球墨铸铁中“碎块石墨”形成机理的楔子理论研究.docx

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1、球墨铸铁中“碎块石墨”形成机理的楔子理论研究球墨铸铁中“碎块石墨形成机理的楔子理论研究Adrian Udroiul，张宗来2，马洪亮2(1SATEFHtittenes Albertus，ITALY；2上海铸铭冶金材料有限公司，上海201614)摘要：在球墨铸铁微观结构的缺陷中碎块状石墨是最危险的，因为碎块石墨会导致力学性能大幅度下 降。通过研究初生石墨形核及二次形核和共晶转变过程中以及凝固后的石墨长大，本文提出了新的方 法来解释碎块石墨的形成机制。一方面石墨球体积在增加，另一方面包裹石墨球与石墨接触的奥氏体 在收缩。奥氏体外壳在长大的过程中产生拉应力，并且夹杂了非金属化合物，同时也形成了晶体结

2、构 上的缺陷，如：点缺陷，线缺陷，面缺陷或体缺陷(KochCohen缺陷群)。在石墨膨胀与奥氏体收缩的作 用下，在晶体缺陷处奥氏体壳产生径向裂纹。当共晶晶粒相互接触时，残余熔液中富集了大量的非金 属夹杂物(氧化物和硫化物)，这些夹杂物是二次石墨形核的质点，二次石墨球的长大导致了碎块石墨 的产生。二次形核长大与初生形核长大相同，但是单位体积上的数量要比初生形核多得多。同时，他们 尺寸非常小，因此具有良好的机械强度，它们也被奥氏体包围着，这些奥氏体与初生石墨球上的奥氏 体壳相连，靠近初生石墨球的奥氏体壳收缩并在石墨的膨胀作用下破开。包围在初生石墨球周围的奥 氏体壳碎片，特别是带有尖角的受到周围的二

3、次石墨形核外围的奥氏体推挤，在径向方向将膨胀(体 积)的初生石墨球破坏(楔子作用)。破碎的初生石墨球形成了碎块状石墨。凝固结束的时刻OS01)，碎 块石墨形成的过程尚未完成。石墨球直径不断增加，体积增大促使压力继续增加，破坏还在继续，甚至 在固体状态，由于大量石墨基点的存在，因此金属基体是动态的。固态下石墨膨胀的机械运动，导致了 石墨沿着糊状区域石墨膨胀的方向继续长大。固态下石墨的长大总伴随着奥氏体的收缩，在转变过程 中奥氏体受到的张力增加。碎块状石墨从共晶转变的糊状区域开始形成，一直持续到固态共析转变。 碎块石墨的转变导致了金属基体的运动和大块石墨分枝的破坏。众所周知，Ce是促使形成碎块石墨

4、 的元素，在厚大部位C和ce偏析富集区域导致了石墨的过度膨胀。 关键词：楔子理论；碎块石墨；石墨膨胀New Approach to Explainthe Formation ofChunky Graphitein Ductile IronAdrian UdroiuI,ZHANG Zong-lai：，MA Hong-liangz口SA TEF-Huttenes Albertus，hdy；2鼽删俐诚Zhuming Metallurgic Co，L砬S施吲泣201614，傩i，叫Abstract：Among the micro-structural defects of ductile iron，t

5、he formation of chunky graphite is the most dangerous because it leads to the collapse of the mechanical properties in the area8 where it is present nis paper proposes a new approach to explain the formation mechanism of this shape，through the primaryand the secondary nucleation and the growth of gr

6、aphite nodules during the eutectic transformation and the growth thereof at the solid stateThe increa8e of the volume of graphite on a handwitll the contraction of austenite On the other handcreate tensions in the shell of newly formed austenitenle latter has microscopic imperfections derived from n

7、on-metallic inclusions，incorporated during the development ofthe solid phase鹪well躺defects in crystalline structure，such鹊punctual，linear,plane or spatial defects fKochCohen cluster of defects)强e expansion of graphite simultaneously讥tll the contraction of austenite15l一第十二届全国铸造年会暨201 1中国铸造活动周论文集create

8、radial cracks in the shell of austenite where the propagation of these OCCUIs on planes with defects When the eutectic grains enter into collision，in the remaining liquid，rich in Carbon and non metallic inclusions(oxides and sulphides)-killer H nodules are originated with the second germination gene

