铸铁知识资料(编辑修改稿)

铸铁知识资料(编辑修改稿)内容摘要：

强化金属基体 中国最大的管理资源中心 (大量免费资源共享 ) 第 6 页 共 13 页 （一） 、灰铁中 G的生长方式： G晶体结构：变态六方晶格，每层 C原子排成正六角形，相邻两层 C原子间距较大，为。 六角环形层面呈基面的侧面叫 G 晶体的棱柱面（柱面）。 在基面上每个 C 原子均以共价键结合的方式与邻近三个 C 原子结合，原子间距为 埃，原子结合力特别强，结合能为 419～ 502J/mol,而层层间距离大，原子结合力很弱，结合能仅为 ～。 灰铁中 G的生长方式 : (片状 ) ①由于 G晶体中层层结合力较弱，在已经形成 G的某一原子层面上所 生长的另一新原子层，若不够大的话，便有可能重新溶入铁液中，因此，沿垂直于层面方向， G 生长速度较慢。 相反，在每一原子层面上边缘的 C原子，总还有一个共价键是没有结合的，只要铁液中有个别的 C原子进入适当的位置，便能很牢固的结合上去，所以在沿垂直于柱面方向上 G的生长速度就较快，即 G生长时，沿基面方向生长快，沿垂直于基面方向上加厚慢，故形成片状。 ② G 在形核和生长过程中会导致其周围铁水的 C浓度降低，凝固点升高，生成一层包围着 G 片的 A壳，但 A 实际上很难把 G片完全包围， G 片端部仍直接与铁水接触，这样 G片向 两侧加厚的生长必须依靠 C原子从铁水中通过 A层扩散到 G周围，再结合到 G两侧面上，与此同时，还必须使铁原子向 A外作反向扩散，显然这些扩散过程是比较困难的，故 G片向两侧方向生长较慢。 反之，由于 G片端部与铁水直接接触， C原子的扩散和铁原子的反相扩散比较容易进行，因此， G 片生长过程是呈方向性，即加厚慢，沿平面方向生长快，故片状。 （二）、铸铁的 G细化强化 —— 孕育处理 孕育：在液态铁水中加入一种物质从促进外来晶核的形成或激发自生晶核的产生，使晶核数目大量增加的过程称孕育。 此工艺叫孕育处理，经孕育处理 的灰铁，叫孕育铸铁。 常用孕育剂及孕育处理方法： ①孕育剂：硅铁（ 75%Si）和硅钙合金，硅铁的粒度一般为 3～ 10mm，对于壁厚为 20～50mm的铸件，硅铁加入量为铁水重量的 ～ %。 ②孕育处理方法：孕育剂加入方法最常用的为冲入法，即将孕育剂均匀撒入铁槽的铁水流中，冲入铁水包，经充分搅拌后扒渣，即可浇注。 一般认为，假如孕育剂后 100s内孕育作用最强烈，称饱和孕育状态。 随孕育后铁水停留时间的延长，孕育效果显著减小，出现孕育衰退现象（ 表现出共晶团数目减少），白口深度增加， G 数量减少，与之相应，铸铁机械性能下降，因此，目前出现了许多瞬时孕育方法，如包外孕育、浇杯孕育和型腔孕育等，其目的都是为了缩短自孕育处理到铸件凝固的时间间隔。 孕育理论：（孕育作用及其作用机理） ①外来晶核的形成：（作为外来晶核的条件） c、 在高温下有足够的稳定性，不熔化，不分解，无化学成分变化。 d、 质点表面与熔体金属要有良好润实行，润湿角越小越好。 e、 外来晶核与有母液中结晶出的新相应符合结构和尺寸的原理。 由上述原则，发现一些金属的 C化物能成为结晶的外来晶核，例 如 CaC BaC SrC YC LaCCeC TiC、 ZrC等 ，因为它们的高温晶体结构、晶格常数与 G晶体符合结构和尺寸相似原理。 以 CaC2为例，在硅铁中 Ca 为必存元素，一般含量在 ～ %， 中国最大的管理资源中心 (大量免费资源共享 ) 第 7 页 共 13 页 当 Ca随硅铁或硅钙进入铁水后，由于 Ca 在铁水中溶解度小，因此加入量不大，也能形成钙滴，铁水中的 C与 Ca作用生成 CaC2， CaC2在高温下是稳定的。 生产实践证实， Ba、 Al、 Re 等均有孕育作用，它们与铁水中的 C、 O、 S 作用，可分别形成BaC Al4O4C、 La2O2S、 Ce2O2S 等外来晶核，成为 G结 晶的衬底和核心。 