球墨铸铁的工艺设计(DOC35页)

《球墨铸铁的工艺设计(DOC35页)》由会员分享，可在线阅读，更多相关《球墨铸铁的工艺设计(DOC35页)（36页珍藏版）》请在装配图网上搜索。

1、球墨铸铁的工艺设计第一节 工艺特点一、球墨铸铁的流动性与浇注工艺球化处理过程中球化剂的加入，一方面使铁液的温度降低，另一方面镁、稀土等元素在浇包及浇注系统中形成夹渣。因此，经过球化处理后铁液的流动性下降。同时，如果这些夹渣进入型腔，将会造成夹杂、针孔、铸件表面粗糙等铸造缺陷。为解决上述问题，球墨铸铁在铸造工艺上须注意以下问题：（1）一定要将浇包中铁液表面的浮渣扒干净，最好使用茶壶嘴浇包。（2）严格控制镁的残留量，最好在0.06%以下。（3）浇注系统要有足够的尺寸，以保证铁液能做尽快充满型腔，并尽可能不出现紊流。（4）采用半封闭式浇注系统，根据美国铸造学会推荐的数据，直浇道、横浇道与内浇道的比例

2、为4：8：3。（5）内浇口尽可能开在铸型的底部。（6）在浇注系统中安放过滤网会有助于排除夹渣。（7）适当提高浇注温度以提高铁液的充型能力并避免出现碳化物。对于用稀土处理的铁液，其浇注温度可参阅我国有关手册。对于用镁处理的铁液，根据美国铸造学会推荐的数据，当铸件壁厚为25mm时，浇注温度不低于1315；当铸件壁厚为6mm时，浇注温度不低于1425。 二、球墨铸铁的凝固特性与补缩工艺特点 球墨铸铁与灰铸铁相比在凝固特性上有很大的不同，主要表现在以下方面： （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。球墨铸铁由于石墨球在长大后期被奥氏体

3、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，以至于要求在更大的过冷度下通过在新的石墨异质核心上形成新的石墨晶核来维持共晶凝固的进行。因此，球墨铸铁在凝固过程中在断面上存在较宽的液固共存区域，其凝固方式具有粥状凝固的特性。这使球墨铸铁凝固过程中的补缩变得困难。 （2）球墨铸铁的石墨核心多。经过球化和孕育处理，球墨铸铁的石墨核心较之灰铸铁多很多，因而其共晶团尺寸也比灰铸铁细得多。 （3）球墨铸铁具有较大的共晶膨胀力。由于在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

4、胀将引起缩松缺陷。 （4）在凝固过程中球墨铸铁的体积变化可以分为三个阶段:铁液浇入铸型后至冷却到共晶温度过程中的液态收缩，共晶凝固过程中由于石墨球的析出引起的体积膨胀，铁液凝固后冷却过程中的体收缩。 由于上述凝固特性，从补缩的角度考虑，球墨铸铁在铸造工艺上有以下特点： （1）铸型要有高的紧实度，以使铸型有足够的刚度以抵抗球墨铸铁共晶凝固时的共晶膨胀力。需要指出的是，此时要特别注意采取适当的措施提高铸型的透气性，同时要尽可能地降低型砂中的水份，以防止出现“呛火”。 （2）合理设置浇冒口。球墨铸铁的冒口与普通钢及白口铁不同，球墨铸铁冒口设置的合理性在于它能够充分补充铁液的液态收缩，而当铁液进入共晶

5、膨胀阶段时，浇注系统和冒口颈及时冷冻，使铸件利用石墨析出的膨胀进行自补缩。 （3）砂箱应有足够的刚度，上箱和下箱之间应有牢固的紧固装置。第二节 冒口设计一、冒口模数的定义与计算：一定的液态球铁铸件的冷却速度及其凝固所需要的时间取决于铸型的热性质、所浇注的合金、浇注温度以及铸件的形状和尺寸。假定铸型的性质和浇注温度不变，则冷却和凝固速度完全取决于铸件。其尺寸的影响能用简单的比例关系来正确地描述：这个比例称做模数，用M表示。因为体积是用cm3或in3度量以及面积是用cm2或in2度量，所以模数的单位是cm或in。根据J.Jamar的意见，模数的几何计算只是在定向放热(无限大的板、无限长的圆棒和球)

6、时提供正确数值。其它形状所计算的模数和放热速度真正成比例的理论值相比要小百分之三十。然而Berry等人以及Karsay的试验工作发现对于球体、圆柱体和矩形形状，其几何的和“实际的”模数之间并无明显差别。由于在实际应用中几何模数已足够准确，所以下文中用之。为了设计冒口，无论重量或壁厚都不能像模数那样准地代表铸件。对于形状简单的铸件其模数计算是简单的。下图中给出了几个例子。1.立方体aM= a /6t2.平板水平尺寸至少比“t”大5倍M= t /23.正方形棒bM= b /4 （长度5b）4.圆棒dM= d /4 （长度5d）5.矩形棒fe(f5e)M=ef/(2e+2f)（长度5e） 图3-1简

