铸铁的基础知识
1、铸铁及其熔炼
铸铁是指碳的质量分数大于2.14%或者组织中具有共晶组织的铁碳合金。工业上所用的铸铁,实际上都不是简单的铁-碳二元合金,而是以铁、碳、硅为主要元素的多元合金。铸铁的成分范围大致为ω(C)=2.4%~4.0%,ω(Si)=0.6%~3.0%,ω(Mn)=0.2%~1.2%,ω(P)=0.04%~1.2%,ω(S)=0.04%~0.20%。有时还可加入各种合金元素,以便获得能满足各种性能要求的合金铸铁。 铸铁是近代工业生产中应用最为广泛的一种铸造金属材料。在机械制造、冶金矿山、石油化工、交通运输和国防工业等各部门中,铸铁件约占整个机器重量的45%~90%。因此,掌握铸铁的基本理论和生产技术,对于发展铸造生产,充分发挥铸铁件在国民经济各部门中的作用,是很有意义的。 相图是分析合金金相组织的有力工具。铸铁是以铁元素为基的含有碳、硅、锰、磷、硫等元素的多元铁合金,但其中对铸铁的金相组织起决定作用的主要是铁、碳和硅,因此铁-碳相图和铁-碳-硅三元合金相图是分析铸铁的成分与组织的关系以及组织形成过程的基础。
2、铸铁的基础知识——铁-碳相图——铁—碳相图分析
由于铸铁中的碳可能以渗碳体(Fe3C)或石墨两种独立的形式存在,因而铁、碳相图存在着Fe-G(石墨)和Fe-Fe3C两套体系,即铁-石墨系和铁-渗碳体系。从热力学观点看,石墨比渗碳体更稳定,因此,铁-石墨系也称为稳定系,而铁-渗碳体系称为亚稳定系。图2.1-1所示为铁碳合金双重相图,即Fe-G(石墨)稳定系相图和Fe-Fe3C亚稳定系相图,分别以虚线和实线表示。表2.1-1为相图中临界点的温度及含碳量。
铁-碳相图中各临界点的温度及含碳量
Fe-G(石墨)相图和Fe-Fe3C相图的主要不同处在于: 1)稳定系的平衡共晶点C'的成分和温度与C点不同
体(两相组成
莱氏体) 2)稳定平衡的共析点S,的成分和温度与S点不同
从这里可看出,
在Fe-C相图中稳定系的共晶温度和共析温度都比亚稳定系的高一些。共晶温度高出6℃,
共析温度高出9℃。这是由于(见图2.1-2)共晶成分液体的自由能和共晶莱氏体(奥氏体加渗碳体)的自由能都是随着温度的上升而减低的,二条曲线的交点就是共晶温度Tc。已知稳定平衡的奥氏体加石墨两相组织的自由能总是比莱氏体的低些,即这条曲线一定在莱氏体曲线的下方,因而它和液体曲线的交点T'c(表示稳定系的共晶温度)就一定比Tc高一些。关于共析转变温度问题,也与共晶温度的讨论相似。 由于共晶转变和共析转变都是恒温转变,所以稳定系相 图中的共晶线E'C'F'要和BC线交于C',与JE线交于E'。显然C'和E'的含碳量(ωC分别为4.26%及2.10%)就要比C、E的(ω(C)分别为4.30%及2.14%)低些;稳定系共析线P'S'K'要和GS线交于S'其含碳量(ω(C)=0.69%)要比S点(ω
(C)=0.760%)低些,和GP线交于P'其含碳量比P点(ω(C)=0.034%)略低。因此,E'C'F'、E'S'、P'S'K'各线由于转变温度较高,含碳量较低,就分别落在ECF,ES和PSK的上方或左上方。石墨的熔点D'高达4000℃左右,所以C'D'线也在CD线的左上方。在共晶温度时和石墨平衡的奥氏体中的含碳量(相当于E')比和渗碳体平衡的奥氏体中的含碳量(相当于E)也要低些。分别把这些线段画在Fe-Fe3C相图上,就构成了双重相图。 铁-碳相图中各组成相的符号、名称及相关说明列于表2.1-2。
铸铁中各组成体的自由能随温度变化的示意图
