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王启恒
(东风活塞轴瓦公司)
[摘要] 影响铸铁金相组织的因素很多，但最主要的是化学成份、冷却速度、孕育剂及孕育处理工艺等要素。本文仅就如何选择与控制化学成份、冷却速度、孕育剂及孕育处理工艺等方面来阐述获得铸铁活塞环优质金相组织的方法。
1  前言
众
所周知，活塞环是发动机的关键零件之一，它处于高温、高压、高速状态下工作。要求它具有良好的力学性能及物理性能，以确保其使用性及安全可靠性。为此，对
其金相组织提出了特殊而严格的要求：石墨为星形，中细片状或菊花状，分布均匀并具有适当的隔离度，工作面的过冷石墨是不得超过金相试样视场面积的35％，
其E型石墨不允许超过视场面积的5％；基体组织应为索氏体型珠光体或细片状珠光体(珠光体片间距应≤O.6mm)或针状组织，不允许有粒状珠光体、游离渗
碳体及莱氏体，工作面内的游离铁素体量不允许超过金相试样视场面积的3％；磷共晶应为单个细小块或呈细小继续网状，分布均匀，其网孔最大两孔直径不允许大
于O.30mm，不允有严重枝晶状和严重聚条状磷共晶。单个磷共晶的最大面积应小于1000mm2，其最大链长据成品环的断面系数来定一般为150mm左
右。允许有一小块磷共品复合物存在，但其中的碳化物的最大长度不允超过30mm，其面积总和不允许超过300mm²。影响铸铁活塞环金相组织的因素很多，笔者认为其中最主要的是化学成份、冷却速度、孕育剂与孕育处理工艺等，本文力图从这几方面阐述获得铸铁单体铸造活塞环段优质金相组织的方法。
2  化学成份对铸铁金相组织的影响
在
一般情况下，当铸件的壁厚一定时，化学成份对铸铁金相组织起着决定性的作用。不同的元素对铸铁的石墨与基体组织的影响也不同，有些元素能溶于α和γ铁中减
低了碳在铁中的溶解度，促使石墨析出，而另一些元素与其它元素化合成化合物作为石墨结晶核心促进石墨化，还有些元素是石墨化的。有些元素可强化基体，使铸
铁的力学性能与物理性能提高，而有一些元素促进铸铁的铁素体或磷共晶含量增加，使其力学性能与物理性能下降。为获得铸铁优良的金相组织，建议用优先法设计
出理想的优化成份并严加控制。
2.1  碳与硅
硅能把共晶和共析点移向温度较高及碳量较低的位置，提高共
晶与共析温度，降低碳在液相和固溶体中的溶解度。当含碳量一定时，含硅量高的铸铁更趋向于共晶，因此硅是促进石墨化元素，当硅量小于3.5％时是极强的石
墨化剂，随其含量增加而减弱，当含硅量增至10％时铸铁就全为白口。碳也是石墨化元素，随着含碳量的增加，碳以自由状态析出的过程更便于进行，这是因为碳
原子的增加增强了碳原子间的结合力，形成大量的石墨核心促进石墨化。
合金铸铁环，是一种高碳高硅的多元素合金铸铁，其碳硅含量依据活塞环
的断面数大小而定，一般碳含量在3.65%～4.00％，硅含量在2.60%～3.00％之间，碳硅含量太高或太低都是不适宜的。当碳硅含量过高时石墨粗
化而易形成偏析；使其分布不均匀，石墨量太多，石墨长度及铁索体含量可能超标；当碳硅含量太低时又可能造成过冷石墨含量超标或产生游离渗碳体。铸铁活塞环
不但要控制含碳硅的多少，而且还应控制碳与硅的比例。
2.2  锰与硫
锰是中等碳化物元素，其含量小于1.5％时反石墨化能力较弱。锰在铸铁中还起着特别有利的作用，锰与硫化铁之间能发生可逆反应：         FeS+Mn≒MnS+Fe,MnS
一
部分上浮为渣，另一小部分作为石墨核心，促进石墨化。一定量的锰还可改善铸铁的基体组织，提高铸铁的物理性能和力学性能。经典理论认为硫在钢铁中是有害元
素。但笔者在实践中发现铸铁中含一定量的硫，对提高孕育效果是有益的，特别是用含锶硅铁作孕育剂效果更明显。由于铸铁熔炼设备与工艺的改进，铸铁熔炼过程
中增硫的可能性极小。当原生铁中含硫量太低，用工频感应电炉熔炼时，在熔炼过程中可适当添加些硫元素，以提高孕育效果。活塞环铸铁中的含硫量控制在
O.10％左右是适宜的，不会有不良影响。
2.3  磷
磷在液态铸铁中，能使共晶点向温度较高和含碳量较
低的方向移动，同时降低共晶转变温度与液相线温度，提高铁水的流动性，增强填充能力。在固态铸铁中磷的溶解度是有限的，随着其含碳量与温度的降低而减少，
