织。由于采用低温石 墨化退火工艺的问世，固态石墨化机理随之有所发展。加热温度不高于 a，温度，而仅 有 720750的保温阶段，铸铁组织由原来的珠光体加莱氏体直接转变为铁素体加石 墨。关键是要改善较低温度下的石墨化动力条件，以及加强铸铁内在的石墨化因素。如 细化渗碳体，细化晶粒增加界面，增加位错密度，从而增加初始石墨核心数以减少扩散 距离。 （2）石墨化退火工艺的影响。第-阶段常用温度 920980保温，佚莱氏体中的共 晶渗碳体不断溶入奥氏体而逐渐消失，团絮状石零逐渐形成。第二阶段常用温度 710 730保温，或者由 750缓慢（35/h）降温至 700。预处理常用温度分高温预处 理即在 750左右保温 12h，和低温预处理即在 350450保温 35h。其作用在于 增加石攫颗粒数，减小碳原子扩散距离，缩短退火周期，改善石墨形态。 （3）各种元素对固态石墨化的影响。碳可以促进石脆化，增加退火的石墨核心数， 缩短石最化时间，特别是缩短第二阶段石墨化的时间。硅强烈促进石墨化，能促进渗碳 体的分解，故在允许限度以内提高铁液中的含硅量，能有力地缩短第-、第二阶段的退 火时间。在炉前加硅铁或含硅的复合孕育剂可造成较大浓度起伏，有利于实现低温石墨 化。锰能与硫生成 mns，故在适当含量范围内能缩短石墨化时间。但当自由锰量（锰与 硫化合生成 mns 以外的多余锰量）超过-定值（0.150.25）或不足时（负值） ， 则阻碍石墨化，尤其是阻碍第二阶段石墨化。硫强烈阻碍石墨化。当硫含量不很高时 （0.25） ，可用锰中和其有害作用。当硫含量较高时，使石墨化退火困难。磷在凝固 华天des i g n 华天des i g n h t t p :/s h o p 106053519.t a o b a o .c o m / - 11 - 时微弱地促进石墨化，对退火过程中的固态石墨化影响不大。超过一定量时对第二阶段 石墨化稍有阻碍作用。其他如铬、钼、钒、碲等均有强烈的阻碍石墨化作用；铝、锆、 钙有较强促进石墨化作用。 1.6.5 固态石墨化机理 固态石墨化的过程，实际就是白口铸铁组织中渗碳体的分解过程，尽管对固态石墨 化机理的看法不尽一致，但是大多数学者认为，石墨化过程是渗碳体逐步溶解于奥氏体 中，再通过在奥氏体相界面上析出石墨核心并逐步张大成为团絮状石墨的过程 3。 利用高温金相显微镜直接观察白口铸铁试样在高温下的石墨化转变过程， 可以看到 试样在真空中加热到高温(950左右)经过一段时间的保温和孕育期后，在奥氏体和共 晶渗碳体相界面上首先出现一些石墨点，随着保温时间的增长，共晶渗碳体尺寸逐渐变 小，数量逐渐变少，直到全部溶入奥氏体，而石墨点则逐渐长大为团絮状石墨。 可锻铸铁的固态石墨化能否进行，取决于渗碳体的分解及石墨形核、成长的热力学 和动力学条件。根据实际系统中渗碳体自由能变化的计算，渗碳体从室温到高温都是不 稳定的，它是一种介稳定组织，有向稳定组织转变的趋势。从热力学观点看，渗碳体从 室温到高温的很大范围内都能够分解， 但渗碳体的分解能否不断进行以及石墨化过程能 否最终完成，则在很大程度上取决于渗碳体分解后碳原子的扩散能力，旧相消失、新相 形成的各种阻力因素等动力学条件。从形核动力学角度看，为避免石墨形核时所需的较 大的势垒，希望借助于一些现存的“基底“，如各种固有的硫化物、氧化物等夹杂物微 粒，包括一些未熔石墨微粒。此外，在渗碳体与周围基体组织的相界上，由于原子排列 散乱而存在较多的空位等晶体缺陷，这些场所将为石墨的形核提供良好的条件。因此， 通常石墨晶核易于在缺陷处或者相界面和晶界面形成。 