7、单形状铸件模数计算比较复杂的形状需要用假想的表面分割为一些简单的部分。对每个分割的部分其体积份额以1的分数来汁算，每个分体的模数也要计算，根据计算值绘制累积体积份额与模数图。图中的每个部分应按其在铸件上的实际次序来排列。这样的图形可以像阶梯形如图3-2（A）所示，或者几个厚大断面被割开，如图3-2(B)所示。M1M2M3M4M51.0累积的体积份额Minchcm0Minchcm(A)1.00累积的体积份额Minchcm123456(B)图 3-2 累积的体积份额模数图当有的分体形状仍然比较复杂时，应该以近似尺寸的简单立方体积来代表其形状和尺寸。应着重记住，分割各个部分的假想表面并非冷却面，所以

8、对各部分的模数进行计算时，不应该计入这些面。图3-3中虚线表示这些假想的分剖面，而各分割部分则以罗马数字来表示。例1 模数与体积份额图的绘制（尺寸用毫米计，图3-3）图3-3 例1的铸件图3-3的分体I。因为它的截面尺寸比其圆周长度要小得多，所以这一部分可以看作是截面为0.81.0cm的无限长的杆。模数（简化为横截面积被圆周除来计算）：。（注意：分割面并非冷却表面）图3-3的分体II。实际体积和冷却表面积按简化的进行计算，其内径是冷却表面积由此：图3-3的分体III按无限长的、截面为31cm2、冷却表面积为3+3=6cm（由周长代替）的杆计算其模数（分割面为非冷却表面）。体积III（已简化）模

9、数MIII =3/6=0.5cm图3-3的分体IV近似体积假定这一分体是一块无限大的平板，计算其模数。MIV =1.2/2=0.6cm图3-3的分体V近似为一根无限长的杆。体积模数冒口模数为1.20.74=0.89cm，体积计算为118cm3。体积份额为：VI+VII+VIII+VIV+VV+VR=1223.2cm3，由此式VI ：=0.01VII ：=0.06VIII ：=0.07VIV ：=0.42VV ：=0.34VR ：=0.10用于绘制模数与体积份额图所需要的全部计算现已全部完成。这个图形示于图3-4。冒口I 0.010.270.51.0模数cm00.10.20.30.40.50.6

10、0.70.80.91.0II 0.060.59III 0.030.3750.60IV0.440.74V0.360.840.10体积份额图3-4图3-3铸件换算为模数与体积份额图用例1来说明绘制模数与体积份额图的一个重要步骤。这个图形总是把冒口看作是铸件与冒口增合体的必须部分。为此必须先知道冒口的体积与模数。模数的计算结果及其分布是与冷却和凝固顺序相一致的。这些知识对于以后要讲的任何一种冒口设计方法部是需要的。二、实用冒口设计从事实践的铸造工作者对前节的结沦可能感到满意，这个结沦这里要重复。从球铁浇注完到凝固开始所经过的时间(平方根)是：。以及，同样的铸件从浇注完到凝固结束所需要的时间（平方根）

11、是：式中：M：模数；Tp：浇注温度；单位用：t：分；M（厘米）=（时/2.54）；Tp（）只有当球铁浇入湿型时，这两个方程式才都有效。只要冒口的模数大于它所连接着的铸件的分体的模数(表示为Ms或ML)则冒口保持为液体的时间比铸件分体的要长，这个观点需要立即说明。铸件或其任何部分是不会同对凝固的，下面就这个问题将进一步讨论。说到冒口(明冒口或暗冒口)最重要的是冒口中所包含的液体要与外部大气保持连通。图3-5所示是完全背离正常冒口设计原则的。楔形冒口(示于上模板)首先在其顶部凝结，而顶部凝固的冒口与大气不连通，因而冒口不能发挥其作用。结果铸件产生缺陷。图3-5 形状不正确的冒口通常冒口的形状应使体

12、积与冷却表面的比值(模数)达到最大值。这并不是说推荐冒口应该是球形的，显然球形具有最大的模数。甚至在小冒口中，热流把比较热的(低比重的)液体带到冒口顶部，帮助顶部区域保持为液态。冒口底部温度要稍低一些，也需要有措施以防止冒口颈冻结。所以，一个设计好的冒口其高大于直径，而且冒口下部延伸到冒口颈以下，以便使冒口受热。而且冒口的水平截面通常是圆形的，虽然并非必须这样。因为若用一个冒口补给几个铸件是可以用其它形状的。 由于以上以及其他许多理由，冒口形状不能标准化。然而，在许多设计中可以采用标准的冒口形状，这样可以明显地减少冒口的体积和模数的计算时间。图3-6表示了所推荐的冒口形状以及其和模数有关系的直