9、ration Their development is identical to the growth of primary nodules，but the number in the volume unit is much greater in respect to the number of nodules created in the first germinationIn the same time they have very small dimensions and therefore a good mechanical strengthThey are also surround

10、ed by austenite which breaks following its contraction in connection with the expansion of graphiteThe fragments of austenite，especially the sharp-edged ones，are pushed by the fragments of austenite which surrounds the-kiHer 0 nodules by means of the graphite expansion(volumetric)in radial direction

11、 towardsthe primary nodules，damaging them(-wedge 0 effect)The broken primary nodules are the-Chunky Graphite 0At the moment of the end of the solidification(TS01)，the process of formation of chunkygraphite is not completed yetThe nodules diameter increases continuouslyThe volume increase results ina

12、 burst of pressure which continues to damage，even in the solid state。the larger nodules，therefore the metal matrix is dynamicThe mechanical movement induced by the graphitic growth in the solid statefragments even more the existing graphite formations which ale already damaged in the mushy zoneIn th

13、esolid state the graphite growth is always accompanied to the contraction of austenite that increases the tensions during its transformationThus the formation of chunky graphite has to start in the mushy zone during the euteefic transformation and continues until the eutectoid transformation in the

14、solid stateTheformation of chunky graphite is due to a mechanical movement of the solid metal matrix and consists in adamage of the large fragile nodulesIt is well-known that cerium promotes the formation of chunky graphiteThe present work also links the excessive graphite expansion with the presenc

15、e of Ce in the central areas rich in segregated C in heavy section castingsKey words：wedge theory；chunky graphite；graphite expansion毫无疑问，石墨会在利于其生长的基面上形成。石墨以碎块状的形式生长不会是球化衰退的结 果，石墨在铁液中的自然生长是被普遍接受的IIt习。在碎块石墨形成的理论中，比较重要的有：“u，“，Wu and Loper(1983)，利用石墨在“C”轴上的择 优生长，解释碎块石墨的形成；Zhou，Sehmitz and Engler(1987)，解

16、释初生奥氏体枝晶间液相碳原子的 析出，最终在晶间碳浓度过高位置形成碎块石墨的理论；Gagn6 and Argos(1989)，螺旋位错作为基面 的晶体生长；Hhofuji and Uchikawa(1990)，“site理论”，镁蒸汽泡内石墨的生长；Rikard Kallbom，K Hamberg，MWess6n and L一EBjorkegren(2005)，提出碎块石墨是在共晶凝固早期，在石墨形成球状 之前形成的。很难想象通过一个实验用单一的步骤就可以阐述楔子理论的真实性，但是通过间接的实验来证 明楔子理论是可以想象的。理论概念首先要对物理和冶金现象进行一些阐述，近期的数学模型为理论 提供

17、了坚实的基础。下面将简单阐述：扩散和微观偏析，宏观偏析，石墨形核，石墨生长(膨胀)。1微观偏析微观偏析被称为“短距离偏析”，这种化学成分的不均匀性是发生在晶粒尺度上的。根据偏析的形 式可分为，晶内偏析，晶界偏析，晶间偏析。凝固过程中的微观偏析是溶质再分配的结果，它的产生是 由于溶质的微观扩散阁。对于共晶铸铁，特别是球铁，凝固开始于奥氏体枝晶的形核(虽然铸铁的化学 成分是共晶，但是由于凝固发生在不对称的情况下，即非平衡的条件下)Ol，各项异性的共晶生长，枝晶。_152_球g铸铁中碎块石墨”形成机理的楔千理论研究臂非常短最终的形状可以认为是球状与亚共晶凝同的螋氏体王枝晶jII比，共品奥氏体的主枝晶

18、上 旱现出很小的凸起而小是=次枝品，在最后的同相r-町以看到这个现象、如I钭I所示“等轴”枝晶随 着形核点的汇聚长大，形成r共A颗粒，首次纳的形核点有史多的时州长大，所以它们最终的Jt寸 最=，它们在共品颗粒的中心位置。在树枝品生K的过程c碳不断向液相排出枝品和结点蚀立增 长无相互作用碳被排到漓相中是由于碳在奥氏倬中溶解度的限制，硅的存在导致碳在奥氏体巾的溶 解度更低如图2所示闰1共品呃疋体品胞幽2硅含旦对哩凡体中碳溶解度的作用摹体化学成分巾的碳含量与奥氏体对碳的最大溶解度不同碳被排到液相中同液界面上会有富 集的碳?有许多的微观偏析模刑这里列m最重要的几个 ：f】=杆定律Seheil f194