一旦在奥氏体和渗碳体的界面上 形成石墨就发生的碳的浓度差异，奥氏体和渗碳体的相界面附近的碳浓度高，奥氏体和 石墨的相界面附近的碳浓度低，因此，在奥氏体中就要发生碳原子的扩散，奥氏体中的 碳从奥氏体-渗碳体界面附近扩散到奥氏体石墨界面附近。这样碳的平衡就被破坏， 在奥氏体-渗碳体界面附近，由于贫碳，使渗碳体向奥氏体中溶解，而在奥氏体-石墨界 面附近，由于奥氏体中碳浓度的过饱和。结果碳在石墨核心上进行沉积结晶，使团絮状 石墨不断长大。 2 铁素体可锻铸铁（黑心）的退火 2 铁素体可锻铸铁（黑心）的退火 华天des i g n 华天des i g n h t t p :/s h o p 106053519.t a o b a o .c o m / - 12 - 2.1 试样的化学成份 2.1.1 碳、硅含量 在可锻铸铁中，碳和硅的含量是影响其组织和性能的两个最主要因素。碳为促进石 墨化元素，在铸造过程中，促进凝固时石墨化，在石墨化退火时可增加石墨核心数，缩 短石墨化退火时间， 特别是缩短第二阶段石墨化退火时间， 同时它又是形成石墨的元素， 故在传统的可锻铸铁中，一般选择较高的含碳量。但是由于 fe3c 的含碳量为 6.67， 晶体中碳原子间的距离显然要比碳含量为 100的石墨中的要大得多。 因而在铁液(含碳 量 24)和固溶体(含碳在 1.0左右)中析出 fe3c 时，碳原子需要移动的距离(同样 也包括铁原子的自扩散距离)将远比析出石墨时所需的移动距离小。 这样， fe3c 结晶时， 成核和长大都比石墨容易和迅速。换言之，渗碳体结晶所需的成分和能量起伏都将小于 石墨，因而结晶速度较高。这样，与石墨的析出比较起来，渗碳体结晶在动力学上是有 利的，即优先析出渗碳体。因此，含碳量多时铸态组织中形成的碳化物越多，且其组织 越粗大，对应需分解的渗碳体量也越多，分解难度越大，延长了第一阶段石墨化时间。 故石墨化退火周期在总体上并没有得到缩短。 此外，虽然高碳量还能改善铸造性能，但过高含碳量会造成铸造时产生麻口，此种 麻口组织中析出的石墨在石墨化退火容易产生形状变异，从而降低铸件力学性能。但是 含碳量过低将增加熔炼难度，影响力学性能和铁水流动性。综上所述，可锻铸铁的含碳 量一般取 2.02.5。 硅为强烈促进石墨化元素，是影响高温退火石墨化时间的决定性元素。硅原子通过 轨道电子交换形成 fesi，其原子间的电负性差大于 fe-c 原子间电负性差，抑制了 fe-c 原子结合，强化了 c-c 间的键能，从而在铸态时抑制了渗碳体的生成，促进石墨析出； 在石墨化退火时促进了渗碳体的分解。故在允许限度内提高铁水中硅的含量，能有力地 缩短第一、第二阶段石墨化退火时间，在炉前加硅有利于降低石墨化退火温度。高硅量 可以改善铸造性能，减小退火时的氧化。但硅量过高将对锻铸铁的低温脆性产生影响， 为此须控制在定的范围之内。一般认为，硅的含量不要超过 2.5。 碳和硅是影响可锻铸铁组织与性能的两个主要元素，且二者的作用相互影响、 相互制约。因此为了综合考虑碳硅的影响，通常运用碳硅总量，即 c+(1/2)si 表示。一般取 2.83.8。 华天des i g n 华天des i g n h t t p :/s h o p 106053519.t a o b a o .c o m / - 13 - 2.1.2 锰、硫、磷含量 要生产铁素体可锻铸铁， 必须对这两个元素的含量进行限制。 mn 是阻碍石墨化的元 素，也是稳定珠光体的元素。锰和碳形成的 mn3c 很容易偏析于晶界附近，使共晶团边 界出现游离渗碳体，恶化机械性能，且对渗碳体的分解起着阻碍作用，阻碍了第一阶段 和第二阶段石墨化，尤其对第二阶段石墨化的阻碍作用更为明显。而相关研究表明 4当 含锰量在 1以下时，可锻铸铁的强度随含锰量的增加而提高，且延伸率无明显变化， 国内外对含锰量一般控制在 1以下，本试验控制在 0.8左右。 