13、径和体积的计算公式。注意图3-6中每一个冒口的顶部都可看到一个局部剖视，都表示了冲向冒口图3-6 标准冒口形状内部的“凹窝”。这个凹窝的底部充分受热，从而防止哪怕是很薄的凝固层产生，所以使冒口中液体继续保持与大气接触。楔形或单独插入的(大气压冒口)坭芯可以达到同样的目的。上述讨论使人想起一种几乎过时的冒口设置方法，即采用所谓的压边冒口。图3-7所示是从四个不同角度照的，压边胃口(边常为矩形)搭接于铸件上。这种方法不仅降低铸件的工艺出品率，而且增加治理车间的成本。图3-7 压边冒口与此相反，采用易割芯片则冒口易去除，而且降低清理车间的成本。要是铸造中采用易割芯片，那么坭芯的厚度以及孔口的直径的选

14、择应不减少其有效的连接面积。根据Wlodawer的文章，具有下列关系：表3-1冒口模数、坭芯厚度及孔口直径选择冒口模数坭芯厚度孔口直径cmincmincmin1.00.40.420.161.950.772.00.790.840.333.901.533.01.191.260.505.92.324.01.601.700.677.83.105.01.972.100.839.73.82现在可以从生产陶瓷的厂商买到非常薄的易割芯片，这种易割芯片可以减小所需要的孔口的直径(见图3-8)。而且这种易割芯片也可与预制的暗冒口保温壳一起组装好造入铸型内，这种方法可以适用于所有生产场合(图3-9)。图3-8 陶瓷

15、易割芯片图3-9 预制的配有陶瓷易割芯片的暗冒口保温壳三、控制压力冒口这是实用冒口设计的第三种也是最后一种方法，它同样也是利用了膨胀的好处。控制压力冒口试图控制膨胀所产生的压力，使铸型不致发生塑性交形。这种方法自从球墨铸铁一开始生产就有采用的，但是，它的应用是根据失败、成功等反复试验以及学习了铸造工作者的经验。这是当前应用最普遍的冒口设计方法，只有在下述条件时才不必采用控制压力冒口：a)当铸件模数小于0.4cm(0.16in)时(膨胀所产生的压力不应使湿型变形)。 b)当湿型铸件厚壁处内部允许有缩松时。c)当铸型强度高，能够抵抗膨胀压力而不产生塑性变形时。因为大部分铸铁件采用湿型或壳型都是强度

16、比较低的，而铸件壁厚(至少部分厚度)往往超过10mm或0.4in，因此，大部分铸件需要用控制压力冒口的方法。它比直接实用冒口设计方法的铸件工艺出品率要低，但是在上述情况时，为完全消除缩松，就必须适用它。四、冒口颈设计冒口颈的有效模数应当等于MT，但是它的尺寸总是小于几何形状和大小相同但分开铸造的单体。主要是由于在铸件与冒口相连接处没有冷却表面而获得了好处。实际上，这两个非冷却表面从邻接的铸件和冒口中获得并将热量传送给冒口颈。延长冒口颈冷却和凝固时间的第二个影响因素是在它附近地区的砂型被炽热。其温度高于铸件和冒口处的砂型，冒口颈愈短，则其温度愈高。内绕道连接冒口(热冒口)也得到类似的及附加的热效

17、果。通过一个简单的实例很容易得出主要影响的程度，让冒口颈断面为方形，而长度为。有效模数(一次近似)很容易看到，上面的公式与无限长的方棒的模数相同。这公式也可用在当冒口颈长度等于a，即为一立方体时。同样尺寸的立方体如果单独分开铸造的话：图3-1)或 同样，更精确的计算也证明冒口颈的有效模数为同样大小、形状的单体模数的1.52倍，因为单体向所有方向散热冷却。前面所谈的第二个影响因素一定要更增加有效模数值()。但是因为不容易定量，它们将被省略不计，只是把的数值简化为0.6。总之，两个方向散热的冒口颈模数的选择为，或(考虑了冒口颈区域冷却较慢)： 。冒口颈在造型条件允许的限度内应尽量短一些。因为取决于

18、冶金质量，所以也是如此。在大多数生产情况下值为铸件关键部分模数的3555，这不仅是足够的而且也是安全的。冶金质量越是好，则能够选得更小一些。在减小安全系数、使用方形冒口颈的条件下，以上冒口颈设计原则得到了充分的考验。图3-10表示设计中的一例，铸件的断面(图3-10B)清楚地表明了它的成功。（A）（B）图3-10 控制压力冒口采用立方形冒口颈（A：带冒口的铸件 B：铸件最大部分的断面）第三节 工艺案例下面让我们介绍一些在考虑到球墨铸铁铸造性能的情况下，制定一些铸件的铸造工艺案例。图3-11 75型泥浆泵轴承座及其简明铸造工艺 2. 轧煤机转盘。它的外形尺寸为：直径400mm，高度140mm。单