19、2)、Br*ziy Flemings (1966)、ClyneKuH 11981)Ohnaka f1986)，Kobayashi 11988)NastaeSlefanescu(1993)。下面的例子利崩“杠杆定律f再分配的溶质浓度不足精确的浓度)计算了碳和硅n瞒铁If，的微观偏析，3 4C和24s，数学模型的方程式如下Q-k叫I(10+“J(1)式中：已为豫相中的c浓度，C为相应崮相分数(对应的C浓度为枝品(或共品团)中心溶质的浓 度枝品(或共品团)边界处溶质的浓度“，就是c的冉分dB系数(值为0497“阿3为c和s(k=1 6表1) 在一个舆氏体品胞中的微观偏析。C的偏析浓度随凝同分数越来越

20、高而s的偏析情况与c相反。因 此奥氏体晶胞中心的st浓度比外围的高。其他元素也如此如0、S N、A1、Si Mn等，都有不同的系数k(见表Ih不同的元素值不同偏 析的行为也不同，正偏析或逆偏析 k=I无偏析。kl负偏析，在桂品(或共品团)边界的浓度低于枝晶(或共品用)c，心的浓度。正偏析的元索有：c、M呲Cr V、M虬W P、S。负偏析的元素卉：s-Al、cu，c 0一图3中的例子，考虑硅的存在碳在奥氏体中的最大溶解度c1(见刚2)，可以得到如下的结果见 罔4当0100时C的最大溶解度为1 58其余的碳将被排到液相中j微观偏析对于楔子理沧非常重要凼为它解释r品胞边缘完好的部位，在石墨膨胀的过程

21、中奥氏体外壳会形成碎片缺陷的原凼。第十二届全国铸造年会暨201 l中国铸造活动周论文集图3 C和Si在同一个铸铁的奥氏体晶胞中的微观偏析：C=34，Si=24表1元素在铸铁中的偏析系数一鳓融岛“w79,con圆+sr 。池+臼1。” 一W烈耢1F c垡滂芦埘k蛾鹪 8照蠹，I哦扣出搀 照基21921Z是 C re!|octedirl q一一。h。101812J72151030201912681520393a202264153050钒2。15260153062隅230257154076l溉2-47253155092飙26725015611180290246157133F 903172J43157

22、160k篮350240158102图4奥氏体中碳的溶解度及排到液相中的碳。-154。-。球罢铸铁巾碎块6墨成机理的幔子理盹研究2宏观偏析宏观偏析作为一种长距离的偏析，是一种宏观尺度上的化学成分不均匀分布(整个铸件截面)：微 观偏析中提到溶质被排到液相中”1，蒲幢的重新分配将导致液体的垂直流动(罔5)。厦掖相和排到液 相中的元素密度的小阿引起，液体的流动不【i】K域温度的不、崭度的不同也是引起液体流动的原 吲，由于cLco溶质冉分配，Jj素小断被排到液相中，【q此动态流动确侏r溶质冉分配以后剩余镀相中化学成分的均一性(见旧6)但足随着热廿液相区域的不断缩小，元素的浓度不断增加特别是厚十夫部位，最

23、终形成了宏观r的化学成分不均匀。罔5凝同过程巾的液体流动H 6同液再处的溶质浓度蔗这种溶质排出的现象也发生存非金属化台物巾，如氧化物或硫化物，岂们也随着澉流运动。氧化 物和硫化物柱球墨铸铁中作为石罐球巾核质点的作用已撵被证明【6i嘲此作为最后凝固的热节部位会 富集石墨q傲的质电，排Hi到液相巾的非余属化台物(MgO、MgO：、MgS、CcO、CeS、ce矗。Ce20点、CaO、 cas)促进石最形桉伴随着高的碳浓度石暴沉秘更容易圜此体积膨胀更大，在凝|舌f过程十奥氏体壳 的塑性变形不断变大，这种变形甚至持续到共析转变完成3石墨形核石墨形棱已经进行r多年广泛的研究，有多种理范解释“墨彤棱“气泡理