当磷超过溶解度时，就会形成三元磷共晶。在活塞环铸铁中必须含有适量的磷，以提高铁水的流动性和形成高硬度的二元磷共晶使其具备良好的耐磨性能。活塞环铸
铁的含磷量一般在O.30％～0.50%之间。含磷太低时，铁水流动性差，而二元磷共晶含量少耐磨性差；含磷太高时又会形成三元磷共晶或量多块度大的磷共
晶复合物，使零件脆强度低容易断裂。
2.4  钨、钒、铬、钼
它们在铸铁中有极小的溶解度，也能与渗碳体形成固溶体，它们与碳的化合能力远大于与铁的化合力，随着含量增加可形成特殊碳化物，如Mo、c、WC、VC等或形成稳固的渗碳体的固溶体，如(Cr,Fe)₇C₃等，
它们促使碳成化合状态存在，强烈地反石墨化。当铸铁中含钨钒铬钼量较少时，使铸铁的珠光体组织呈细致的索氏体状，铸铁的致密度增加强度提高。活塞环铸铁中
一般含W在0.35％～O.50％、V在0.15％～0.30％、铬Cr在O.15％～0.40％、Mo在0.15％～O.40％之间即可起合金化作用，
既能强化基体又不会产生阻碍石墨析出的现象。
2.5  镍、铜、钴
这些元素能溶于铸铁的液态和固态中，与铁形成置换固溶体，减低Fe和C的结合力，促使Fe₃C
分解，促进石墨化，但石墨化能力比Si弱得多。这些元素在铸铁中一般很少单独应用，都是与其它元素配合使用，以促进铸铁的石墨化并强化基体，获得细密的珠
光体组织从而提高了铸铁的力学性能与物理性能。到目前为止Ni、Co用于活塞环铸铁的还不多，Cu与Cr、Mo及V、Ti配合用于制造简体和单体铸造活塞
环的生产都有。
2.6  确定铸铁活塞环化学成份的原则
铸铁活塞环的种类很多，有普通铸铁环、合金灰铸铁
(低合金、中合金、高合金)环、可锻铸铁环、半可锻铸铁环、球墨铸铁环等。这些铸铁材料除可锻与半可锻铸铁环外，其它几乎都是高碳高硅多元素合金铸铁。活
塞环铸铁化学成份确定的主要原则是：根据发动机性能、用户的具体要求、成品环的断面系数大小、原材料来源难易程度及价格、铸造及热处理工艺方法等来确定，
以保证生产出力学性能与物性能都优良的活塞环。
3  冷却速度对铸铁金相组织的影响
铸铁液在结晶期间，冷却速度对铸铁组织具有极大的影响、变化冷却速度可以在较大的范围内获得各种组织。当化学成份相同时，采用不同的冷却速度就可以获得不同的金相组织。铸铁在铸型中的冷却速度主要受浇注温度、热力学常数、铸件壁厚的影响。
3．1  浇注温度
当铸铁液的化学成份、过热及保温时间一定时，适当地提高浇注温度可使铸型的温度相应提高，铸件的冷却速度也相应地下降，在一定程度上促进了石墨化。
3．2  热力学常数
铸件浇注后在砂型中的冷却速度可用下式表示：
dt/dτ=α/Rdc(t_浇-t_型)
式中：t_浇一t_型为浇注温度与砂型的平均温度之差；
α为铸型(砂型)的散热系数，单位是卡／厘米²·秒·摄氏度；
d为金属的密度，单位是克／厘米²；
C为金属的热容量，单位是卡／克·摄氏度；
R为铸件的换算厚度，单位是厘米。
从
上式可知铸件的冷却速度与金属和铸型的温度差有关，与铸件的换算厚度成反比，与铸型的散热系数成正比。活塞环是一种结构简单、重量轻、换算厚度小的铸件，
一般采用潮砂型叠箱单体铸造，需用较高的浇注温度，才能获得完整轮廓清晰的铸件，因此冷却速度是比较大的。提高铸型的平均温度与降低铸型的散热系数，是控
制活塞环铸件冷却速度的关键。
3.3  铸件壁厚
铸件壁厚是决定铸件冷却速度的重要因素。当铸件壁厚大时，其冷却速度就慢，壁厚薄时，其冷却速度就快。因此根据铸件壁厚来选择适当的化学成份与浇注温度，是获得优良金相组织的又一设计原则。
从
上述讨论中可知，只要浇注温度、热力学常数、铸件壁厚一定时，冷却速度的变化不会很大，铸件的金相组织是比较稳定的。就活塞环而言，某一机型的活塞环，其
厚度是一定的。浇注温度是可以严格控制的。造型材料与型砂的含水量，金属材料等都有固定的技术要求，只要严加管理与控制，热力学常数的变化也不会太大，冷
却速度应是比较稳定的，不会对金相组织造成大的影响。
4  孕育剂与孕育的处理
在铸铁液中加入适量的孕育
剂，增加铁液中的结晶核心。减少过冷度，细化组织，改善石墨形态及分布，防止产生大量的过冷石墨和麻口组织，阻止石墨粗化，抑制游离铁素的析出及磷共晶粗
化与偏析，从而改善和提高铸铁的力学性能和物理性能。原铁水中的含硫量及所加孕育剂的种类、化学成份、粒度、加入量、加入方法等都与孕育效果有密切的关