19、重58公斤。图3-12 轧煤机转盘及其简明铸造工艺图3-13 Z6312D抛砂机大臂迥转缸体及其简明铸造工艺3-39 车刀刀杆及其简明铸造工艺3-40 WGZ-35/39锅炉上接头及其简明铸造工艺3-41 S400钻机上接头及其简明铸造工艺3-42 30型泥浆泵活塞体及其简明铸造工艺3-43 30型泥浆泵十字头及其简明铸造工艺3-44 LG-10/7空压机飞轮及其简明铸造工艺3-45 蜗轮及其简明铸造工艺3-46 ZL300减速机齿轮及其简明铸造工艺3-47 S400钻机大伞齿轮及其简明铸造工艺3-48 1250吨水压机蜗轮齿圈及其简明铸造工艺3-49 S400钻机拔块及其简明铸造工艺3-50

20、 滑管及其简明铸造工艺第四章 球墨铸铁的热处理第一节 固态相变 虽然，钢和铸铁都可以进行热处理，但二者的影响因素有明显区别，简述如下： (1)确定热处理规范时，钢主要是根据含碳量，铸铁则主要是根据含硅量，因为铸铁含碳量比钢高得多，而硅比碳对奥氏体临界温度的影响更大，所以按含硅量确定奥氏休化温度更能保证基体完全奥氏体化。 (2)铸铁含有更多的C、Mn元素，由于它们对奥氏体有更大的稳定化作用，而是铸铁比铸钢有更好的淬透性。 (3)铸铁件结构比铸钢件更复杂，更要注意缓慢加热和延长保温时间，以避免加热不均匀引起内应力和变形。 (4)铸铁中的石墨起着碳库作用，温度超过共析临界范围时，碳溶入奥氏体直到饱和

21、。当以较快速度冷却时碳来不及析出，富碳奥氏体即转变为珠光体；若冷却速度缓慢，碳来得及析出，贫碳奥氏体即转变为铁素体。碳从奥氏体中析出的推动力是温度和含硅量，含硅量越高，碳在奥氏体中的溶解度越小，碳越容易以石墨形式析出。相反，如含有锰、铬、锡及游离的硫则阻碍碳以石墨形式析出。(5)铸铁的共析反应和钢不同，由于第三组元素的存在，使铸铁的共析反应在一个温度范围内完成，不像钢那样在一个温度线上完成。此外，其它元素如P、Mn、Ni也影响共析转变温度，下表4-1列出几个元素对共析转变温度的影响。表4-1 元素对共析临界温度的影响元素含量范围（%）每1%含量对上临界点的影响/每1%含量对下临界点的影响/硅磷

22、锰镍0.3-3.50-0.20-1.00-1.0+37+220-37-17+29+220-130-24铸铁的热处理原理：奥氏体转变是共析反应的核心，根据纯Fe-C合金的等温转变图，共析转变产物与冷却速度有关，缓慢冷却的转变产物为铁素体、珠光体，较快冷却转变为贝氏体，很快冷却转变为马氏体。铸铁的时效处理：用加热方法消除内应力所依据的原理与蠕变概念有关，当金属被加热时其强度、硬度下降，材料松弛或应力降低，这种使材料应力减少的热处理称为时效。虽然降低铸件冷却速度，减少冷却过程的收缩障碍都能减少一部分内应力，但时效能达到最大的应力松弛效果。铸件内应力被消除的程度取决于：原始应力水平；高温保温时间；加热

23、冷却循环周期；化学成分及显微组织。一般原始应力水平越高，时效温度越高，保温时间越长消除内压力的效果越好。结果表明，短时高温时效比长时低温时效降低应力的效果好得多。铸铁的退火：退火是一种使铸件缓慢冷却通过共析临界温度范围、基体转变为铁素体的热处理工艺。经过退火处理的铸件强度、硬度降低，塑性韧性提高。退火还兼有消除内应力的功效。完全退火包括两个阶段：第一阶段在临界温度以上完成碳化物分解、基体均匀化和消除元素偏析；第二阶段在临界温度以下完成碳脱溶，把基体转变为铁素体。铸铁退火不仅包括基体铁素体化过程，同时也伴随固态石墨化过程，因此又称为石墨化退火。为了进行有效的退火必须注意以下几点：(1)加热速度。