从化学反应来说，锰和硫的亲和力比铁和硫的亲和力大，因此，一般含锰铸铁中都 有硫化锰出现，除非锰量不足，才会有多量的硫化铁存在。如果出现锰、硫比例严重失 调现象，石墨化过程将难以完成。当 mn/s=45 时，团絮状石墨比较粗松，铸铁强度性 能较低，mn/s=23 时，团絮状石墨渐趋紧密，力学性能相应提高 5。 为防止回火脆性的产生，当铸铁中含硅量超过 15时，含磷量应控制在 0.1以 下。在可锻铸铁生产中，为了控制碳和磷的含量，炉料中只加入少量的新生铁，有时甚 至不加。 2.2 可锻铸铁的退火 2.2.1 退火前的化学成份及金相组织 c si mn p s al cr 含量 2.71% 1.60% 0.44% 0.10% 0.09% 0.02% 0.05% 表 2-1 可锻铸铁的铸态宏观断口为白色，金相组织如下列图所示。在铸态下得到白色网状 渗碳体+黑色部分珠光体组织(莱氏体+珠光体) 华天des i g n 华天des i g n h t t p :/s h o p 106053519.t a o b a o .c o m / - 14 - 图 2-1 白口铸铁金相组织（100 倍） 图 2-2 白口铸铁金相组织（200 倍） 华天des i g n 华天des i g n h t t p :/s h o p 106053519.t a o b a o .c o m / - 15 - 图 2-3 白口铸铁金相组织（400 倍） 2.2.2 退火过程 铁素体可锻铸铁是由白口铸坯退火而成的。 白口铸坯的铸态室温组织为： 珠光体 （铁 素体+共析渗碳体）+莱氏体（奥氏体+共晶渗碳体）+二次渗碳体。退火的目的就是要将 共晶渗碳体、二次渗碳体和共析渗碳体全部分解为铁素体和石墨。 铁素体可锻铸铁退火过程可分为五个阶段，分别为：升温、第一阶段石墨化、中间 阶段冷却、第二阶段石墨化和出炉冷却。退火特征及内容见下表。 表 2-1 铁素体可锻铸铁退火五阶段简表 华天des i g n 华天des i g n h t t p :/s h o p 106053519.t a o b a o .c o m / - 16 - 阶段名称 内容 要求 升温（0-1） 在第一阶段保温， 自由渗碳体溶 入奥氏体而逐渐消失， 团絮状石墨逐渐形成， 第一阶段 石墨化完成时（到“2” 点） ， 组织为奥氏体+团絮状石墨 1.升温不宜太快以防因热应力而造成 铸件开裂。一般掌握在 5060/h 个别 100/h，升至 900以上需要 1020h 以上。 2.作低温预热处理，可在 30040 保温 35h，增加石墨核心。 3.毛坯全白，没有灰点，否则退火后 有片状石墨，而使性能达不到要求。 第一阶段石墨 化（1-2） 在第一阶段保温， 自由渗碳体溶 入奥氏体而逐渐消失， 团絮状石墨逐渐形成， 第一阶段 石墨化完成时（到“2” 点） ， 组织为奥氏体+团絮状石墨 1.在温度均匀的电炉中退火，可提高 升温速度，以抛物线形状的曲线替代 高温保温。 2.保温温度不能超过 1050，当退火 炉炉温不均时，不能超过 980。否 则，铸件晶粒粗大、变形、产生鸡爪 状石墨。 华天des i g n 华天des i g n h t t p :/s h o p 106053519.t a o b a o .c o m / - 17 - 中间阶段冷却 （2-3） 由 2-3 点的中间阶段， 即从高温 较快冷却到稍低于共 析温度 （710730的范围） 的 阶段， 随着温度的降低， 奥氏体 中碳脱落， 附着在已生成的团絮 状石墨上，使石墨长大。到“3” 点的组织为珠光体+团絮状石墨 1.