系。
4.1  孕育剂
孕育剂的种类很多，各类的作用与效果也各异，主要有促进石墨化和强化基体两大类。我
厂采用的是含锶硅铁，它具有消除白口能力强、能改善石墨组织、收缩敏感性小等特点。其主要化学成份：73％～78％Si、
O.6％～1.O％Sr、<O.5％Al、<0.l％Ca、<1.0％Mg、其余为Fe。
根据浇包容量及浇注温度确定孕育剂的粒度大小；当用35kg浇包，浇注温度为1380℃左右时，孕育剂的粒度为1mm～6mm是适宜的。
根据铸件的壁厚或铸件的断面系数大小以及铁中含硅、硫量的情况确定孕育剂加入量。活塞环铸铁孕育剂加入量一般为0.3％～0.5％，加入量太少或过量都是不宜的。
4.2  孕育处理
孕育处理是获得优质金相组织的重要手段，其方法很多，以既保证孕育效果又便于操作为原则。如果用工频炉熔炼活塞环铸铁，在出铁水前应把炉内漂浮的溶渣除尽后加入适量的覆盖剂，出铁水时将孕育剂随铁水流冲入浇包内。经多年的实践证明此法是可行的。
5  结论
5.1
当铸件的断面系数一定时，铸铁的化学成份是影响金相组织的主要因素。当石墨化元素太低或碳化物合金元素太高时，会产生过冷石墨和游离渗碳体；当石墨化元素
太高或碳化物元素太低时，珠光体片间距大，石墨粗化。在生产过程中应根据活塞环断面系数大小、设计合理的化学成份并严格控制。
5.2 冷却速度对活塞环的金相组织有一定的影响，只有在生产过程中严格控制浇注温度、原材料的质量及型砂的含水量与有关性能，才能得到优良的金相组织。
5.3孕育剂好坏与孕育方法正确不正确是影响活塞环金相组织的关键因素。精心选择品种好与质量优的孕育剂；严格控制孕育剂加入量与孕育处理工艺，是获得优质金相组织的重要措施之一。
 
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按工艺目的不同，铸铁热处理主要可以分为以下几种：
(1)去应力退火热处理；
(2) 石墨化热处理；
(3) 改变基体组织热处理。
本章简要介绍上述热处理工艺的理论基础和工艺特点。
第一节 去应力退火热处理
去
应力退火就是将铸件在一定的温度下保温，然后缓慢冷却，以消除铸件中的铸造残留应力。对于灰口铸铁，去应力退火可以稳定铸件几何尺寸，减小切削加工后的变
形。对于白口铸铁，去应力退火可以避免铸件在存放、运输和使用过程中受到振动或环境发生变化时产生变形甚至自行开裂。
一、铸造残留应力的产生
铸
件在凝固和以后的冷却过程中要发生体积收缩或膨胀，这种体积变化往往受到外界和铸件各部分之间的约束而不能自由地进行，于是便产生了铸造应力。如果产生应
力的原因消除后，铸造应力随之消除，这种应力叫做临时铸造应力。如果产生应力的原因消除后铸造应力仍然存在，这种应力叫做铸造残留应力。
铸
件在凝固和随后的冷却过程中，由于壁厚不同，冷却条件不同，其各部分的温度和相变程度都会有所不同，因而造成铸件各部分体积变化量不同。如果此时铸造合金
已经处于弹性状态，铸件各部分之间便会产生相互制约。铸造残留应力往往是这种由于温度不同和相变程度不同而产生的应力。
二、去应力退火的理论基础
研
究表明，铸造残留应力与铸件冷却过程中各部分的温差及铸造合金的弹性模量成正比。过去很长的时期里，人们认为铸造合金在冷却过程中存在着弹塑性转变温度，
并认为铸铁的弹塑性转变温度为400℃左右。基于这种认识，去应力退火的加热温度应是400℃。但是，实践证明这个加热温度并不理想。近期的研究表明，合
金材料不存在弹塑性转变温度，即使处于固液共存状态的合金仍具有弹性。
为了正确选择去应力退火的加热温度，首先让我们看看铸铁在冷却过程中应力的变化情况。图1是用应力框测定的灰铸铁冷却过程中粗杆内应力的变化曲线。
图1  灰铸铁应力变化曲线
在a点前灰铸铁细杆已凝固完毕，粗杆处于共晶转变期，粗杆石墨化所产生的膨胀受到细杆的阻碍，产生压应力，到达a点时，粗杆的共晶转变结束，应力达到极大值。
从a点开始，粗杆冷却速度超过细杆，二者温差逐渐减小，应力随之减小，到达b点时应力降为零。此后由于粗杆的线收缩仍然大于细杆，加上细杆进入共析转变后石墨析出引起的膨胀，粗杆中的应力转变为拉应力。
到达c点时粗杆共析转变开始，细杆共析转变结束，两杆温差再次增大，粗杆受到的拉应力减小。