24、为了减少温差过大产生的不良后果，应缓慢加热铸件，对厚壁不均的复杂件可缓慢预热到500左右，然后再移到温度更高的加热炉，从室温到退火温度可按100/h加热速度控制。(2)保温时间。为了消除非合金铸铁中的大量共晶碳化物，建议保温时间(13)小时，再按每25mm壁厚加1小时计算。如果含Cr、Mo、V等稳定化元素则应在更高的温度上延长保温时间，才可能使复杂碳化物分解。(3)冷却速度。如果期望铸件得到最大的软化并有最好的加工性能，冷却速度要缓慢到允许完全铁素体化，避免出现热梯度，重新产生内库力。冷却速度一般控制在50/h以内。(4)注意微量元素的影响。许多元素对碳化物和珠光体有稳定化作用，当它们的浓度达

25、到一定程度时将使铸铁完全退火发生困难。如下表所示，有些元素哪怕含量很少也完全阻碍珠光体或碳化物分解。表4-2 阻碍完全退火的微量元素浓度碳化物稳定元素珠光体稳定元素Cr005V005在灰口铸铁中的S没有被Mn平衡B0.005灰口铸铁中有NA0.02%Sn0.02%Cu0.05Cr0.05Ni0.1Mo005Mn未被平衡，特别是在厚大铸件中未被平衡灰口铸铁中的硫没有被锰平衡铸铁的退火规范和原始组织有密切关系，碳化物是原始组织中最稳定的非金属相，其数量越多需要分解的温度越高，需要分解的温度越高，如果没有碳化物，石墨化退火的温度就可以大大降低。第一种完全石墨化退火工艺，适用于于三种不同的组织情况。如

26、果有碳化物，尤其是晶间碳化物存在，为了使它们分解必须采用(900950)高温石墨化退火，第一阶段高温保温时间2小时，再按铸件壁厚每25mm加1小时。如果只有少量分散的碳化物则用(820900)中温石墨化退火规范，对于灰口铸铁或无碳化物的球墨铸铁可以不用第一阶段石墨化退火而用亚临界铁素体化退火或低温石墨化退火工艺，办法是把铸件加热到共析温度下限以下，即(730790)保温，保温时间按壁厚25mm1小时计算，通过扩散而不是相变完成珠光体向铁素体的转变。铸件冷却可按炉冷(约550/h)方式缓慢冷却到315(灰口铸铁)或345(球墨铸铁)，然后空冷至室温。第二种完全石墨化退火工艺，其特点是铸件完成第一

27、阶段石墨化后快速冷却到共析温度以下保温，完成第二阶段石墨化。第三种完全石墨化退火工艺又叫两段石墨化退火，适用于灰口铸铁或仅含分散碳化物的球墨铸铁，第一阶段加热到(870900)奥氏体化，快冷至675以下，再加热到700保温，进行第二阶段石墨化，最后空冷。由于两段石墨化退火不用缓慢通过共析区冷却而缩短了退火周期，并获得比较好的力学性能。以上三种完全石墨化工艺都能达到基体完全铁素体化的目的，但是由于退火过程不同，它们的组织性能和生产效率有所区别。高温石墨化退火是生产可锻铸铁必不可少的工序，白口铁坯件经过高温石墨化退火将碳化物和珠光体分解，得到由铁素体和退火石墨组成的显微组织，性能由低强度、无塑性、

28、无韧性变为中等强度、高塑性、高韧性，由不可加工变为好加工。铸铁的正火-回火：正火就是把铸件加热到共析临界温度以上，保温一段时间完成奥氏体化，然后空冷得到全珠光体组织的一种最简单的热处理方法。正火的目的是提高强度、硬度、耐磨性，并具有适当的加工性。 正火温度由含硅量决定，一般按共析临界上限温度加50计算。具体温度可按铸铁种类划分如下：可锻铸铁 (800830)高强度灰口铸铁 (810870)低强度灰口铸铁 (840900)球墨铸铁 (820900) 冷却速度对正火组织影响很大，没有足够的冷却速度就不可能得到足够多的珠光体，中小件可用空冷，厚大件必须用风冷甚至雾冷。为避免冷却过程产生变形、开裂等缺

29、陷，要注意铸件均匀冷却。合金铸铁有比较好的淬透性，采用比非合金铸铁更慢的冷却速度也能得到满意的正火效果。正火过程的快速冷却会引起内应力，因此正火处理后必须进行时效处理(即回火)。回火过程伴随着硬度降低，所以考虑回火温度应注意铸件的硬度要求。通常回火温度为(500650) ，然后炉冷到300出炉。正火铸件的性能可通过控制加热温度、保温时间、冷却速度、回火规范来调整。许多元素能提高淬透性，因而对正火有很好的组织及性能效应，使厚大件正火也能得到更细的珠光体或针状组织。试验表明，多元合金比单一合金的硬化效果更好，相对提高厚壁铸件的硬度尤其显著。由于合金铸铁的强度、硬度、刚度比较大，其回火温度应取上限，