冷却不宜太快，否则会出现二次渗 碳体，一般以 100/h 为限。 2.炉内冷却不会出现二次渗碳体。为 缩短退火周期，可打开冷却孔，提起 烟道闸门进行冷却 第二阶段石墨 化（3-4） 在 710730处保温，使珠光 体分解为铁素体和石墨。 也可以 从 750左右开始，缓慢冷却 （35/h） ，通过共析温度范 围， 由奥氏体直接变为铁素体和 石墨。这样退火时间短 在 710730处保温，只有在电炉有 自动控温时采用。 从 750左右缓慢冷却。注意控制冷 却速度，火焰炉可继续加温（火逐渐 减小） 出路冷却 （4-5） 炉冷至 500600即出炉空 冷，空冷时组织不再变化 出炉温度要严格控制，不得过低，否 则会产生“白脆”而使冲击韧性下降 下图为铁素体退火曲线 华天des i g n 华天des i g n h t t p :/s h o p 106053519.t a o b a o .c o m / - 18 - 图 2-4 铁素体退火曲线 2.2.3 退火后的金相组织 试样制备方法 1)粗磨：用砂轮将试样表面初步打磨，粗磨时要尽量减少磨面的变形层，同时充 分冷却。 2)细磨：用 400#、600#-、800#、1200#金相砂纸细磨试样，每换一次砂纸试样磨 制方向改变 900。 3)机械抛光：采用抛光机对细磨后的试样进行抛光。 4)金相组织显示：采用 4的 hn03 酒精溶液化学浸蚀试样表面。 华天des i g n 华天des i g n h t t p :/s h o p 106053519.t a o b a o .c o m / - 19 - 图 2-4 将处理过的试样观察金相并拍照 图 2-5 退火后的金相组织（50 倍） 华天des i g n 华天des i g n h t t p :/s h o p 106053519.t a o b a o .c o m / - 20 - 图 2-6 退火后的金相组织（100 倍） 图 2-7 退火后的金相组织（400 倍） 华天des i g n 华天des i g n h t t p :/s h o p 106053519.t a o b a o .c o m / - 21 - 3.可锻铸铁的热处理工艺改进 3.可锻铸铁的热处理工艺改进 可锻铸铁具有其特有的优点和存在价值,但是不容讳言的是,它也存在着特有的弱 点,即在它的生产过程中必须经过长时间的石墨化退火.因此,长期以来铸造工作者一直 在致力于缩短退火周期、 降低能源消耗的技术探索工作.从理论上讲,降低可锻铸铁的退 火温度并非不可能.热力学的计算证明,无论在常温和高温下,渗碳体都呈介稳定相,都 有分解为石墨的趋势.从 60 年代起,国外就有人开始从事降低第一阶段石墨化退火温度 的研究.近来有人提出可锻铸铁可以采用快速循环石墨化退火工艺,即在温度上限 (800900)和温度下限(600650),各加热保温 510 分钟,循环 67 次即可完成石 墨化过程.印度的 p.l.poy 等(1982)用 nacl 孕育处理可锻铸铁,在 700保温 6096 小 时获得完全铁素体可锻铸铁,但退火周期太长.目前已有研究证明,可锻铸铁在一定化学 成分下经过适当的孕育处理,可在 750以下完成石墨化过程。 总体上看，目前可锻铸铁快速退火工艺的研究主要集中在以下几个方面 (1)增加低温预处理、高温预处理及预淬处理工序。部分科技工作者在不改变原铁 水化学成分的基础上，改变热处理工艺，缩短石墨化退火周期方面进行了一些研究 6： 即在石墨化退火前先进行低温预处理(300500， 保温 45h)， 或高温预处理(750， 保温 12h)， 或者把铸件加热到奥氏体状态并予以淬火， 以增加石墨核心， 加速石墨化。 