铁-碳相图中的各组成相
由于铁-碳双重相图的存在,在实际生产中,用相同化学成分的铁液,浇注不同壁厚的铸件时,或用冷却速度不同的铸型时,会得到含有石墨或含有渗碳体的铸件,这是由于冷却速度不同而导致共晶凝固温度的高、低不同所致。如在T'c以下,Tc以上凝固时,一般可得到奥氏体加石墨的结晶,如过冷至Tc以下温度凝固时,则有可能进行奥氏体加渗碳体的结晶。 除冷却速度外,化学成分对铸铁组织的形成也会发生很大的影响,其中尤以硅(除碳以外)的影响最大。因此,Fe-C-Si三元相图就显得非常重要。
3、铸铁的基础知识——铁-碳相图——铁-碳-硅相图分析
铸铁中硅的含量一般在ω(Si)=0.8%~3.5%的范围内变动(特殊铸铁除外)。为使用的方便,目前通常用一定含硅量的铁-碳-硅三元垂直截面图来分析铸铁中碳、硅含量对结晶过程和组织的影响。在铁—碳—硅三元合金中,高碳相也有可能以石墨和渗碳体两种形式出现,相应地就有铁-石墨-硅和铁-渗碳体-硅两种准二元相图。 图2.1-3为不同硅含量的铁-石墨-硅准二元相图。对比Fe-G和Fe-G-Si准二元相图,硅的作用可归结为以下各点。 1)共晶点和共析点含碳量随硅量的增加而减少。铁—石墨二元共晶合金含碳量ω(C)=4.26%,共析合金含碳量ω(C)=0.69%,在含硅量为ω(Si)=2.08%的三元系中,共晶和共析点含碳量则相应为ω(C)=3.65%及ω(C)=0.65%左右;在含硅量为ω(Si)=4.2%三元系中,则相应为ω(C)=3.15%及ω(C)=0.6%左右。E'点的含碳量也随着硅的增高而减少,也即碳在液体共晶合金以及奥氏体固溶体中的溶解度减少了。 2)硅的加入使相图上出现了共晶和共析转变的三相共存区(共晶区:液相、奥氏体加石墨;共析区:奥氏体、铁素体加石墨)。这说明铁-碳-硅三元合金的共析和共晶转变不像铁-碳二元合金那样是在一个恒定的温度完成,而是在一个温度范围内进行,并且共析转变温度范围随着硅量的增加而扩大。 3)共晶和共析温度都改变了。硅对稳定系和亚稳定系的共晶温度的影响是不同的。随着含硅量的增加,两个共晶温度的差别扩大,即含硅量越高,奥氏体加石墨的共晶温度高出奥氏体加渗碳体的共晶温度越多。由于硅的增高,共析转变的温度提高更多,因此有利于铁素体基体的获得。 4)硅量的增加,还缩小了相图上的奥氏体区。硅量超过ω(Si)=10%以后,奥氏体区趋于消失,这对研究高硅耐酸铸铁的凝固过程及组织有参考意义。 除硅外,其他合金元素也会对铁-碳相图上各临界点产生影响。表2.1-3定性地列举了一些常见元素在一般含量范围内对铁-碳双重相图上各临界点的影响趋势。 根据各元素对共晶点实际碳量的影响(表2.1-3),将这些元素的量折算成碳量的增减,称之为碳当量,以CE表示。在一般的铸铁中,为简化计算,一般只考虑Si、P的影响,因而有: CE%=ω(C)%+1/3ω(Si+P)% 将CE值和C'点碳量(ω(C)=4.26%)相比,即可判断某一成分的铸铁偏离共晶点的程度,如CE>4.26%为过共晶成分,CE=4.26%为共晶成分,CE1为过共晶、SC=1为共晶、SC
元素在一般含量范围内对铁-碳双重相图上各临界点的影响
根据CE的高低、SC的大小还可间接地推断出铸铁铸造性能的好坏以及石墨化能力的大小,因此在实际生产中具有重要的意义。
4、铸铁的基础知识——铸铁的凝固结晶过程