30、一般为(500625)。回火保温时间按1h/25mm计算。根据铸铁正火处理的奥氏体化程度可分为完全奥氏化正火和部分奥氏体化正火两种工艺。完全奥氏体化正火国内生产球墨铸铁由于原材料含有较多的稳定化元素，铁水温度偏低或用稀土含量较高的球化剂而使铁水白口倾向增大，原始组织往往含有5%以上碳化物，在这种情况下必须采取完全奥氏体化正火工艺，第一阶段为(930950) /(23)小时分解碳化物，第二阶段为(880930)/(0.51.0)小时奥氏体均匀化，空冷后经(550650)回火处理，以降低硬度、消除内应力、改善加工性能。对原组织没有碳化物的铸件，尤其是球墨铸铁件可采用快速正火工艺，能大大缩短生产周期

31、，提高材料的综合性能。其理论根据是球墨铸铁含硅量较高，奥氏体化过程十分迅速，试验发现一般壁厚加热900，500s或930，100s即可全部完成奥氏体化转变，而且从表面到中心的温度基本一致，而且由于高温停留时间短，奥氏体的固溶碳量少(约(0.550.65)%C)，这种低碳奥氏体的正火组织更加均匀，综合性能更好。 部分奥氏体化正火利用铸铁含硅量比较高，存在共析转变区的特点，把铸件加热到共析区内即得到部分奥氏体十铁素体十石墨三个平衡相，在正火过程中唯独只有奥氏体转变为珠光体，其余铁素体和石墨仍保留其原来结构。不过，经过这样处理获得的铁素体不是块状而是碎块状。 形成碎块状铁素体的原因是硅在奥氏体枝晶内

32、偏聚，在奥氏体一次或多次枝晶内有不同的硅浓度，进入三相平衡区后，硅浓度最高的微区最早转变为铁素体，它在正火过程中不再转变，其余硅浓度低的区域仍保留奥氏体组织，在正火过程转变为珠光体。部分奥氏体化温度越低，碎块状铁素体越多。由于奥氏体是树枝状结构，所以三相干衡区形成的铁素体具有分散分布的特征。部分奥氏体化正火有两种规范： (1)把工件加热到共析临界下限温度以上(2050)，即+(2050)或(820840)，保温(12)小时便部分组织转变为奥氏体，另一部分组织转变为碎块状铁素体，空冷后使得到珠光体十碎块状铁素体十石墨组织。 (2)把铸件首先实现完全奥氏体化，加热到+(3050)即(880920)

33、保温12小时，然后降到-(2030)，即(780790)保温0.52.0小时，实现部分奥氏体化。部分奥氏体化正火得到复相组织，故综合性能好，强度韧性都比较适中，球墨铸铁部分奥氏体正火后的性能b(800900)MPa，(47)，k(4964)J/cm2。缺点是部分奥氏体化温度范围窄，工业上较难准确控制。铸铁的淬火-回火：如果铸铁完成奥氏体化以后不是在空气中而是在冷却速度很大的液体介质(如水、油等)中冷却，这种热处理称为淬火。由于冷却速度很快，铸件的冷却曲线不与S型曲线相交，冷却过程不转变为珠光体或贝氏体，而是马氏体。而马氏体十分坚硬，很难加工，必须进行回火处理，降低硬度，以便获得足够的强度、硬度

34、和可加工性。所以，淬火及回火是不可分割的工艺过程。淬火-回火的目的是为了获得比正火-回火更高的力学性能，通常适用于球墨铸铁的热处理。 球墨铸铁的马氏体开始转变温度Ms点约为230，转变终了温度Mf点位于负温区，故奥氏体冷却到室温不可能全部转变为马氏体，得到的淬火组织为马氏体十残余奥氏体。过冷奥氏体在Ms点以下向马氏体转变属无扩散相变，奥氏体在这样低的温度下其碳原子不能充分扩散，铁原子只能作不超过原子间距的错动，面心立方晶格的奥氏体转变为一种变态的体心立方晶格过饱和固溶体，即马氏体。马氏体的含碳量与母相奥氏体的含碳量完全相同。铸铁的马氏体形态呈片状，每一片都是一个单晶体，它由非常细的成叠的孪晶组

35、成。马氏体的生长速度极快，形核后可在10-4秒内完成结晶。回火过程是马氏体分解或过饱和固溶体析出过量碳原子并形成碳化物的过程，同时也是残余奥氏体继续完成其相变的过程。马氏体在回火过程的分解程度与回火温度有关。 (1)(140250)低温回火得到的组织叫回火马氏体，由于回火温度低，原马氏体只析出极细小的碳化物微粒，含碳量略减少，仍保持马氏体针状形态，这种组织的强度、硬度、耐磨性很高，但脆性和内应力明显减少。 (2)(350500)中温回火，马氏体分解完毕，得到回火屈氏体，具有较高的强度、弹性、韧性、耐磨性和一定的热稳定性(500)，可用于废气锅炉的密封环等，420回火的硬度为HRC4246。(3

