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铸件毛坯作为零部件机械加工的基础，其质量水平直接决定了工业产品的质量，铸件的组织和性能研究一直是材料研究的热点。多年来我国铸件产量一直位居世界第一，为我国经济和工业的发展打下了坚实的基础。随着世界范围内工业进程的不断加快，新材料不断涌现，铸造工艺水平不断进步，对铸件产品的质量要求也越来越高。球墨铸铁由于石墨呈球状，其对金属基体的割裂作用小，表现出优异的力学性能，又因为密度比钢小、成本较低等优点，自20世纪40年代问世以来，迅速在机械制造业、矿山冶金业、石油化工和汽车交通运输等行业得到了广泛的应用。近年来在大型结构件、液压件和风电设备等方面的应用也获得快速发展。球墨铸铁的牌号也越来越多，有QT-400、QT-500、QT-600、QT-700等，但随着抗拉强度的提升，基体组织中的珠光体含量增高，其伸长率不断下降，加工性能较QT400-15变差。

 QT400-15具有较高的强度，优异的伸长率，以综合的强韧性表现在发动机零部件如缸套、凸轮轴上得以广泛应用。企业生产的缸套铸件毛坯外径450 mm，壁厚90 mm，质量接近0.3 t，属于具有较为厚大断面的球墨铸铁件。厚壁铸件的生产由于铸件冷却和凝固的时间长，可能产生球化衰退和孕育衰退的现象，导致石墨形态出现开花、粗大、碎片状等异常形态，这些组织形貌的变化会进一步影响铸件的力学性能，因此需要对铸造工艺严格控制，以期达到理想的组织形态。本文重点从化学成分控制、球化和孕育处理工艺三个方面进行研究。

1　成分控制

1.1　基本元素

球墨铸铁生产中化学成分的控制非常重要，主元素是球墨铸铁化学成分中必不可少或无法完全消除的元素，包含Fe、C、Si、Mn、P、S，在成分设计时应考虑其作用，进行合理的选择设计。

 铁液中含C量高能增加石墨球数量，促进石墨化和球墨化，碳当量选在共晶点附近能提高浇注时液体的流动性，同时共晶石墨化膨胀量大于液态收缩量，有利于铸件补缩并降低白口倾向。但是在具有厚大断面的铸件中，含量过高的石墨容易产生石墨漂浮，在铸件上端产生夹杂缺陷，因此在保证完全球化的前提下，含量以不出现石墨漂浮体和白口为宜。C含量一般控制在3.8%~4.1%。

球墨铸铁根据需要可以选择高Si或低Si含量。根据Fe-C-Si三元合金相图，在稳态凝固不析出Fe3C时，2%~3%的Si会促进石墨析出，减少渗碳体的析出，强烈促进石墨化，提高铁素体的含量，在保证有反石墨化元素含量低的前提条件下，常规含2.3%~2.7%的Si能形成全铁素体球铁。关于Si在球墨铸铁中固溶到铁素体中起到固溶强化作用的研究显示，Si含量过低会影响合金强度，3.7%~3.8%的Si能有效提高全铁素体球铁的抗拉强度。含量过高则容易形成异形石墨，超过4.5%时，其伸长率急剧下降，铸件脆性增大，Si含量一般控制在2.2%~2.6%。

 一般认为Mn作为合金化元素能够提高合金的强度，研究显示，每增加0.1%的Mn含量，球铁的屈服强度增加7.4 MPa，对抗拉强度影响很小，而对伸长率的影响较大，是同量Si影响的6倍。Mn在球铁中可以促进珠光体的形成，因为其可降低奥氏体向珠光体的转变温度，低水平的Mn不会导致珠光体析出，但有严重的正偏析倾向，容易在晶界上以碳化锰的形式析出，从而使组织脆化。Mn的影响还经常取决于P和其他有害元素的水平，但QT400-15中一般要保证生铁中含Mn量小于0.3%，甚至0.2%。

 P是铸铁中公认的有害元素，在球墨铸铁中同样如此。P在铁液中有一定的溶解度，超过溶解度会偏析形成二元或三元磷共晶。在大断面铸件的生产中，随着铸件壁厚的增加，在壁厚热节部位容易出现磷共晶。应尽可能去除，控制在0.05%以下。