24、论(Kaay i976)、石墨 理论(Eash194I J、Boylcs1947、Kayama 1979、nes“1983)、碳化硅理论两ang，1981)、Fredfiksson (1984)、盐类碳化物桉理论(Lux19641硫氧理论(Gadd 1984、Jacobs(1974)、Muzumdar(1972)、 Muzumdar(1973)、Nam(1970)、Sun(1983)LaIjc and Hitchings(1976)、Deuchler(1962)、Rosenstie L (1964)、Zeedijk(1965)、Jar(，h(1974)、硅酸盐形桉理论fSkalad1993)在

25、这些理论巾，最r泛接受的硅酸盐形棱理论(1993)由Sk 1 t】障上楗出，硫化物f口于石墨核心(图7)，直径大约O 3m，1一um大小的硫化物如图7所示。删_“忡忡“_ Ho。-_，I罔7复台的硅酸盐石墨形棱理论各种化台物的温度函数的吉布斯自由能方程如丧2所而，可以发现与硫亲和力较强的形成硫化 物的元素。由此可以得到Mn、Mg ca、这4个重要化学兀素彤成硫化物的古布斯f1由能与温度的埃155第十二届全国铸造年会暨2011中国铸造活动周论文集林厄姆图(见图8)，由于与其他硫化物对比，CeS形成所必需的吉布斯自由能较低，因此得出结论，在 同一个系统中，硫、铈、钙、镁、锰同时存在时，由于Ce与S

26、有较强的亲和力，硫化铈是第一个形成的化 合物。Ce与S的亲和力不仅大于Mg、Mn、Ca与S的亲和力，如图8所示，Ce也是目前所知的可用于冶 金的化学元素中与s亲和力最大的。表2各种硫化物的吉布斯自由能()=Gas-Solid【】=LiqIIid图8 Ce，Ca，Mg和Mn形成硫化物的埃林厄姆图近期在利用Ce对钢进行脱硫的研究中发现71，形成了CeS，CeS和Ce20：S化合物，直径在063一 170斗m。这些硫化物也会在铸铁中形成，它们的作用是为石墨沉积提供复合的硅酸盐层。图9为浇注 C含量365，Si含量255，Mg含量0038的80 mmx80 mill铸铁试块的微观组织，研究提高Ce和

27、S含量对增加形核数量的作用，可以从图上看出提高Ce和S的含量可以增加形核的数量，但是也促 使初生形核长得更大。硫化铈在石墨沉积的过程中还具有其它一些特性，见表3。除了具有熔点高于2 000(在铁液中以固态形式存在)的特性以外，硫化铈的密度与铁液很接 近(5 900 kgms)，悬浮于金属中并均匀分布在整块金属中。其他的硫化物(Mg,Ca，Sr，Ba的硫化物)则 由于密度与铁液密度不同而会上浮。显然，根据斯托克斯定律，硫化物颗粒上浮到液面上层需要大量的时间，但是球化处理时Mg蒸汽的搅动和铸造以后金属液的对流流动都将对硫化物上浮起到帮助 作用。关于使用稀土，“铈镧稀土合金”(MM，50Ce，25L

28、a，其它=镨，钕等)，在“球墨铸铁形核”的文章中(APS Cast Iron inoculation Conference，September 2930，2005，Sehaumburg，Illinois)，Skaland博士认_156_。矍兰矍兰尘：矍竺至量：兰些!矍竺翼三矍竺丝奎为，这些元素对于铸铁凝固过程中的石墨形核是十分重要的。该结论导致时硅酸盐理论的思考仅围绕 着Mg和Ca的硫化物展开分析，分析FeSiMg合金不加稀土或非常少量的稀土对铸铁进行球化。关于 石墨彤核的主要论点是，形成的硫化物支持了未来石墨的形核，对于Ce-S化台物的形成，众所周知ce促进了大型铸件厚壁处碎块石墨的形成。这