到达d点时，粗杆受到的拉应力降为零，粗杆所受到的应力又开始转变为压应力。
从e点开始，粗杆的冷却速度再次大于细杆，两杆的温差再次减小，粗杆受到的压应力开始减小。
到达f点时，应力再度为零。此时两杆仍然存在温差，粗杆的收缩速度仍然大于细杆，在随后的冷却过程中，粗杆所受到的拉应力继续增大。
从
上述分析可以看出，灰铸铁在冷却过程中有三次完全卸载（即应力等于零）状态。如果在其最后一次完全卸载（即f点）时，对铸件保温，消除两杆的温差，然后使
其缓慢冷却，就会使两杆间的应力降到最小。对灰铸铁冷却过程中的应力测定表明，灰铸铁最后一次完全卸载温度在550～600℃。这与实际生产中灰铸铁的退
火温度相近。
三、去应力退火工艺
为了提高去应力退火的实际效果，加热温度最好能达到铸件最后一次完全卸载
温度。在低于最后一次完全卸载温度时，加热温度越高，应力消除越充分。但是，加热温度过高，会引起铸件组织发生变化，从而影响铸件的性能。对于灰铸铁件，
加热温度过高，会使共析渗碳体石墨化，使铸件强度和硬度降低。对于白口铸铁件，加热温度过高，也会使共析渗碳体分解，使铸件的硬度和耐磨性大幅度降低。
普
通灰铸铁去应力退火的加热温度为550℃。当铸铁中含有稳定基体组织的合金元素时，可适当提高去应力退火温度。低合金灰口铸铁为600℃，高合金灰口铸
铁可提高到650℃。加热速度一般为60～100℃/h。保温时间可按以下经验公式计算：
H＝铸件厚度/25＋H'，式中铸件厚度的单位是毫米，保温时间的单位是小时，H'在2～8范围里选择。形状复杂和要求充分消除应力的铸件应取较大的H'
值。随炉冷却速度应控制在30℃/h以下，一般铸件冷至150～200℃出炉，形状复杂的铸件冷至100℃出炉。表1为一些灰铸铁件的去应力退火规范，供
参考。
表1 一些灰铸铁件的去应力退火规范
铸件类别
铸件质量
t
铸件
厚度
mm
热处理规范
装炉温度℃
加热速度℃/h
退火温度℃
保温时间h
冷却速度℃/h
出炉温度℃
鼓风机机架等具有复杂外形并要求精确尺寸的铸件
＞1.5
＞70
200
75
500～550
9～10
20～30
＜200
40～70
200
70
450～500
8～9
20～30
＜200
＜40
150
60
420～450
5～6
30～40
＜200
机床床身等类似铸件
＞2.0
20～80
＜150
30～60
500～550
3～10
30～40
180～200
较小型机床
铸件
＜0.10
＜60
200
100～150
500～550
3～5
20～30
150～200
筒形结构简单铸件
＜0.30
10～40
90～300
100～150
550～600
2～3
40～50
＜200
纺织机械等小型铸件
＜0.05
＜15
150
50～70
500～550
1.5
30～40
150
普通白口铸铁去应力退火的加热温度不应超过500℃，高合金白口铸铁由于其共析渗碳体稳定性好及铸造应力大，其加热温度一般远远高于普通白口铸铁，可达800～900℃。表2给出了两种高合金白口铸铁的去应力退火规范，供参考。
表2  两种高合金白口铸铁的去应力退火规范
铸铁种类和成分
加热速度
退火温度
保温时间
冷却速度
高硅耐蚀铸铁
（C 0.5～0.8％，
Si 14.5～16％，
Mn 0.3～0.8％，
S ≤0.07％,
P ≤0.1％或
Si 16～18％）
形状简单的中、小件≤100℃/h
850～900℃
2～4h
随炉缓慢冷却
（＜30～50℃/h）
形状复杂件：浇注凝固
后，700℃出型入炉
780～850℃
2～4h
随炉缓慢冷却
（＜30～50℃/h）
高铬铸铁
（C 0.5～1.0％，
Si 0.5～1.3％，
Mn 0.5～0.8％，
Cr 26～30％，
S ≤0.08％，
P ≤0.1％或
C 1.5～2.2％，
Si 1.3～1.7％，
Mn 0.5～0.8％，
Cr 32～36％，
S ≤0.1％，
P ≤0.1％）
  500℃以下：20～30℃/h，
500℃以上：50℃/h
820～850℃
H＝铸件壁厚/25，h
随炉缓慢冷却
（＜25～40℃/h）
至100～150℃出炉空冷
第二节 石墨化退火热处理