虽然目前已有一些工厂将低温预处理纳入正常生产的工艺规范，但其节能效果并不明 显。 (2)循环热处理。为寻求缩短可锻铸铁石墨化退火周期的可能性，陕西工学院的杨 仁山 7利用循环热处理的特点，设法通过快速循环石墨化退火新工艺来缩短石墨化退火 周期，同时也改善可锻铸铁的性能。其具体工艺为：上限温度 t 上=880900、t 下 =600650，加热保温 510 分钟，一般循环 67 次。试验表明可节能约 4060。 但是此种工艺操作繁琐，不利于在现实大规模生产中推广。 (3)提高高温石墨化退火温度为了缩短退火周期，有人曾尝试适当提高退火 温度(940980)，降低原子扩散激活能，以缩短石墨化退火周期。此种方法虽然 能缩短退火周期，但就其消耗的总能量来说是基本没有节省。而且，提高温度易使退火 过程中铸件产生过烧，氧化，变形等质量问题，不易于质量控制。同时，也对退火设备 的使用寿命有不良影响。 华天des i g n 华天des i g n h t t p :/s h o p 106053519.t a o b a o .c o m / - 22 - (4)改进退火炉。 国内开封缝纫机总厂的李玉田 8根掘该厂的经验认为： 可断铸铁第 一阶段石墨化退火，并非“需要一定的时间” ，而是“需要一定的能量” ；传统的装箱密 封退火，防碍热能的传递，是造成可锻铸铁件生产周期长，能耗大的一个主要原因。而 该厂生产中取消了可锻铸铁第一阶段石墨化退火中的密封箱，结果缩短了退火时间，降 低了能耗。即由 t(退火时间)=q(一定能量)/vq(输送能量速度)可知，q 一定时，欲降低 t，唯有增大 vq，而经验表明，感应炉 vq 较大，故该厂使用感应炉退火，有一定效果。 综上所述，现阶段对于可锻铸铁快速退火的研究主要集中在调整原铁水化学成分、 改进孕育剂及孕育处理和优化石墨化退火工艺等方面。 优化石墨化退火工艺虽然对缩短 石墨化退火时间有一定的效果，但不能从根本上缩短可锻铸铁生产周期。且将增加相应 的工序或对设备要求较高，在实际生产应用中成本增加较大。而调整原铁水化学成分、 改进孕育剂及孕育处理后缩短退火周期的效果较明显，且还有较大潜力可挖掘。 孕育剂及孕育处理是影响可锻铸铁石墨化退周期长短、石墨形态优劣的重要因素。 大量的生产实践及研究表明， 复合孕育剂是未来的发展趋势， 其各组分之间能相互作用， 取长补短，效果优于单一成分或简单几种成分的孕育剂。而可锻铸铁的铸态石墨在析出 长大或后来的石墨化退火过程中容易发生形态畸变，影响铸件力学性能。为了防止这种 畸变的发生，要求铸态石墨颗粒细小，形状圆整，且分布均匀。因此，需试验新型的复 合孕育剂及选择适当的孕育方法，使其在铸态时防止铸态石墨的畸变，细化铸态基体组 织，同时，在可锻铸铁石墨化退火过程中起到促进石墨化的作用。 3.1 孕育剂及孕育处理 孕育处理是指浇注以前或浇注过程中， 在一定的条件下向铁液中加入一定量的物质 以改变合金的凝固过程，改善结晶组织(细化初生晶，增加石墨核心数量等)，从而达到 提高性能目的的过程。 与灰铸铁、蠕墨铸铁、球墨铸铁不同，对于可锻铸铁孕育机理，国内外研究的比较 少，不仅没有形成比较完善的孕育理论，而且有些问题的认识也还不一致。然而对基本 理论还是认同的。研究表明 9，可锻铸铁孕育剂中一般既含有石墨化元素，又含有反石 墨化元素，其相互联系，又相互制约。在浇注阶段，反石墨化元素起主要作用，在石墨 化退火阶段，石墨化元素起主要作用。