在高于液相线温度,铸铁以液体的形式存在,它具有良好的流动性和充型能力。铁液作为金属熔体在结构上具有一般金属熔体所具有的共同特点,即它是近程有序并伴随着温度、结构和浓度的起伏。铁液作为一种高碳多元铁碳合金熔液,其结构与碳的存在形态密切相关。而由于铁液中碳的存在形态对铸铁的凝固过程、组织和力学性能有决定性的影响。因此,了解铁液的结构以及碳在铁液中的结构形式就具有重要的意义。 有研究表明,铁液并非单相熔体,而是在熔体中存在有未熔石墨、渗碳体和各种未熔固体质点的多相体。用离心分离的方法可以证明铁液中存在有碳原子集团,根据计算这些碳原子集团的平均尺寸约在1nm,见表2.1-5。
铸铁的分类、组织和性能特征
铁液中悬浮着的碳显微集团的尺寸
对于在热力学上处于平衡状态的铁液而言,碳原子集团的存在是铁液中碳原子浓度起伏的结果。由于通常铁液中的碳含量约为ω(C)=2.0%~4.0%,但石墨中碳的含量ω(C)=100%而渗碳体(Fe3C)中碳的含量ω(C)=6.67%,从浓度起伏的观点考虑,铁液中形成Fe3C原子集团要比形成石墨原子集团容易得多。铁液的温度越高,石墨析出所要求的碳浓度越高,石墨越不容易存在,这种分析得到了实验的证实。对于激冷试样的显微分析发现,当铁液过热温度不大时,在共晶和过共晶铁液中有碳原子集团的富集,主要以Fe3C形式存在,同时有少量石墨呈短程有序存在。但随着铁液保温时间的延长或温度的升高,有利于Fe3C的生成。 在铸造生产中铁液存在何种碳原子集团与所使用的炉料有很大关系,同时也会影响到凝固后铸铁的组织。如果炉料以白口铁为主,它们熔化后会留下未熔的Fe3C原子集团; 如果炉料以石墨类铸铁为主,熔化后会留下未溶解的石墨原子集团。如果提高铁液温度或长时间保温,铁液趋向于热力学平衡状态,未溶解的Fe3C和石墨原子集团被溶解,铁液中由于浓度起伏出现新的原子集团,这些原子集团可能以Fe3C型占多数。因此,生产中使用白口铸铁炉料时铁液的石墨化能力较低,使用灰铸铁炉料时石墨化能力较高。提高熔炼温度以及铁液在高温下保温较长时间时,铁液的白口倾向增大。但在使用白口铸铁炉料生产石墨类铸铁时,提高熔炼温度将有利于未溶Fe3C原子集团的溶解,可减少由于炉料遗传性所造成的白口倾向。 铸铁的凝固结晶包括初析和共晶凝固两个阶段,它是一个由液体向固体的转变过程,这一过程决定了高碳相的组织形态(如是片状石墨还是球状石墨),而随后的固态相变则决定了所获得铸铁的基体组织类型。 铸铁按何种方式凝固,即结晶成灰口或白口组织取决于石墨和渗碳体两相相对的形核可能性及形核生长速率,这将取决于铁液的化学成分和结晶条件。由图2.1-1可见,稳定系(Fe-C)共晶凝固的平衡温度为1153℃,而亚稳定系(Fe-Fe3C体)共晶凝固的平衡温度为1147℃。如果共晶凝固在此温度区间进行,只有石墨共晶能够形核和生长。而在1147℃以下,石墨共晶和渗碳体共晶都能形核和生长,但渗碳体共晶的生长速率要比石墨共晶的生长速率高得多,因此通常会发生渗碳体共晶的凝固过程。 5、铸铁的凝固结晶过程——灰铸铁的凝固结晶
灰铸铁的结晶过程应按照铁-碳相图的稳定系,即Fe-C相图来描述。灰铸铁的组织是由基体组织及片状石墨组成。灰铸铁的结晶过程包含初析相(石墨或奥氏体)相的析出和共晶凝固两个过程。 (1)初析石墨的结晶 石墨是在铸铁中以游离状态存在的碳,为六方晶格,其晶体结构见图2.1-4。
石墨的晶体结构