石墨化退火的目的是使铸铁中渗碳体分解为石墨和铁素体。这种热处理工艺是可锻铸铁件生产的必要环节。在灰铸铁生产中，为降低铸件硬度，便于切削加工，有时也采用这种工艺方法。在球墨铸铁生产中常用这种处理方法获得高韧性铁素体球墨铸铁。
一、石墨化退火的理论基础
根据相稳定的自由能计算，铸铁中渗碳体是介稳定相，石墨是稳定相，渗碳体在低温时的稳定性低于高温。因此从热力学的角度看，渗碳体在任一温度下都可以分解为石墨和铁碳固溶体，而且在低温下，渗碳体分解更容易。
但
是，石墨化过程能否进行，还取决于石墨的形核及碳的扩散能力等动力学因素。对于固态相变，原子的扩散对相变能否进行起重要作用。由于温度较高时，原子的扩
散比较容易，因此实际上渗碳体在高温时分解比较容易。尤其是自由渗碳体和共晶渗碳体分解时，由于要求原子做远距离扩散，只有在温度较高时才有可能进行。
    1.石墨的形核
对于可锻铸铁，渗碳体的分解首先要求形成石墨核心。
在固相基体中，石墨形核既要克服新相形成所引起的界面能的增加，同时又要克服石墨形核时体积膨胀所受到的外界阻碍，因此其形核比在液态时要困难得多。由于在渗碳体与其周围固溶体的界面上存在有大量的空位等晶体缺陷，石墨晶核首先在这里形成。
在渗碳体内，尽管也可能存在有晶体缺陷，但是由于石墨形核会引起较大的体积膨胀，而渗碳体硬度高，体积容让性差，必然会对此产生巨大的阻力，从而阻碍石墨核心在其内部形成。
在实际生产中，铸铁内往往存在有各种氧化物、硫化物等夹杂物。其中一些夹杂物与石墨有良好的晶格对应关系，可以作为石墨形核的基底，减小了由于石墨形核所造成的界面能的增加。因此在实际条件下，石墨形核要比理想状态容易些。
对于灰铸铁和球墨铸铁，石墨化过程不需要石墨重新形核。
    2.高温石墨化过程
高温石墨化的主要目的是使自由渗碳体和共晶渗碳体分解。如果把含有渗碳体的铸铁加热到奥氏体温度区域，石墨的形核则发生在奥氏体与渗碳体的界面上。石墨形核后，随着渗碳体的分解，借助于碳原子向石墨核心的扩散不断长大，最终完成石墨化过程。
需
要指出的是，对于可锻铸铁而言，其铸态组织是按亚稳定系凝固而成，其中奥氏体相对于稳定系奥氏体呈碳过饱和状态，石墨化后，奥氏体中碳浓度也要发生变化。
石墨化完成后，铸铁的平衡组织为奥氏体加石墨。如果此时将铸铁缓慢冷却，奥氏体将发生共析转变，其转变产物是铁素体和二次石墨，铸铁的最终平衡组织为铁素
体加石墨。
    3.低温石墨化过程
低温石墨化是指在A1温度（720～750℃）以下保温的石墨化过程。可分为两种情况：
一种是铸铁经过高温奥氏体化后再进行低温石墨化处理；
另一种是铸铁不经过高温奥氏体化，而仅加热到A1温度以下进行低温石墨化。
前者的目的是使奥氏体在共析转变时按稳定系转变为铁素体和石墨。后者不形成奥氏体，共析渗碳体直接分解为铁素体加石墨。
如
前所述，从热力学条件看，在低温下石墨化是可能的。此时关键的问题是碳原子的扩散。在低温下，碳原子本身的扩散能力很低，加之铁素体溶解碳的能力很小，碳
原子的扩散比较困难，主要通过晶粒边界和晶体内部缺陷进行。因此，要提高低温石墨化的速度，关键是减小碳原子的扩散距离。细化铸态组织，增加晶界，增加石
墨核心是减小碳原子扩散距离的有效措施。
二、石墨化退火工艺
     1.铁素体（黑心）可锻铸铁的石墨化退火工艺
图2  铁素体可锻铸铁退火工艺图
图2所示，黑心可锻铸铁的石墨化有五个阶段：
(1) 升温；
(2) 第一阶段石墨化；
(3) 中间阶段冷却；
(4) 第二阶段石墨化；
(5) 出炉冷却。
表3为一些典型可锻铸铁件石墨化退火实例，供参考。
表3  一些典型可锻铸铁件石墨化退火实例
产品名称
铸铁牌号
化学成分
％
孕育剂
％
退火炉
退火规范
汽车底盘零件
KTH350-10
C 2.5～2.7，
Si 1.3～1.6，
Mn 0.35～0.5，
P 0.05～0.07，
S＜0.15
B 0.002
Bi 0.006
Al 0.008
25t升降式电炉
汽车拖拉机铁道等零件
KTH350-10；KTH370-12
C 2.3～2.6，
Si 1.5～2.0，
Mn 0.4～0.6，
P ＜0.12，
S 0.15～0.20
Bi 0.006～0.01
Al 0.008
连续式火焰隧道炉
阀门、手扶拖拉机零件
KTH350-10
C 2.3～2.7，
Si 1.14～1.36，
Mn 0.3～0.4，