 S一般认为是铸铁中的有害元素，一方面以FeS的形式溶解于铁液中，能降低C在铁液中的溶解度。一方面属于表面活性物质，能吸附在石墨晶核表面，阻碍C原子由铁液中向晶核表面扩散，进而阻碍石墨化。当S以（FeMn）S的形式存在于晶界处会降低球铁的力学性能。但在球墨铸铁的球化进程中又不可或缺，S能促进石墨形核与成长，有利于石墨球化。S含量不足将会大幅度降低核心的数目，促进碳化物析出。为保证球化效果而不恶化组织，S含量应控制在0.015%~0.02%以下。

1.2　干扰元素

1.2.1　反球化元素

Bi、Ti、As、Sn、Pb、Al、Sb能促进片状、蠕虫状和其他不规则形状石墨的形成，抑制球状石墨的生成，从而破坏球化，称为反球化元素。反球化元素达到一定含量就会阻碍石墨的球化。这些元素有表面活性很高的共同特点，凝固过程中容易偏析在石墨/铁液和石墨/固相的界面处。

1.2.2　化合物生成元素

Sn、Pb、Bi是珠光体形成的促进元素，Cr、V、Mo、Ti、B是碳化物形成的促进元素，这些元素都是正偏析元素，容易偏析于最后凝固区，形成晶间碳化物和夹杂物，从而影响合金的组织和性能。当多种元素存在时，往往还存在叠加效应，对石墨形态影响更强烈。这些干扰元素一方面在球化时，与Mg和稀土（RE）反应形成化合物，消耗球化剂，一方面这些元素在奥氏体中的平衡分配系数通常非常小，凝固期间，这些元素会在共晶团边界偏析。且能增加C在铁液中的活度，使其不形成球形，而趋向形成碎块状或厚片状等有害形状，平衡分配系数越小，其破坏作用越强。

1.3　球化元素

（1）镁元素。Mg是球墨铸铁生产过程中的必需元素，直接影响石墨的形态，可对铁液中的石墨进行球化，为了得到圆整的石墨球，一般将Mg控制在0.045%~0.065%。为保证石墨的球化，残余Mg不低于0.03%。

（2）RE。Mg作为球化剂的缺点是沸点比铁液温度低，加入后会沸腾甚至引起爆炸，安全性差，对反球化元素的抵抗能力低。RE的沸点高（约1 400 ℃），可以中和Ti、Pb、Sb、Bi、As、P等有害元素对镁球化石墨时的破坏作用，减少夹渣、缩松等缺陷。 

为保证球化，Mg和RE要有一定的残留量，在有RE的情况下，Mg可控制在0.03%~0.05%，RE的残留量应低于Mg。随着RE残留量的增加，S的残留量明显下降，珠光体含量上升。

球化元素由球化剂的添加引入，球化处理和孕育处理与球铁的组织形成、缺陷分布、性能表现都有着密切的关系。

2　熔炼工艺

2.1　球化处理

原材料熔炼选用含Mn、P、S含量较低的高纯生铁和合金元素含量较低的碳钢，采用中频感应加热，熔炼过程保证熔化速度快，避免长时间加热对金属液的氧化。

 选用目前应用最广泛的球化剂Lamet 6124，在此合金的基础上添加适量的Ca、Ba等元素，Ca也能起到有效的球化作用，Ba跟Mn较为容易生成硫化物，具有很强的脱S、脱O能力，BaS在凝固过程中可以成为有效的石墨形核核心，含Ba的球化剂可以增加石墨数量，减小铸铁的白口倾向。球化剂具体成分见表1，是一种低稀土球化剂。

球化过程中要保证球化效果，一方面要降低S、O和干扰元素的含量，避免球化剂的过度消耗，一方面要在保证球化效果的基础上降低Mg和RE的含量，因为过量的Mg会促使碳化物形成，过量的稀土残留会使珠光体的含量上升。

 冲入法因其设备简单，操作方便，是目前各类球墨铸铁件应用最普遍和广泛的方法。采用冲入法进行球化处理，球化剂放置在包内凹坑，粒度3~20 mm，加入量为1%~1.1%。球化每包处理300 kg铁液，浇注1件。控制球化温度在1 500~1 520 ℃。