在石墨的晶体中,碳原子有两种连接方式:基面上碳原子之间由共价键连接,而基面与基面之间的原子则由极性键连接。由于这两种键的键能不同,前者约为后者的7倍,因此键的结合力也就不同。在共价键上碳原子之间的结合力要远大于极性键的结合力,这是导致石墨沿不同晶向生长速度不同的重要因素。 当过共晶成分的铁液在冷却时按稳定系结晶时,初析石墨将从铁液中析出。石墨结晶的热力学驱动力是由过冷度造成的自由能变化,因此,初析石墨的析出是在过共晶铁液过冷至液相线C'D'以下时从铁液中析出的。初析石墨的形核通常依赖于铁液中未熔石墨质点或未熔杂质的质点,以减少形核能。石墨形核后,随着温度的下降,不断从铁液中获取碳原子而长大。初析石墨的生长从形核后开始至共晶结晶开始基本结束。在初析石墨的生长过程中,铁液中的碳原子从各方面以相等的几率扩散到石墨晶核上,因此石墨晶体的长大方式和形态完全受到石墨的晶体结构以及铁液与石墨之间的界面能所决定。从晶体生长的理论出发,石墨沿基面(a向)的生长是占优势的。因为在这一方向上原子间是以结合力较强的共价键结合,而在基面上则不同,为了沿c向生长,原子必须在基面上形成以极性键结合的一层新的原子层,这比起在a向的生长要困难的多。因此,初析石墨在铁液中常常长成分枝较少的粗大片状。图2.1-5为经深腐蚀后所观察到的灰铸铁中片状石墨的立体形貌。图2.1-6为示意的表示片状石墨某一分支在横断面上可能的晶体构造,在石墨片的长、宽方向为晶向,而厚度方向则为[0001]晶向。从片状石墨晶向(即a向)得到优先生长的结果。 的这种晶体构造可以认为它是石墨晶体在
深腐蚀后灰铸铁中片状石墨的立体形貌
片状石墨横断面上的晶体结构示意图
由于初析石墨的尺度明显大于共晶石墨,因此,从尺度上可明显区分出初析石墨(见图2.1-7)。
初析石墨和共晶石墨
(2)初析奥氏体的结晶 奥氏体是碳在γ铁(面心立方晶格的铁)中的间隙固溶体。γ铁的最大空隙半径为0.052nm,略小于碳原子的半径,在1147℃时碳原子的最大过固溶度为2.06%。 当凝固在平衡条件下进行时,只有当化学成分为亚共晶时才会析出初析奥氏体。但往往在非平衡条件下,铸铁中存在一个共生生长区,而且偏向石墨的一方,因而在实际情况下,往往共晶成分,甚至过共晶成分的铸铁在凝固过程中也会析出少量初析奥氏体。初析奥氏体是以树枝晶的形式生长,它对铸铁的组织及力学性能有重要的影响。当亚共晶成 分的铁液在冷却时,初析奥氏体将从铁液中析出。初析奥氏体析出的热力学驱动力是由过冷度造成的自由能变化,因此,初析奥氏体的析出是在亚共晶铁液过冷至液相线BC'以下时从铁液中析出的。初析奥氏体的形核通常依赖于铁液中未熔杂质的质点或铸型壁,以减少形核能。初析奥氏体晶核析出后,奥氏体枝晶便开始析出并长大,当进入共晶阶段后,液体中开始形成共晶团,此时初析奥氏体还会继续长大,数量也有增加。初析奥氏体枝晶和共晶团的生长实际上有一个重叠的生长温度区间。由于工艺条件不同,共晶转变开始的温度会有高低,因而重叠的温度区间也会有改变。在组织上就可能出现虽然成分相同,但初析奥氏体枝晶的百分比不一样的情况。 奥氏体为面心立方体,其原子密排面为(111)面,当奥氏体直接从熔体中形核、成长时,只有按密排面生长,其表面能最小,析出的奥氏体才稳定,由原子密排面(111)构成的晶体外形是八面体。八面体的生长方向必然是八面体的轴线,也即[100]方向,由于八面体尖端的快速生长,便形成了奥氏体的一次晶枝,在一次晶枝上长起微小的突起,以此为基础长出二次晶枝,进而长出三次晶枝,最后长成三维树枝晶。图2.1-8为八面体晶核沿其尖端生长形成一次枝晶的示意图。图2.1-9为通过适当的工艺方法在扫描电镜下观察到的奥氏体树枝晶的三维立体形貌。
八面体晶核生长形成树枝状一次晶的成长过程示意图