P ＜0.1，
S 0.07～0.09
Al 0.015
－
－
σ_b330～400MPa；δ8％～20％；120～163HBS
C 2.65～2.80，
Si 1.5～1.7，
Mn 0.4～0.6，
P ＜0.1，
S ≤0.20，
Cr ＜0.06
－
锌气氛燃煤炉
    2.珠光体可锻铸铁石墨化退火工艺
珠光体可锻铸铁的石墨化退火与铁素体可锻铸铁的第一阶段石墨化相同，但不进行第二阶段石墨化，或在第一阶段石墨化后淬火并高温回火。其热处理实例见表4。
表4  珠光体可锻铸铁石墨化退火实例
产品名称
铸铁牌号
化学成分
％
孕育剂
％
退火炉
基体组织
退火规范
手扶拖拉机轴承座、插销等
KTZ450-06；
KTZ550-04
C 2.4～2.6，
Si 1.3～1.5，
Mn 0.4～0.8，
P ＜0.1，
S ＜0.15
－
室内媒粉炉
片状珠光体
台车车轮、拖拉机履带板、农机具零件
KTZ450-06；
KTZ550-04
C 2.4～2.8，
Si 1.0～1.3，
Mn 0.85～1.2，
P ＜0.1，
S ≤0.15
－
室内媒粉炉
粒状珠光体
汽车曲轴
KTZ650-02；
KTZ700-02
C 2.4～2.6，
Si 1.3～1.5，
Mn 0.4～0.5，
P ＜0.07，
S ＜0.15
B0.003
Bi 0.01
Cu1.0
电炉
细粒状索氏体
   3.灰口铸铁和球墨铸铁的石墨化退火
灰
口铸铁和球墨铸铁的石墨化退火又称为软化退火。当铸件中共晶渗碳体不多时，石墨化退火的目的是使共析渗碳体分解，此时可选用低温石墨化退火。当铸件中含有
自由渗碳体或共晶渗碳体时石墨化退火的目的是消除自由渗碳体和共晶渗碳体，此时须进行高温石墨化退火。退火工艺见表5。
表5  灰口铸铁和球墨铸铁石墨化退火工艺
退火类型
铸铁类型
加热温度(℃)
保温时间(h)
出炉温度(℃)
低 温
石墨化
灰口铸铁
650～750
1～4
< 300
球墨铸铁
720～760
2+铸件厚度/25
< 600
高 温
石墨化
灰口铸铁
900～950
2+铸件厚度/25
100～300
球墨铸铁
880～980
1+铸件厚度/25
< 600
第三节 改变基体组织的热处理
一、改变基体组织热处理的理论基础
     1.过冷奥氏体的转变及其产物
如果将奥氏体化后的铸铁冷却到A₁温度以下（此时的奥氏体称为过冷奥氏体），奥氏体就会发生转变。其转变可以是珠光体转变、贝氏体转变、或马氏体转变。究竟发生何种转变一方面取决于各种转变生成相在不同温度下的自由能，另一方面与各种转变所要求的动力学条件有关。
对于铁碳合金，珠光体转变发生在A₁以
下至550℃左右。在此温度下，原子可以充分扩散，转变产物为珠光体。在一般情况下，珠光体内的铁素体和渗碳体呈片状相间分布，其片层厚度与珠光体转变温
度有关。转变温度越低，所形成的珠光体分散度越高，片层间距越小，其力学性能越高。随着转变温度的降低，其转变产物依次为粗大珠光体或称珠光体，细珠光体
或称索氏体，极细珠光体或称屈氏体（托氏体）。
如果奥氏体冷却到大约220～550℃进行转变，由于温度较低，原子的扩散不能充分进行，
奥氏体分解为介稳定的过饱和α-Fe与碳化物（或渗碳体）的混合物。这种转变产物称为贝氏体。贝氏体分为上贝氏体和下贝氏体。在接近珠光体转变温度
（550℃稍下）所形成的贝氏体称为上贝氏体，由平行的α-Fe相和其间分布的碳化物所组成。在金相显微镜下，上贝氏体呈羽毛状，因此又叫做羽毛状贝氏
体。在靠近马氏体转变温度（220℃稍上）所形成的贝氏体称为下贝氏体，由针状过饱和α-Fe及其上分散的微细碳化物所组成，又叫做针状贝氏体。
如
果奥氏体冷却到更低的温度进行转变，原子的扩散已无法进行，奥氏体只能以非扩散的形式转变为马氏体。奥氏体只有冷却到某一温度以下才可以发生马氏体转变，
这个温度称为马氏体转变开始点，简称马氏体点。马氏体转变的特点是在转变过程中铁、碳原子都不发生扩散，所生成的马氏体与原来的奥氏体成分相同。从晶体结
构上看，马氏体仍是碳在α-Fe中的过饱和固溶体。高碳马氏体在金相显微镜下呈针状。
    2.过冷奥氏体等温转变动力学曲线（C曲线）