29、种现象很婀娃m目经常发生但是没有理论可以解释。豢斓翼a)C=0008s=0呻RI，)Ce=0012，s卸01 8(h)Ce=n 018s卸027图9通过增加n和S柬增加形桉数最表3各种藏化暂的熔化温匿和街度匦f蒋硪到u117、!，生到爱第辅母幽铸遗年会妊2011巾lq铸造活动周沦空集f初生i$球#一挑石$球hlM种6墨的撒观显示(凝同后期残余液相中围绕在晶粒边界的=次石墨球目11初生打墨球”一扶】$球的微观“在TElow和FEhi对1之问的时间，形棱停止，但屉韧生彤核形成了奥氏体晶胞，自由长大(晶粒之 问没有接触1两种石翠肜核的驱动力来源干扣州的现象：由于晚氏体中碳溶解度达到饱和，有碳被排 到

30、液相中(微观偏析)，还存“、如的硫化物咀被排到液相中众所周知，在光学显微镜看到的石墨球直径取决于样研制备时的切割而(图】2)，石墨球在奥氏体品胞边界的排列(闰1l b1显月i两代石墨形桉和长大发生在小同的时刻，长大的时间也不同。舟12试样制备时切割的不同平i对应的6墨球直释由于(M、ca、ce】硫化物在凝捌过程t一被排到液相中，导致了凝同后期形成了大最的小的核心质 点。而R有单一的原子也苣接偏析(如原子半径比较大的ce或S，k=0012141，也被排14液相中)。这些 化学元素一旦排到液相中就成为了i次石墨形桉质点。偏析的元素可眦形成化台物，形成新的质点包 含了偏析m来的强珠光体促进元素：B-

31、、sb、sn、Mo、T，、cr等这种现象解释fd的石墨球区域珠光体 大醋肜成的原日c圄I孔通过图13b可以清楚地看到不同的化学成分，碳的偏析和碳化物、珠光体的偏析以丑硅的负偏 析，基体中Si的含量为2 52，I利中Si的音量分别为045和0 57。表4是图13中铸铁的化学成 分，表4圈l坤铸铁的化学成分wd*oE灞球帱铁中碎块i$”形成机目的楔子理论研兜渊黼囊粼 再麟“席化物和珠光体元索的倔析彻ED$分析品界处的化学元素罔13初始石墨形棱和=趺i旱形核图13a中初生石墨球 a的周围沿着晶界有规划地排列着14个二次石墨球。州代的石墨球必须 从宏观尺度，铸件整体进行分析。由于热梯度不同，残余液相中

32、奥氏体晶胞和基体的化学成分小同，在 不同时刻达到形核温度。化学成分的差异很明显，如图I 3b中所_；，碳和碳化物以及促进珠光体形成 元素的直接偏析负偏析的s含量分别为0A5和O 57，可以清楚地看到。5石墨长大(膨胀)第一份石墨形校示意图是DD Doubte andHellawell1974绘制的(固14神“”，微观上锥形螺旋 型生长的阐述似乎是正确的，图14b。另一方面，石墨核的长大是如Kar*ay和mlt认为的。由外向内 生长，还是如Skaland和其他人认为的，由内向外生长，此问题相关的研究如下黪b)石墨核锥形螺旋长大的、意訇(b)直稃凡约50擞米的石墨球，锥形螺旋汇聚的方向或自中。向外

33、k的方向 图14石墨生氏的自然锥形螺旋结构第t=“皂崮铸造午会暨201l中目铸碴*动周论史非如hn A Jmzczaka与合作者在“自然彤成的石墨锥”中指出，DD Double与A Hellawall的锥形 螺旋模型是舍理的(图15一图l鳓，即使生长方向是向着锥形的尖顶，这似乎证实了SKarsy的“气泡 理论”吲Jf进一步发展了Itofuji的“Site Theoty”2”理论。田15石墨的生妊，锥形螺旋模型金 酚圈16石景锥形螺旋生长的模JohnA鸯一J脱faCarbon4120031非常有趣的是，在自然界中发现r与右墨生长类似的锥形螺旋模型相似的生长形式，西兰花的生 长(图19)也许在未米