奥氏体枝晶生长的特点之一是晶枝的生长程度不同,有的晶枝生长快,而有的晶枝因前沿有溶质元素的富集而生长受到阻碍,因而生长较慢,故铸铁中的奥氏体枝晶往往具有不对称、不完整的特征,加上在显微镜中所看到的是奥氏体枝晶的二维形貌,它实际上是三维树枝晶在不同切面上的反映,因而便呈现出更加复杂的形态。图2.1-10为在亚共晶白口铸铁中奥氏体树枝晶的金相组织形貌照片。
奥氏体枝晶的长大过程中,存在着化学成分的不均匀,它是由凝固过程所决定的。按照相图,先析出的奥氏体枝晶心部碳量较低,在逐渐长大的以后各层奥氏体中的碳量沿着图2.1-1中JE'线变化,即碳逐渐增高,形成所谓的芯状组织。 对奥氏体枝晶及其结晶前沿的微观成分分析表明,在初析奥氏体中有硅的富集,锰则较低,而在枝晶间的残存液体中则是碳高、锰高、硅低。因而在奥氏体的生长过程中,在结晶前沿存在着不同元素的富集或贫乏,如形成了硅的反偏析及锰的正偏析,存在着较大的浓度不均匀性。在普通灰铸铁和合金灰铸铁中,
各元素在各相之间和相内的分布也有这样的现象。相间成分分布的不均匀性通常可由分配系数Kp来表示,而晶内的成分偏析程度则由偏析系数K1表示。 Kp=元素在奥氏体中的浓度XA/元素在铁液中的浓度X1 K1=元素在奥氏体枝晶心部的浓度
的浓度/元素在奥氏体枝晶边缘 表2.1-6是某试样的实际测定结果。由表可见,与碳亲和力小的石墨化元素(如Al、Cu、Si、Ni、Co)在奥氏体中皆有富集,Kp>1;这些元素在奥氏体内的偏析系数K1>1,说明在奥氏体心部的含量高于奥氏体边缘的含量,即形成晶内反偏析。 碳化物形成元素(Mn、Cr、W、Mo、V),它们与碳的亲和力大于铁,富集于共晶液体中,Kp
1
奥氏体和铁液中各元素的浓度
由于在奥氏体内部以及奥氏体间剩余液体中都存在成分上的不均匀性,因此它既可对铸铁的共晶凝固过程发生影响,如在共晶凝固时,可激发由按稳定系凝固向亚稳定系凝固的转变促使形成晶间碳化物,又可对凝固以后的固态相变或热处理过程发生影响,如破碎状铁素体的获得,就是在热处理时利用了奥氏体内部的成分不均匀性的特点。因此,这是一个很值得注意的问题。 在平衡条件下,奥氏体枝晶的含量可利用相图及杠杆定律算出,但在非平衡条件下,则需使用定量金相的方法直接测定奥氏体枝晶数量,较为可靠。在冷却速度较快的情况下,由于在不平衡的条件下进行凝固结晶,因此,即使碳当量高达4.7%时,铸态组织中
仍有一定量的初析奥氏体,这是工业铸铁组织中的一个重要特征。 在碳当量相同的前提下,初析奥氏体的数量还受铸铁中碳、硅含量的影响。目前常用Si/C比值来讨论其影响。在碳当量较高的情况下,随Si/C比增加,初析奥氏体的数量有所增高。此外,在高碳当量情况下,铸铁中含碳量对初析奥氏体的粗细也有影响。在冷却速度一定时,随着碳量的增高,枝晶的尺度趋向细化。 一般来说,合金元素的加入,会影响到初析奥氏体的析出温度以及初析奥氏体的生长区间。另外加入合金元素以后,会引起奥氏体界面前沿的溶质浓度以及溶质浓度梯度的改变,因而使结晶前沿的成分过冷程度发生变化,也即改变了初析奥氏体的生长条件及环境,必然就会影响到初析奥氏体的数量及形态。 为了观察和测定初析奥氏体的形貌及数量,就需要在组织中显示出初析奥氏体,目前推荐的较有实用价值的方法有热处理法和着色法。两种方法的基本原理皆是利用奥氏体与其周围组织的成分不均匀性。 热处理法:将试样加热到871℃,保温45min,然后以56℃/h的速度冷却,使初析奥氏体因硅高而变成铁素体,而周围由于硅低锰高而仍保留珠光体,这样可衬托出初析奥氏体的组织。抛光侵蚀后,用低倍(如×25)观察,石墨位于枝晶间的部位(实际上为共晶转变区)。