过冷奥氏体等温转变动力学曲线是表示不同温度下过冷奥氏体转变量与转变时间关系的曲线。由于通常不需要了解某时刻转变量的多少，而比较注重转变的开始和结束时间，因此常常将这种曲线绘制成温度─时间曲线，简称C曲线（如图3所示）。
图3  共析成分奥氏体的C曲线
C
曲线的左边一条线表示转变开始时间，称为孕育期。孕育期的长短取决于过冷奥氏体在该温度下的稳定性，它与该温度下过冷奥氏体与形成新相之间的能量差和碳原
子的扩散能力有关。如图4所示，温度越低，过冷度越大，自由能差越大，转变驱动力越大；但同时，温度的降低又使原子的扩散能力降低。因此过冷奥氏体在某一
特定温度下转变的孕育期最短。温度过高和过低都不利。
图4  过冷奥氏体的转变与温度的关系
对于铸铁，其奥氏体成分一般
是过共析的，其C曲线上多出一条表示先共析渗碳体（或石墨）析出的曲线（如图5所示）。奥氏体的成分偏离共析点越远，这条先共析相析出线距离珠光体转变开
始线也越远。铁成分不同，其过冷奥氏体转变的C曲线不同。根据不同成分铸铁过冷奥氏体转变的C曲线，可以容易地预测该成分铸铁不同温度下奥氏体等温转变的
产物，从而制订合理的等温转变热处理工艺。
图5  过共析奥氏体等温转变曲线
   3.过冷奥氏体的连续冷却转变曲线（CCT曲线）
在实际热处理中，等温热处理工艺比较繁琐，因而较多的是采用连续冷却热处理。在连续冷却过程中，奥氏体是在不断降温过程中发生转变的。
为简便起见，可以将铸铁的冷却曲线绘制到C曲线上，以定性地分析在连续冷却条件下过冷奥氏体的转变。如图6所示，当冷却速度为V₁时，冷却曲线与C曲线有两个交点，a₁点表示珠光体转变开始，b₁点表示珠光体转变结束。将冷却速度提高到V₂，转变开始时间和结束时间缩短，转变温度降低。如果将冷却速度提高到临界冷却速度V'_c以上（比如V₃），则冷却曲线不与转变终了线相交，这表明只有一部分奥氏体转变为珠光体，而其余部分被过冷到M_s点以下转变为马氏体。在此范围里，冷却速度越大，奥氏体转变为珠光体的量越少，而马氏体量越多。如果冷却速度大于V_c，则奥氏体全部转变为马氏体。
       图6  应用C曲线分析不同冷却速度下过冷奥氏体转变示意图
虽
然应用C曲线可以定性地分析过冷奥氏体连续冷却转变，但是由于连续冷却时奥氏体转变的孕育期与等温转变有所不同，上述分析在数值上存在着一定的偏差。因
此，在分析过冷奥氏体连续冷却时比较多的是采用过冷奥氏体的连续冷却转变曲线（CCT曲线）。图7是共析成分奥氏体连续冷却转变曲线，为便于对比，图中还
画出了C曲线。与其C曲线相比，连续冷却时转变开始时间和开始温度降低。
图7  共析奥氏体连续冷却转变曲线
连续冷却速
度很小时，转变的过冷度很小，转变开始和终了的时间很长。如果提高冷却速度，则转变温度降低，转变的开始和终了时间缩短，转变所经历的温度区间增大。图中
CC’线为转变中止线，表示冷却曲线与此线相交时转变并未完成，但奥氏体分解停止，剩余部分被冷却到更低的温度下转变为马氏体。如果冷却速度很大，奥氏体
将全部转变为马氏体。
化学成分、加热速度、奥氏体化温度都对奥氏体连续冷却转变曲线有影响。因此，实际铸铁的连续冷却转变曲线与图8─7有比较大的出入。图8是一种球墨连续冷却转变曲线，供参考，冷却曲线下面的数据为硬度（HV10）。
图8  一种球墨铸铁的连续冷却转变曲线
               C3.59%,Si2.71%,Mn0.29%,Cr0.04%,Ni0.03%,Mo0.022%
    4.珠光体、马氏体、贝氏体相变特点
珠光体、马氏体和贝氏体相变机制在有关金属学及钢的热处理教材中都有详细介绍，限于篇幅，这里不再赘述。表6给出了上述三种转变的特点，供参考。表中所注温度是针对铁碳合金的，对于铸铁，则视硅、锰含量而有所不同。
表6  珠光体、马氏体、贝氏体相变特点
主要异同点
相 变 类 型
珠光体转变
贝氏体转变
马氏体转变
转变温度范围
高温转变
（A_r1～500℃）
中温转变
（500℃～M_s）
低温转变
（M_s以下）
扩散性
具有碳原子和铁原子的扩散
碳原子扩散，而铁原子不扩散
无扩散
生核、长大与领先相
生核、长大，一般以渗碳体为领先相
生核、长大，一般以铁素体为领先相
生核、长大
共格性
无共格性
具有共格性，产生表面浮凸现象
具有共格性，产生表面浮凸现象
组成相
两相组织
  γ-Fe(C)→α-Fe(C)＋Fe₃C
两相组织