注意：直接在铁水中撒入上述的 C 化物、硫氧化物，孕育作用往往达不到预期的效果，只有在孕育过程期间产生的这些化合物，才能成为极细小的 G 核心，孕育效果才强烈。 ②激发自生晶核的产生：当含 Si的孕育剂加入到铁水中后，在铁水中形成了大量微小的富硅区，加大了溶液的浓度起伏，另外，硅铁熔解后造成局部微区的温度下降，形成温度起伏，再者，根据结晶学原理，当液态金属中存在高熔点的外来晶核时，临界晶核形成功可以大大减小，致使在较小的能量起伏下就能形成 G 晶核，正是在这些大量微小的富硅区内，由于过共晶度很大，温度又 较低，所需临界形核功又较小，因此， C 迅速析出，就地形成自生 G 晶核。 另外，由于原子的热运动还会使富硅原子集团四处游移，所到之处都可产生排 C作用而析出自生 G晶核，以上即为孕育过程激发自生经合产生的原理。 （三）、铸铁的 G 球化强化 —— 球化处理 球化：将普通灰口铁的液体铁水，在浇注前进行球化处理，结晶后其石墨的形态发生了根本的变化，由原来的片状变为球状。 G 形态的这种改变，不仅极大地减弱了应力集中效应，而且使金属基体的作用得以充分发挥。 球化元素与反球化元素： ①球化元素指那些再不同纯净度和冷却速度下，可使工业铸铁获得球 G 元素。 Mg、 Y、Ce、 Ca（较强）。 其它稀土元素是 Er、 Yb、 Ho、 La等（一定能力），而 Li、 Th、 Sr、 Ba、Na、 K只有在不含 S的铸铁中才有球化能力。 ② 反球化元素指那些只要少量存在于铁水中，就能部分或全部破坏 G球化效果的元素，如 S 和 O。 此外，还有一些偶存的反球化元素，如 Sn、 Sb、 As、 Pb、 Al、 Bi、 Ti、 B 等。 球状 G 的成核： 球状 G 是从液体铁水中直接析出的，并且与铁水的化学成分无关，也就是说，对于亚共晶、 共晶或过共晶成分的铸铁来说，均是如此。 球 G 成核大多数为非自发形核，因为①自发成核所需过冷度很大，②铁水中不可避免地存在许多杂质和化合物，如碳化物、氧硫化物、硫化物等，在一定条件下它们课程外来晶核。 ③试验研究确定，大多数 G球的中心（在沿垂直截面横切时）含有 Mg、 Ce、S、 Si、 O 等元素组成的化合物。 球 G 晶核的形状，根据成核类别和成核条件的不同，可以是多边球形，也可以是球状或网状。 研究表明，球 G 的晶核形状与片状 G 的晶核形状无本质区别，也即球 G 的最终生成主要不取决于成核过程，而主要取决于 G 的长 大过程，但应明确，要有利于 G长大成球，晶核一定要形成强烈的分支，因为大量的小角度分支是形成球形多晶体的基本前提。 球 G 的形成条件： ①基面与铁水之间的界面能（或相间张力）小于柱面与铁水之间的界面能（相间张力） G生长为球状；相反，则生长为片状。 ②较大过冷度。 （二者均为必要条件，非充分条件） 球 G的生长机理： 中国最大的管理资源中心 (大量免费资源共享 ) 第 8 页 共 13 页 球 G的生长机理 尚未完全认识清楚，曾提出许多学说，例如过冷说、吸附说、表面张力说、螺旋位错说等，各种学说都能说明一些实际问题，但还缺 少可靠的实际根据，因此还不够完善，与某些实际观察现象也存在一些矛盾。 下面仅介绍螺旋位错学说：① C原子集团首先形成球形晶胚（即形成具有枝晶的胚芽），由于存在晶体缺陷，在球形晶胞表面上产生螺旋位错，出现螺旋位错口。 ② C原子优先在各螺旋台阶上堆砌，一个或几个螺旋口长成一个角锥体。 ③当每个角锥体的径向生长速度相同时，最后由多个角锥体组成一个球形 G 多晶体。 未经球化处理的铁水，由于 S、 O 表面活性元素容易在螺旋位错上堵塞螺旋口，使 C 原子堆砌困难，减少分支倾向， G 就生长为片状。 铁水经球化处理后，球化元素 具有清除干扰元素 S、 O的作用，使螺旋口重新露出。 另外，一部分球化元素镶嵌入 G 晶格，促使更多的螺旋口产生。 （四）、铸铁的 G 蠕化强化 —— 变质处理 变质处理：将普通灰铁的液体铁水，在浇注前进行变质处理，凝固后。