在这样的磨面上可测定:初析奥氏体的总面积;单个椭圆形切面的平均切面积;枝晶长度;二次枝晶臂间距;枝晶区所占面积百分比以及枝晶的方向性衡量等参数。此法的缺点是麻烦,而且往往把共晶奥氏体也显示出来,因此测量出的初析奥氏体量往往偏高。 着色法:利用不同凝固阶段所形成的不同组织中的硅含量不同的特点,侵蚀后使不同的组织呈现出不同的彩色衬度,通过选用适当波长的滤片,将彩色衬度转化为明显的单色衬度,即可用图像分析仪对初析奥氏体进行定量分析。 选用苦味酸加苛性钠水溶液为着色剂,配方为:1.8g苦味酸、25g氢氧化钠、100mL蒸馏水。侵蚀温度为90℃±1℃,时间约5min。在显微镜下可看到初生奥氏体(硅高区)呈浅蓝色,共晶初期奥氏体(硅较高区)呈深蓝色,而共晶末期的奥氏体(共晶团外围)则呈咖啡色(硅最低区)。 着色法操作简便,而且效果好,可把初析奥氏体及共晶奥氏体区分开,还可同时显示出共晶团的轮廓,因此还有助于对共晶过程进行研究。 (3)共晶凝固过程 随着铁液温度的不断下降,初析相(石墨或奥氏体)不断长大,残存的液体逐渐减少,铁液的成分不断向共晶点靠近,当温度降到稳定系的共晶平衡温度时,残存铁液的成分也达到了共晶成分。当铁液温度降低到略低于稳定系共晶平衡温度,即具有一定程度的过冷后,初析相间熔体的含碳量就达到饱和程度。如果此时能形成石墨晶核并长大,则出现石墨—熔体的界面,由于石墨的含碳量高,因此在界面的液体侧含碳量降低,这就为共晶奥氏体的析出创造了条件,而奥氏体的析出和长大反过来又促进了石墨的继续生长。由此出现了奥氏体和石墨的格局。至此,铸铁便进入了共晶凝固阶段。 在实际铸造生产中,由于在不平衡条件下凝固,即使是共晶成分,甚至过共晶成分,都或多或少地会出现一些初析奥氏体,因此铸铁的共晶凝固常在有初析树枝状奥氏体晶体存在的状态下进行。因此,共晶凝固开始形核的场所及方式便是大家很关心的问题。 现已证实,共晶凝固是在共晶液体中以石墨的形核开始的,即石墨是共晶凝固的先行相。因此,对于亚共晶成分的铸铁,共晶体不是在初析奥氏体树枝晶上以延续的方式在结晶前沿形核并长大,而是在初生奥氏体晶体附近的枝晶间、具有共晶成分的液体中单独由石墨形核开始。铸铁熔体中存在的亚微观石墨团晶体、未熔的微细石墨颗粒,某些高熔点的夹杂物颗粒(如:硫化物、碳化
物、氧化物及氮化物等)都可能成为石墨的非均质晶核。石墨形核以后,石墨的(0001)基面可以作为奥氏体(111)面的基底而促使奥氏体形核,形成石墨和奥氏体同时交叉生长的模式。但在结晶前沿,石墨和奥氏体两相与熔体接触的界面并不呈光滑形式,当过冷度不大时,石墨片的端部始终凸出在外,伸向熔体之中,保持着领先向熔体内生长和分枝的态势(见图2.1-11)。以每个石墨核心为中心所形成的这样一个石墨—奥氏体两相共生生长的共晶晶粒称为共晶团。由于每个共晶团中的石墨是由一个石墨晶核分支生长形成的,因此,每个共晶团内的石墨构成连续的分枝立体形状(这已为早期的层磨技术所揭示,也已被近代扫描电镜的直接观察所证实),分布于金属基体之中。
生长中的共晶团示意图
图2.1-12示意地说明亚共晶灰铸铁共晶转变地全过程。到凝固结束时,共晶团之间或共晶团和初析奥氏体枝晶相互衔接形成整体。但通常在凝固后期会出现不同地情况,如在普通成分地灰铸铁中各共晶团之间常聚集着较多的低熔夹杂物(如磷共晶)。如铸铁中存在偏析倾向较高的合金元素(如锰)时,随着凝固过程的进行,残液中的合金元素含量会越来越高,至凝固结束前,各共晶团间或几簇共晶团间的正偏析元素含量可高至足以使局部区域形成弥散度很高的晶间碳化物或局部的硬化组织,显然这些晶间夹杂物或硬化相则分散分布于共晶团或共晶集团之间(见图2.1-13)。这一凝固现象对制造减摩铸铁非常有利。