36、)(500600)高温回火，从马氏体中析出的碳化物聚集长大，转变产物为回火索氏体，硬度HB215330。回火索氏体的结构不同于正火索氏体，回火索氏体中的渗碳体颗粒弥散分布在铁素体基体内，正火索氏体为细片状碳化物与铁素体结合的层状组织，故回火索氏体具有更好的强度、塑性和耐磨性。回火温度与淬火球墨铸铁性能的关系可从下表的数据得到说明。表4-3 稀土镁球墨铸铁经900/60min奥氏体化后油淬，再回火90min的力学性能和回火温度的关系回火温度（）b（ MPa）（*100）k（Jcm2）硬度（HB）450500600650121110587575330.335.06.0525045583953752

37、80190铸铁的等温淬火： 等温淬火是高温奥氏体在共析点以下、Ms点以上进行的等温固态相变，相变产物相等温温度及等温时间有关。共析点以下，550以上等温产物为珠光体+铁素体+石墨，在此温度范围内，等温温度越低，珠光体量越多，其分散度越大，强度、硬度越高。550附近的等温产物为屈氏体。550Ms点范围等温产物为贝氏体+残余奥氏体+石墨。(330550)等温转变形成的组织为上贝氏休，它由许多平行而密聚排列的铁素体片形成，片间夹着断续细小的渗碳体颗粒外观呈羽毛状，硬度HRC3139。330Ms等温组织为下贝氏体+残余奥氏体+石墨。下贝氏体中的铁素体呈针状，其中弥散分布着细小的渗碳体颗粒，腐蚀后呈黑色

38、针状。等温温度越低，铁素体针越细，针的成排性越差。下贝氏体的硬度约为HRC5055。过冷奥氏体等温转变为贝氏体的过程，总是首先从石墨周围开始，因为这些区域是富硅区，奥氏体的稳定性最差，最有利于贝氏体转变。共晶团边界是Mn、Cr、Mo等稳定奥氏体元素富聚区，因而是残余奥氏体形成区。为防止等温过程引起表面脱碳和氧化，高温奥氏体化宜在33%NaCl+65%BaCl+2NaCN高温盐浴中进行，等温淬火则在50%KN03+25%NaN02+25%NaN02低温盐浴中进行。等温淬火技术在铸铁中的主要应用是生产奥贝球墨铸铁，这是一种高强韧性合金，对于同一水平的延伸率的奥贝球墨铸铁的抗拉强度比普通球墨铸铁约高

39、一倍。奥贝球墨铸铁的抗拉强度和延伸率与合金钢相近。它的接触疲劳强度和渗氮锻钢相当，接近渗碳锻钢水平。奥贝球墨铸铁的弯曲疲劳强度上限与渗氮锻钢及渗碳锻钢也处于同一水平。此外，奥贝球墨铸铁内因含有石墨而有比较小的摩擦系数和更低的运行噪音，因而许多重要机械零件可用成本低廉的奥贝球墨铸铁取代合金钢，如齿轮、曲轴、凸轮轴、万向节、农机具等。奥贝球墨铸铁的高强度、高韧性和高耐磨性的统一，使它适用于要求耐磨和受冲击的零件，如泥浆泵、机车车轮和刮板等。影响贝氏体组织和性能的主要因素如下： 1.原始组织原始组织状况对等温淬火组织和性能有直接影响。原始组织不均匀、元素偏析都影响贝氏体转变的速度和转变的完全性，并造

40、成等温转变过程的不均匀膨胀和变形。为避免这些不良后果，淬火前的铸铁组织应为单一金属基体(铁素体或珠光体)，而且共晶团细小，元素偏析少。2.化学成分过冷奥氏体的转变受C、Si、Mn、Mo、Ni、Cu等元素的影响。球墨铸铁淬透的合适用量可参考下表的试验数据。表4-4 使球墨铸铁淬透的合金用量铸件壁厚（mm）淬火介质盐浴空气强制冷却810253750不加合金不加合金0.3%Mo0.5%Mo或者0.35%Mo+1.0%Cu0.3%Mo0.35%Mo+1.0%Cu 或者0.48%Mo0.30%Mo+1.0%Cu或者0.3%Mo+1.5%Ni0.7%Mo+1.0%Cu0.5%Mo+2.3%Ni3.奥氏体化