34、，我们会发现这两个增长机制的共同要素，从而简化上述对象的研究(研究对 象具有两兰花的尺寸可能更容易研究)，可“在常温下分析其生长过程中的所有物质，这在目前是不 町能的，因为百墨球的生长在温度高于i 100的石墨铸铁中。j蟪蓬l乞(b)(c)H)(e)(0日17 d墨锥形螺旋生长i意罔球墨铸铁巾碎块a氍”形成机理的楔理论究翻h)(b)fc)周18 69球过锥形螺旋生妊形志d；意同(a)(oJ月19石8镕蟛螺旋生长模(与自“花之目白勺相似之m干c】在共品凝同过程中石墨球被奥氏体包嗣，碳从液体中通过奥氏体壳的扩散使石墨长大 Svenn和W删en制定丁石墨的生K方程遗憾的是+生长方程建立在许多限制性假

35、设的基础上 “在凝固过程中兜氏体和白墨半径之M的比例保持24不变。”孥=28710-H坚Re,耻24df7”其巾：dHGrdt为石墨球的生长速率(mk)，AT为过冷度(。c)，R凸为石墨球半径(L叫R，为奥氏体 壳半径fv+m)利用Svensson和Wessen的模型w，铸铁的化学成分如表5所不，在凝崮过程巾的温度变化曲线 通过热分析工具ATAS记录下来一Novaeast,瑞典，圈20是将数据输热分析软件ATAS模拟石 墨的生长。表5分析铸铁的化学庙分w共品凝同时(再=qEIow)i殳有初生奥氏悼(枝品)，输入RGmIlLm。凝嗣结束时磁=6729m和RG仁28 04m。换句话说，1 mm2大

36、约有64个共晶晶柱，古有“颗符墨球f1000rm(67 29x 2)r， 矾个石墨球根据I L Behran San h z和DM St fa scu的模型u，其中一个共晶晶粒中包含多个奥 考虑Ch8rbo rtRapp“提出的凝固模型 l，其巾每个石墨球对应一个共晶晶粒，或少于“个品粒，但有氏体棱心(罔21)。石墨核心数，来自于算法的最大值，与浇注测试的快速样杯4010的冷却速率相关，在线检测热分 析仪将冷却速率记录下来。这种情况对应的是理论最大核心数量，屉在完全整齐排列情况F的核心数 量。利Jj光学屁微镜观察试样中心部位发现，每平方毫米约为275个核心，比理论的计算值大4倍以上然而，Sve

37、nsson和Wessen的模型是正确的，世它仅适片j于在过冷度下的形核，第-t蟛棱，而且是过冷后共品晶粒长到相互接触为止，此后R2 4R的比倒是不正确的，崮为兜氏体壳开始产生塑性变形，同时石瞿球直径不断增大，16l第1届全Iq铸造下会暨2011巾同铸遗活动圳汜史集斟20将数据输人热分析轼件ATAS4)摸拟“的k肼(harbonRappaz篇鬻搿警勰搿粼等品：苗嚣黯蠕帅卿BetlnlnSanchezSlefenescu阁2f共品复台的形棱毕长模二次生核解释r为什么在陕速样杯中每、F方毫米不是计算 的“个石墨球($vensmn和Wesmn的模型 )而是超过了275个fi墨球，在实际凝删中+d壁球的

38、分布并不是完美的排列(围22)奥氏体品胞也是不规则的(图22b)在 球墨铸铁巾，幽墨球是在镁的氧化物和硫化物夹杂r形核的，接着，碳开始通过熔体扩散到石墨核心 上沉1荨!促使打墨球长1=，在菜日刻行墨球被奥氏体壳包嗣，这就恿咔着石墨球后续的长大需耍碳通垂嚣瓣J0jjj。1 c二、j瓣嚣：强鏖吞、蕾豁：器弱曼罢裔 嚣：嚣一、刚、堡罗a)馓聪“、意图(h)百墨玑积 圈22球铁凝罔址程cI，石墨球的分市球墨铸铁中“碎块石墨”形成机理的楔子理论研究过奥氏体壳扩散。由于碳在奥氏体中的扩散速度比在液相中低，因此石墨球的生长速率逐渐降低。此 外，在共晶长大时，奥氏体壳的厚度也在增长，这更降低了石墨球的生长速率