亚共晶灰铸铁共晶转变过程示意图
在灰铸铁的共晶凝固过程中,石墨与奥氏体共生生长的另一个重要的问题是存在着石墨与奥氏体的共生生长区。由于奥氏体是非小晶面体,而石墨是小晶面体,两者生长时所需的过冷度不同,生长速度也不同,因此两者的共生生长区是不对称的。 图2.1-14a是共晶成分灰铸铁的凝固情况。由于共生生长区是不对称的,处于共晶成分的1点并非在共生生长区内,因此,在改成分的过冷液体中首先析出的不是共晶石墨或共晶奥氏体,而是初生奥氏体。初生奥氏体枝晶的形成和生长使周围的铁液富碳,铁液成分进入共生生长区,在2点发生奥氏体与石墨的共生生长。亚共晶成分的灰铸铁则首先在共晶温度以上的1点析出奥氏体枝晶(见图2.1-14b),初生奥氏体的析出使剩余液体中碳浓度提高,使其进入共生生长区(2点),石墨开始形核并与奥氏体发生共生生长。对于过共晶灰铸铁,初生石墨在1点直接析出(见图2.1-14c),随温度降低,片状石墨不断析出长大,使液体中碳含量增多,进入共生生长区,发生石墨和奥氏体的共生生长。 灰铸铁共晶团数(个/cm2)取决于共晶转变时共晶团的成核及成长条件。冷却速度及过冷度越大、非均质晶核数越多,生长速度越慢,则形成的共晶团数越多。随共晶团数量
灰铸铁的非对称共生生长区
的增加,将减少铁液凝固时的白口倾向,力学性能略有提高。但由于增加了共晶凝固期间的膨胀力,因而使铸件胀大的倾向增加,从而增加了缩松倾向。控制共晶团数,对铸铁生产具有重要作用,尤其对耐压铸件更为重要。由于共晶团数随生产条件而异,且不同铸件的要求也有所不同,所以各工厂应有各自的控制手段,并作为控制和分析铸铁质量的一个指标。 过共晶灰铸铁的共晶凝固过程则由到达共晶平衡温度并有一定程度过冷时开始,由于开始共晶凝固时液体中已有初析石墨存在,它可作为共晶先行相-共晶石墨的结晶核心,因此共晶石墨及共晶奥氏体可依附在初析石墨的基础上析出,所以可见到共晶体与初析石墨相连的组织特征。其最后的室温组织与共晶成分、亚共晶成分的灰铸铁基本相似,所不同的是组织中有粗大的初析片状石墨存在,而共晶石墨也显得较多和较粗些。 6、铸铁的凝固结晶过程——白口铸铁的凝固结晶
白口铸铁的结晶过程应按照铁-碳相图的亚稳定系,即Fe-Fe3C相图来描述。白口铸铁在组织上和灰铸铁的不同之处在于白口铸铁中的碳是以碳化物的形式出现,而在灰铸铁则以石墨的形式出现。普通白口铸铁的共晶组织由共晶奥氏体加共晶渗碳体组成,称为莱氏体。 渗碳体的晶格结构为复杂的正交晶格(图2.1-26)。三个轴间夹角α=β=γ=90°,三个晶格常数a≠b≠c(a=45.235nm,b=50.888nm,c=67.431nm)。各层内原子以共
价键结合,层间原子则以金属键结合。在c轴方向的生长速度要比a轴和b轴的低,有沿[010]晶向择优生长的特点,因此渗碳体一般也长成片状。在渗碳体的长大过程中,螺旋位错缺陷在新层长大起到一定的作用。同时杂质元素也会促使层状的渗碳体产生许多分支。
C的晶体结构