 球化剂中的Mg密度小，生成的MgS密度低，可上浮至铁液表面，但其稳定性差，容易与O反应，生成MgO，释放的S又回到铁液中生成MgS，这种反应不断发生对Mg的消耗大，造成球化衰退。球化处理后应将浮渣扒干净并尽快浇注。本铸件球化后在5 min之内浇注完成。快速升温至出炉温度后，扒渣去掉氧化皮等浮渣，控制铁液出炉温度1 500~1 520 ℃，浇注温度1 360~1 400 ℃。采用水冷金属型离心铸造法生产缸套毛坯，单工位离心浇注机浇注，浇注机转速1 500~1 600 r/min。控制出铁液的速度，先快后慢，将液体金属注入高速旋转的铸型内，金属液做离心运动充满铸型，形成铸件。

2.2　孕育处理

尽管球墨铸铁的C含量高于灰铸铁，但仍有较大的白口倾向，需要在球化后进行必要的孕育处理进行消除白口倾向。孕育处理可以增加石墨的形核核心，从而促进石墨的球化，细化球状石墨。通过细化共晶团，减小晶间偏析，改善合金的力学性能。

 孕育处理在铁液温度1 480~1 530 ℃下进行，在此高温下氧化夹渣少，浇注温度选择余地大。孕育效果通常在刚加入时最大，随后即发生衰退，5 min后孕育效果会减小50%，因此尽可能缩短孕育到凝固的时间。 

孕育剂添加过多会导致缺陷；另一方面，球化处理使O和S大幅度降低，而O和S能促进石墨形核与成长，O和S含量不足会大幅度降低核心的数目，促进碳化物的析出，孕育时还要考虑补充适量的S，是通过含S和O的孕育剂作为随流孕育剂加入、加入量0.05%~0.1%，在浇注前将随孕育剂倒入浇注机孕育斗仓内，浇注时浇注机将随铁液冲入型腔完成最后一次孕育。

 孕育剂的添加不能一次过多，也不能过少，因此采用包内孕育和随流孕育结合的方式。包内选用CaBaSi孕育剂进行孕育处理，将CaBaSi孕育剂和矽钢片加入包内，覆盖在球化剂上，粒度为1~3 mm，加入量为0.5%~1.1%，控制上限，防止出现过孕育。CaBaSi孕育剂进行前期孕育处理，能对铁液进行有效的脱氧，减少O与球化剂中加入的Ca的化合，为Ca与C结合为CaC2发挥形核核心的作用打下基础，从而提升球化效果。

 第二次在浇注时进行随流孕育处理， 选用加入粒度为0.2~0.7 mm的硫氧孕育剂，加入量为0.05%~0.1%，粒度更小的孕育剂的加入能够促进异质相的形成，提高石墨的形核率，增加石墨球数量，既能保证石墨球数，又能细化铁素体。随流硫氧孕育剂中微量的Bi元素，Bi同样能够促进石墨的形核且对石墨进行细化，同时可以促进铁素体的形成，也可以防止和减少异常形态石墨的产生。硫氧孕育剂具体成分见表2。

冲入法球化结合复合孕育工艺，能够促使石墨球更细、更圆整，提高其球化等级和单位面积石墨球数，有助于提升铸件质量。

3　铸件分析

3.1　成分与组织形貌

对实际生产后的缸套铸件不同部位进行切样分析，最终得到的铸件主要化学成分范围见表3，试验时球化处理前、后的化学成分分别见表4。

 Thielemann为了评估干扰元素对石墨形态的影响，提出评估因子K1，用来计算化学成分对形成形态良好的石墨球的影响。K1计算公式如下：

Thielemann指出当K1=1±0.062 5时，可以获得超过85%的球状石墨的球墨铸铁，这个因子也通常被称为反球化作用因子。将本铸件合金最终成分带入公式1，得到其范围为1.009 8~1.016 4，可见完全满足可以形成良好球状石墨的条件。

3.2　组织分析

宏观上，铸件中间偏外圆面处出现反白口倾向，如图1b圆圈标定出所示，组织中部分区域石墨球含量较少，析出少量碎片状石墨，并伴有部分不规则组织，见图1e箭头所示。分析其成因，铸件壁厚和质量较大，凝固时间长，因为离心工艺生产厚壁缸套的凝固特点，中心偏外圆处的最后凝固区容易出现孕育衰退的现象，反石墨化元素会富集在最后凝固区，为反偏析元素，这些白口化元素与碳的亲和力大于铁，产生反白口倾向。 