即，一方面，石墨化元素在浇注时能形成一些化 合物(如 si02、cao、cas 等)，为退火时石墨析出提供形核核心，同时阻断珠光体、渗 华天des i g n 华天des i g n h t t p :/s h o p 106053519.t a o b a o .c o m / - 23 - 碳体的连续生长，细化珠光体和渗碳体组织，增加渗碳体与珠光体的界面积，从而缩短 了石墨化退火时碳原子扩散的路程，促进了石墨化；另一方面，反石墨化元素在浇注时 又能有效抑制石墨的长大，从而避免片状石墨的出现。 河北工学院的钱立把孕育剂常用元素分为以下几种 10：基本孕育元素：碳、硅和 稀土：强化孕育元素：钙、铝、钡、锶、锆和钛：抗孕育衰退元素，即延长孕育的 有效时间，防止孕育衰退，其包括：钡、锶、铈和锆：稳定珠光体元素，简称稳定化 元素。使用它们的目的在于控制基体中珠光体数量，使珠光体片间距较小。为了不损害 铸铁的共晶石墨化能力，所选的元素应当在铸铁一次结晶时有温和的石墨化能力，或者 此时虽有反石墨化作用，而借助于其它石墨化因素的配合，使之处于受控条件之下，这 些元素包括：铬、锰、锡、锑、铜和镍等；脱硫脱氧除气元素，铸铁中的氧、氮、氢、 硫都是强烈阻碍石墨化的，当它们转化为相应的化合物(氢例外)之后。某些氧化物、硫 化物，氧硫化物和少数氮化物可成为石墨结晶的核心。因此，几乎所有的脱硫脱氧除气 元素都有孕育形核的作用，如，钙、铈、镁、铝、钛、稀土元素等；防止石墨变态元 素。 片状石墨尖端的应力集中是降低强度和弹性模量， 引起铸件变形和裂纹的根本原因。 控制石墨端部形状或使石墨趋于球状，是生产高强度铸铁的重要途径。据报道，钡、氮、 镁、铋、锑和碲有助于防止石墨的变态 11。 多年来，可锻铸铁生产中孕育剂的选择和孕育处理工艺，一直是国内外人们所关注 的问题，并进行过大量研究。目前，大约有孕育剂 200 余种，常见的有 30 余种。我国 在 20 世纪 70 年代末 80 年代初孕育剂实现商品化。其分类方法有以下几种。按照成分 组成，孕育剂分为：硅系孕育剂、碳系孕育剂、稀土孕育剂等。按孕育剂功能作用，孕 育剂分为：石墨化孕育剂、稳定化孕育剂、复合孕育剂。按使用范围，孕育剂分为：灰 铸铁用孕育剂、球墨铸铁用孕育剂、蠕墨铸铁用孕育剂、可锻铸铁用孕育剂等。我们常 使用的分类方法是按孕育剂组成的成分分类，这样既可以看到组元成分，而且可从主要 组元中知道孕育剂的特点 12。 1)硅铁孕育剂：硅铁孕育剂分为 45fesi、75fesi、85fesi 等 3 种，45fesi 孕育剂 的处理效果较差，85fesi 成本较高，常用 75fesi。在 75fesi 中的 ca、al 对孕育效果 有很大影响， 其中以 ca 的影响最大， 在大于 0 5时有较强的石墨化能力。 一般 75fesi 选择以下化学成分范围为：fe7478，cao510，砧 o815。 2)硅钡孕育剂：硅钡孕育剂主要用于灰铸铁和球墨铸铁生产。用于球墨铸铁可显著 华天des i g n 华天des i g n h t t p :/s h o p 106053519.t a o b a o .c o m / - 24 - 增加石墨球数，用于灰口铸铁可以减少白口倾向，细化晶粒，改善石墨形态。这类孕育 剂除可使铸铁获得较高的力学性能外，本身还具有较强的抗衰退能力。一般孕育剂中含 ba 在 23之间。 3)si-c 孕育剂： 这类孕育剂主要优点是用量少、 石墨化能力强， 但较难溶解。 例如： si-c-ca-a1 类防止薄壁铸件白口效果好，而且适合于冲天炉铁水使用，si-c-al 软化效 果较好，用于改善切削性能。 4)稀土孕育剂：稀土元素是铸铁高效长效孕育剂的重要组元，我国稀土资源丰富， 研究和应用该类孕育剂具有现实意义。一般地讲，这类孕育剂具有双重性，孕育铸铁中 稀土残留量的范围为 reo06o3。