过共晶白口铸铁的凝固过程从铁液过冷到液相线CD以下温度时析出初生渗碳体开始。初生渗碳体以板状的方式生长,随着温度的不断下降,初生渗碳体不断长大,残留的液体成分逐渐接近共晶点C,当温度进一步下降到亚稳定系共晶温度(ECF)线以下时,发生共晶转变。共晶转变以共晶渗碳体位为领先相,依附在初生渗碳体的边缘上以一定的晶向析出。随着共晶渗碳体的析出并生长,在共晶渗碳体边缘的液体中贫碳,从而为共晶奥氏体的析出创造了条件。 在普通白口铸铁中的共晶转变中,莱氏体中的奥氏体和渗碳体以片状协同生长的方式,同时在侧向上以奥氏体为分隔晶体的蜂窝结构长大。即共晶渗碳体的(0001)面是共晶团的基础,排列得很整齐的奥氏体心棒沿[001]方向嵌入渗碳体基体,形成蜂窝状共晶团。但在最初,共晶团并不具有规律的蜂窝结构,常在渗碳体团之间生长着奥氏体的片状分枝,它们逐渐地变成为杆状。这个转化与共晶结晶前沿的杂质富集有关,所形成的成分过冷非常适宜于凸出部分的长大。但由于渗碳体的各向异性结构,不大可能在[001]方向有分枝的成长,而奥氏体则可能在垂直于共晶团基面的方向发生分枝。奥氏体的长大使周围液体富碳,促使渗碳体又在奥氏体分枝之间生长,使奥氏体形成为被分隔开的晶体,这就是所谓莱氏体的侧向生长(见图2.1-27),最后,在连续的渗碳体基体中构成蜂窝状的共晶体。 亚共晶白口铸铁的初生相为初生奥氏体,在液相线BC以下温度自液相中析出。和灰铸铁一样,初生奥氏体以树枝状形式生长,形成以散热方向为主要方向的树枝状晶粒。随着温度的下降,奥氏体晶粒不断长大,残留液相的成分逐渐富碳而接近C点的共晶成分。至ECF线以下温度,发生共晶转变。和过共晶白口铸铁不同的是,由于共晶转变的领先相是共晶渗碳体,因此共晶形核时在液体中存在的初生奥氏体无法为共晶渗碳体的形核创造条件,共晶渗碳体只
能在初生奥氏体树枝晶间的液体中依靠其他条件形核,生长到一定程度后,由于共晶渗碳体周围的液体贫碳,为共晶奥氏体的析出创造了条件,从而进入共晶生长阶段。图2.1-28~图2.1-30分别是亚共晶、共晶和过共晶白口铸铁的金相组织,可以清楚地看到初生奥氏体的树枝状形貌和初生渗碳体粗大的带锯齿状形态。 在普通白口铸铁中,渗碳体共晶组织不仅可以是莱氏体
共晶莱氏体生长过程示意图
型,而且也可以是板条状渗碳体型。前者一般在过冷度较小的条件下形成,如果在过冷度较大的条件下凝固,则趋向于形成板条状渗碳体,此时共晶生长以片状渗碳体和奥氏体呈分离的形式进行,也是一种离异型的共晶组织。这种板条状渗碳体共晶组织的白口铸铁比具有莱氏体共晶组织的白口铸铁有较高的性能,特别是韧性。 合金元素的添加,可以改变白口铸铁中碳化物的生长方式和形态。例如,在铬系白口铸铁中,低铬铸铁中的碳化物是渗碳体型,为正交晶型,呈表面带有规则沟槽的连续片状,而随铬含量增加到一定程度(ω(Cr)为12%以上),高铬铸铁中的碳化物呈(Fe、Cr)7C3型,具有六方、斜方和菱形三种晶型,在二维状态下呈孤立的空心杆状和板条状。 如果向低铬白口铸铁中加入稀土元素,则随着稀土元素的浓度达到一定量时,共晶凝固时的领先相由基本上是碳化物变成基本上是奥氏体;碳化物由表面平整的板状变为波纹状表面,并带有分枝的结构;碳化物的长度变短,宽度变窄;有相当一部分板状碳化物转变成板条状和杆状;同时碳化物有明显的细化,这说明稀土元素对低铬白口铸铁的共晶转变具有明显的影响(见图2.1-31)。而含ω(Cr)为20%的高铬铸铁的共晶凝固则与低铬铸铁不同,即使在不含稀土元素的情况下,也主要是奥
氏体为领先相。加入稀土元素对共晶生长时的领先相、领先程度及碳化物的形貌没有明显的影响,但使碳化物有所细化。 通过添加合金元素、孕育处理和其它工艺方法改变白口铸铁中碳化物生长条件和形态的研究对于提高白口铸铁的韧性具有重要的意义,有关这方面的理论和试验研究工作还有待于以后进一步深入。