41、温度及保温时间奥氏体化温度是铸铁热处理十分重要的参数，它决定奥氏体的含碳量。奥氏体化时间则影响基体中碳分布的均匀程度。提高奥氏体化温度，延长保温时间都增加奥氏体的溶碳量，因而增加奥氏体的稳定性，降低奥氏体向贝氏体转变的速度，并增加残余奥氏体的含量。相反，降低奥氏体化温度，缩短保温时间将使奥氏体的溶碳量减少，降低过冷奥氏体的稳定性，促进贝氏体转变。4.等温温度及等温时间等温温度影响贝氏体的形态以及残余奥氏体和马氏体的数量。在一定的奥氏体化条件和一定的等温时间内，随着等温温度提高，抗拉强度和屈服强度下降，延伸率上升。上贝氏体具有较高的塑性、韧性，完全归结于它有比较多的残余奥氏体。由于高温等温过程中

42、，碳有更大的扩散速度，使得板条状铁素体在生长期间析出的碳原子能很快扩散到余下的奥氏体中，并达到2%C饱和浓度，这就使得奥氏体的稳定性大大提高，以致等温转变终止时获得大量的残余奥氏体。下贝氏体在330以下的低温区转变，虽然片状铁素体在这种条件下能迅速形核并向奥氏体内生长，但碳的扩散缓慢，滞留在铁素体内的碳很快达到饱和并析出碳化物，这样就有一部分碳原子不能扩散到奥氏体内，使转变的部分成为低碳奥氏体，这种组织不稳定，它在冷却过程中会转变为马氏体，余下的残余奥氏体通常不超过10%。这就决定了低温等温转变的下贝氏体球墨铸铁具有高的强度和相对低的塑性、韧性。随着等温时间的延长，强度、延伸率提高硬度下降。这

43、些变化趋势与等温转变过程有关。铸件在凝固过程中存在不可避免的元素偏析，最后凝固区域的合金元素浓度甚至超过平均浓度几倍，以致同一铸件的不同区域可能有不同的转变时机和不同的转变产物。铸铁的等温转变可以分为三个阶段。第一阶段，在低合金浓度区内首先发生贝氏体形核和生长，然后向偏析区扩展。由于贝氏体析出使得末转变的奥氏体含碳量增加，再加上偏析区富集较多的合金元素，使后转变的奥氏体稳定性逐渐增大，因此，第一阶段贝氏体开始形核和生长迅速，随后则逐渐减慢，如果在此阶段的某个时刻终止贝氏体的转变，让它冷却到室温，则奥氏体将因溶碳且不足而变得不稳定，将在冷却过程中转变为马氏体，只有少量残余奥氏体保留到室温。结果得

44、到马氏体十贝氏体十残余奥氏体的组织。残余奥氏体的占有量随等温时间延长而增加。第二阶段，大约在(103l04)秒内,贝氏体已有相当转变量,奥氏体固溶碳量及合金元素的富集度随之增加,稳定性显著提高,以致贝氏体转变基本停止，形成所谓的转变窗口，转变产物为残余奥氏体。转变窗口大小与合金元素及奥氏体化温度有关。由于合金元素的作用，窗口可能封闭，而低温奥氏体化则可能使窗口张开。等温温度也影响等温转变动力学，高温(340400)等温转变，碳在奥氏体中的扩散速度加快，很快达到(1.62.0)%C饱和浓度而变得十分稳定，Mf点降到（230330）。若用高温等温并在第二阶段冷却将得到约40%残余奥氏体十上贝氏体，

45、并有最好的强韧性。如果用低温(230330)等温，则碳在奥氏体中的扩散困难，从下贝氏体转变过程中奥氏体得到的溶碳量有限，稳定性较差，在冷却过程中容易转变为马氏体。因此，第二阶段的低温转变产物为下贝氏体十马氏体十少量残余奥氏体。第三阶段，由于等温时间很长，富碳奥氏体被合金元素富集 后变得很不稳定，硅的作用也不足以抑制半条状碳化物从中析出，结果得到贝氏体十碳化物的等温组织。这种组织的强度、硬度变化不大，但高温等温后塑性、韧性明显下降。三个阶段的等温转变动力学曲线都受合金元素的影响，如果低合金区转变迅速，高合金区转变缓慢，则第一、三阶段的转变动力学曲线将重叠，即过程时间窗口，第二阶段过程将消失，整个等温过程只有两个阶段。第二节 热处理曲线一、退火退火的目的是获得高韧度的铁素体球墨铸铁。当铸态球墨铸铁组织中渗碳体的体积分数不小于3%，磷共晶的体积分数不小于1%或出现三元及复合磷共晶时，均要进行高温石墨化退火。球墨铸铁通常采用两个阶段退火，高温阶段消除渗碳体、三元或复合磷共晶；低温阶段是由奥氏体转变为铁素体，最终获得以铁素体为主的基体组织，其典型工艺示于图4-1。也可在高温保温后随炉缓冷完成第二阶段退火，其工艺示于图4-2。但是，这种工艺难以保证得到全铁素体的基体组织，其中将有少部分是珠光体组织。当铸态组织中渗碳体的体积分数小于3%，无三元或复合磷共晶，铁素体的