39、。这时，在凝固过程中，新 的石墨核心开始形核。但是，由于小的石墨球生长速率高，因此在凝固结束时小的石墨球会非常少阎。6碎块石墨的形成DStefanescu博士l-懈释说，灰口铸铁凝固与球墨铸铁凝固是完全不同的，如图23所示【l】，所以这 两种情况在宏观层面上应该不同对待。lJ-出pph-e细疆却k拍州Itrailm图23逐层凝固和球铁的凝固机制示意图灰铸铁具有比球墨铸铁更高的热传导率。这意味着，熔体在铸型界面能快速凝固结壳并且很快地 向液相推进，内部熔体的热量可以毫无困难地通过凝固的壳向铸型传导。当熔体的热中心达到 TELow，随着初生石墨的长大，潜热开始大量释放(再辉)，内部压力开始增加，外

40、围的壳具有相当的硬 度不会发生变形。因此，压力使得存留的液体被压入奥氏体枝晶间抵消了凝固的收缩。因此，灰铁铸件 不需要大的补缩系统。球墨铸铁比灰口铸铁的导热系数低。熔体在铸型界面结壳，但是不能以灰铁一样的凝固速度向液 相推进。低的导热系数意味着热量不能连续地向铸型导出，累积的热量会使固相外壳发生重熔。然后， 凝固过程重新开始，按照此顺序，可能会重复多次，直到内部温度降低到外壳接收到的热量与其传递 到铸型上的热量相等为止，此时外壳才能保持住固态。石墨在熔体中膨胀的重要一步，产生很大的压 力可能使较薄的、硬度不够的凝同的外壳发生变形，而使铸件外部尺寸变大。液体没有被压入奥氏体 枝晶之间，因此在凝固

41、过程中奥氏体枝晶间会形成显微缩孔。对于薄壁铸件自补缩是有效的，铸件中 心和铸型之间的温度梯度迅速地降低，而在厚截面处温度梯度仍然很高，外围固相壳需要有足够高的 强度才能保证在中心的金属液凝固发生石墨膨胀时，铸件不会发生变形。这对解释碎块石墨的形成是 非常重要的。两种类型铸铁的导热系数的区别也可以清楚地从热分析系统中看到。在ATAS系统中，与1l 对应的(一阶导数，图24)冷却速率的角度，是一个间接测量导热的系数。这项热分析的参数被称为 GRF2(石墨因子2)。GRF2的数值与导热系数成反比，这样就可以观察到灰铸铁具有较高的热导率 (图24)。在微观上，凝固过程面对的是两个对立的现象：石墨的长大

42、(膨胀)，石墨球周围奥氏体 的凝固收缩。像所有的固体一样，奥氏体外壳有一些缺陷(图25)，如在从液相向固相转变过程中并人的一些 微观非金属夹杂以及如晶体结构的缺陷：点缺陷(空位一Schottky和Frenke缺陷，间质性或替代原子， 图25 a)，线缺陷(刃型位错和螺型位错，图25b)，平面或空间的缺陷(KochCohen缺陷集群，图25e)唧。-163。_第十=腽q铸造年仑暨201 I中国礴造活动周论文集(a)M铁目球铁的冷却曲线m)M种铸铁的砖却连市 罔24从铣和球铣的冷却曲线皿冷却速率卜、露国莺h0fa)点缺硝线缺陷(形位错和螺旋位错1k)Kh-Cohen集群懿陷 嘲25奥体外壳上的些缺

43、路一方面石墨体积的增加，另一方面奥氏体收缩因此在新形成的同相中产生了张力，这些张力产 生的两个现象(石墨体积增打H，奥氏体收缩)最终使奥氏体壳上具有晶体结构缺陷的部位发生径向裂 纹奥氏体壳破坏rf口是还没有崩溃奥氏体晶粒在残余熔体中越来越接近时，含有丰富的碳和非金属夹杂物(氧化物和硫化物)的“杀 手”质点开始了次生棱_敬生核的发展与初生品核的发展相同，但数量更多(由于液体小硫化物和 偏析出的碳非常卞富)。“杀手”石墨球被竖氏体包围，奥氏体在其与碳靠近的部位在体积收缩和石墨膨胀的作用下破裂。 “杀手”品粒内石墨的体积膨胀推动了罔绕在其周围的奥氏体品胞，由此推动奥氏体的碎片沿径向方 向进人到初牛墨中、破坏了初生百墨球(“楔子”效果)在图26中，这种班象是非常少的，初生石墨 球的破坏最小，但是这种情况