碳当量低时稀土加入量少，碳当量高时稀土 加入量稍多。另外，稀土元素还和 mn、cu 等合金元素复合，从而改善铸铁组织，提高 其力学强度。 5)硅钙孕育剂：硅钙孕育剂是一种较早使用的石墨化孕育剂，现在常使用的是低钙 孕育剂。它比较适合低碳当量铸铁生产，可消除白口、提高其强度。 6)稳定化孕育剂：稳定化孕育剂由石墨化元素与稳定化元素复合而成，它在有效促 进石墨化的同时抑制渗碳体分解，比较适合于较高碳当量铸铁的生产，常见的有稀土稳 定化孕育剂、氮稳定化孕育剂。 7)复合孕育剂： 复合孕育剂是由石墨化元素与阻碍共晶团生长元素相复合而成的一 类孕育剂，它从形核和生长两方面发挥孕育作用，所以在铸铁生产中越来越引起人们的 重视，常使用的有球铁用含 bi 复合孕育剂，灰铸铁 cmsb 复合孕育剂。 不同孕育剂在生产实践中各有侧重。ba、cu、re、a1 孕育能力强，ti 次之， sr 具有一定的形核能力，防止自口倾向作用明显；sr、ce、ba 具有较强的抗衰退 能力，特别是 ba 是较理想的组元，虽然其抗衰退能力不及 sr、y 但有很强的形核能力， 而且含 ba 孕育剂溶点低，易被吸收，处理时浮渣少；mn、cr 具有稳定化作用；re 和 ca 对铁液有较好的净化作用。 国内外孕育剂添加元素主要有 re、mn、ca、ti、ba、ai、bi、mg、c、cu、 zn 等，每个国家的生产特点不同，有自己的特色。据文献介绍 13，加有 bi、ce 的 孕育剂有显著的效果。近几年还开发了掺加氧、硫粉末的孕育剂，试验表明，孕育效果 良好效果。 孕育技术主要包括孕育剂和孕育方法两个方面。 孕育方法是指将孕育剂加入铁液的 华天des i g n 华天des i g n h t t p :/s h o p 106053519.t a o b a o .c o m / - 25 - 方法，它对孕育的效果有很大的影响。随着铸铁孕育要求的提高，人们对于孕育方法也 越来越重视，已发展了多种孕育方法。 1)包内孕育：包内孕育是将孕育剂放置在铁水包的底部，铁液流入包内时将孕育剂 冲熔、混合，以实现对铁水的孕育；或者将孕育剂加在铁水流上，随同铁液流入包内， 这种操作可以是在出铁时进行，也可以是在铁水从大包转入浇注包的过程中进行。这种 方法简便易行，在生产上广为应用。这种方法的缺点是孕育处理至铁水凝固的时间长， 孕育衰退经常发生。对于一次处理铁水量大，需要较长的时间浇注的生产情况，由于孕 育衰退会导致后浇注的铸件孕育不足。此外，这种方法的孕育剂用量大。 2)瞬时孕育：瞬时孕育也称之后孕育，它是指在金属液浇入铸型时或在浇注系统内 进行的孕育，这使孕育处理至铁水凝固的时间达到最短的程度，从而极大地减小了孕育 衰退的发生，并减少孕育剂的加入量。已发展的多种瞬时孕育方法有浇口杯孕育、硅铁 棒孕育、浮硅孕育、随流孕育、型内孕育和孕育丝孕育等。各种方法都有其特点，适于 流水生产线上应用的方法主要有随流孕育、型内孕育和孕育丝孕育等三种方法，每一种 方法还可细分。 随流孕育： 随流孕育是在浇注过程中将粒状或粉状的孕育剂通过一定的装置加到浇 口杯上方的金属流中， 孕育剂通过一个管子在干燥的压缩气流或重力作用下引入到铁水 流上，孕育装置上安装了一个光电传感器，孕育剂的加入可自动控制。孕育剂输送还可 采用螺旋给料或振动给料的方式。随流孕育方法在生产上得到广泛的应用，使用这种方 法时，应保证所用的孕育剂粒度大小合适，一般为 0.30.7mm另外，孕育剂应有良好 的熔解特性，以保证孕育剂在铁液中完全熔解，不至于有未完全熔解的孕育剂在铸件中 形成硬点 13。 丝孕育：丝孕育是用薄钢带将孕育剂包裹成一条具有任意长度的包芯丝，浇注时借 助一定的装置将其送至金属流中，