进一步用扫描电镜对不规则组织区域进行分析，如图2所示，区域1黑色析出物为不规则形状的石墨，区域2白色长条状组织为渗碳体（Fe3C），板条状的Fe3C和铁素体组成了珠光体，珠光体片间距约0.5 μm，珠光体的析出呈连续状，碎片状石墨通常分布在这些局部出现的珠光体组织内。铁素体和珠光体的比例对铸件局部冷却速度非常敏感，最初基体为奥氏体，冷却过程中临近石墨球的奥氏体首先发生奥氏体到铁素体的相变，而铁素体的含碳量远低于奥氏体，碳原子从铁素体中向石墨球扩散，随着距离的增加，扩散速度会急剧减小。当一旦开始形成珠光体，因为珠光体中铁素体和渗碳体呈层片状排列，碳的扩散距离很短，因此珠光体的生长非常迅速，通常为连续的组织。后续可通过短时高温热处理后连续冷却，消除珠光体，保证铁素体含量100%。 

组织中出现了珠光体，珠光体影响因子计算公式如下：

Px=3.0（%Mn）-2.65（%Si-2.0）+7.75（%Cu）+90（%Sn）+357（%Pb）+333（%Bi）+20.1（%As）+9.60（%Cr）+71.7（%Sb）   （2）

Px用来表征各元素促进珠光体和碳化物形成的趋势，值越大，越趋向于形成珠光体和碳化物，也通常用来表示球墨铸铁的纯净度，Px>2时，会出现明显的珠光体组织，Px越低，球墨铸铁纯净度越高，计算获得本铸件Px=0.94~1.70，形成珠光体和碳化物的趋势较小，因此只在局部区域出现渗碳体和珠光体组织。

3.3　力学性能

铸件组织和性能见表5。球墨铸铁的力学性能（硬度、抗拉强度、伸长率）主要由基体中珠光体和铁素体数量、石墨球数量及其圆整度所决定。本铸件不同位置铁素体均>90%，取样测试其力学性能，伸长率能保证在15%以上，说明材料的塑性较好。塑性高的球铁易于加工切削，据统计，QT500-14的刀具寿命比QT500-7高60%，QT600-10的车削刀具寿命比QT600-3高150%。

 从表5可见，在力学性能上，在近外圆面处，软铁素体基体提供了较低强度与高延展性的结合，抗拉强度和伸长率都达到QT400-15的性能要求。在近内圆面处，出现局部珠光体，铁素体-珠光体的共有态较全铁素体强度上有所上升，伸长率有所下降。而在铸件中间处，有反白口的趋势，出现部分渗碳体、珠光体混杂不规则的碎片状石墨，但其总量控制在合理范围内，仍能保证达到性能要求。

 研究发现，Mn和P的含量、铁液的冶金质量、球化剂加入量、孕育效率、反球化因子K1和珠光体影响因子Px对球墨铸铁QT400的性能有重要影响，获得完全铁素体铸态组织的条件需要P<0.03%，Mn<0.2%，Px<2.0。在Px>2.0时，即使P、Mn的含量都低，仍能形成一定量的珠光体，其组织可以通过短时间的退火处理消除。低P、低Px可以允许较高的含Mn量，Px较小的情况下（Px<2），即使具有较高的含P（0.04%~0.06%）量和含Mn（0.25%~0.35%）量，QT400仍能获得达标的性能，这在本成分的铸件中进一步得到验证。

4　结论

（1）通过合理设计化学成分，选用低稀土Lamet6124专用球化剂，采用冲入法球化结合包内CaBaSi孕育剂和硫氧随流孕育剂多次复合孕育的处理工艺，可以获得金相组织和生产力学性能完全达到要求的QT400-15的铸态厚壁缸套类球墨铸铁件。

（2）采用CaBaSi孕育剂和硫氧孕育剂多次复合孕育工艺，可以促使石墨球更圆整、更细，其球化级别达到2级以上，石墨大小达6级左右，球化率和石墨大小均满足性能要求。

（3）大断面铸件在最后凝固区域有反白口倾向，局部区域出现渗碳体和珠光体组织，部分不规则石墨从中析出，后续可进一步热处理进行改善。