γ-Fe(C)→α-Fe (C)＋Fe₃C（约350℃以上）
  γ-Fe(C)→α-Fe(C)＋Fe_xC（约350℃以下）
单相组织
  γ-Fe(C)→α-Fe(C)
合金元素的分布
合金元素扩散重新分布
合金元素不扩散
合金元素不扩散
二、改变基体组织的热处理及其工艺
   1.正火
铸铁的正火处理主要用于球墨铸铁、蠕墨铸铁和灰铸铁，其目的是使基体组织中珠光体含量增多，提高铸铁的耐磨性和强度。
对于球墨铸铁而言，根据加热时是否保留部分铁素体，正火可分为完全奥氏体化正火和部分奥氏体化正火。
    (1) 灰口铸铁的正火工艺
灰
口铸铁共晶渗碳体较少时，正火加热温度一般为850～900℃；共晶渗碳体较多时，加热温度一般为900～950℃。加热温度高，可提高奥氏体的碳含量，
使冷却后珠光体量提高。保温时间为1～3小时。保温后在空气中冷却，或采用风冷和喷雾冷却，以提高珠光体含量，并使其细化。
    (2) 球墨铸铁的正火处理
球墨铸铁的热处理主要有高温奥氏体化正火，两阶段正火，部分奥氏体化正火和高温不保温正火。这些正火工艺的目的、工艺规范、及所得到的基体组织见表7。
表7 球墨铸铁常用正火工艺
热处理名称
目的
热处理规范
基体组织
备注
高温奥氏体化正火
提高组织均匀性，提高强度、硬度、耐磨性或消除渗碳体
珠光体＋少量铁素体（牛眼状）
冷却时易析出二次渗碳体；复杂件要回火
两阶段正火
目的同上，但能防止二次渗碳体出现
珠光体＋少量铁素体（牛眼状）
复杂件要回火
部分奥氏体化正火
获得良好的强度和韧性
珠光体＋铁素体（破碎状）
原始组织不应有游离渗碳体，复杂件要回火
高温不保温正火
获得良好的强度和韧性
珠光体＋少量铁素体（破碎状）
原始组织不应有游离渗碳体，复杂件要回火
    2.淬火和回火
淬火的目的是获得普通冷却条件下不能得到的急冷组织，以提高铸件的硬度、耐磨性和综合力学性能。回火则是淬火处理的一种后处理工序，其目的是减小淬火中产生的应力。
    (1)抗磨白口铸铁的淬火及回火工艺
表8给出了一些抗磨白口铸铁的热处理规范，供参考。
表8 一些白口铸铁的热处理参考规范
牌号
转化退火工艺
淬火工艺
回火工艺
最大断面
尺寸mm
KmTBCr9Ni5Si2
750～825℃保温4～10h，出炉空冷
250～300℃保温4～16h，出炉空冷
300
KmTBCr2Mo1Cu1
940～960℃保温1～6h，缓冷至760～780℃保温4～6h，缓冷至600℃以下出炉空冷
960～1000℃保温1～6h，出炉空冷
200～300℃保温4～6h，出炉空冷
100
KmTBCr15Mo2-DT
920～960℃保温1～8h，缓冷至700～750℃保温4～8h，缓冷至600℃以下出炉空冷
920～1000℃保温2～6h，出炉空冷
200～300℃保温2～8h，出炉空冷
120
KmTBCr15Mo2-GT
75
KmTBCr20Mo2Cu1
920～960℃保温1～8h，缓冷至700～750℃保温4～10h，缓冷至600℃以下出炉空冷
960～1020℃保温2～6h，出炉空冷
200～300℃保温2～8h，出炉空冷
300
KmTBCr26
960～1060℃保温2～6h，出炉空冷
200
    (2) 球墨铸铁的淬火及回火工艺
球墨铸铁的淬火及回火工艺见表9。
表9  球墨铸铁的淬火及回火工艺
工序
说 明
淬火
  1.完全奥氏体化后淬火
一般加热到A_c1（加热时共析转变温度）上限以上30～50℃，普通球墨铸铁850～880℃，淬火后为马氏体组织，再回火。HRC＞50，a_K10～20J/cm²
2.部分奥氏体化后淬火
加热到共析转变温度范围内（即加热时共析转变的上、下限之间），淬火后为马氏体和少量分散分布的铁素体，再回火。270～350HB，a_K20～40J/cm²
回火
  1.低温回火（140～250℃）
马氏体开始分解，析出碳化物微粒，成为回火马氏体（即含碳量比淬火马氏体少的马氏体）。最终组织为细针状回火马氏体＋残余奥氏体＋球墨
降低残余应力和脆性，保持高硬度和耐磨性
  2.中温回火（350～500℃）
马氏体分解终了，形成铁素体和细小弥散渗碳体质点的混合组织，称为回火屈氏体或屈氏体
弹性高，韧性好。仅用与废气涡轮的球墨铸铁密封环，其它应用很少
  3.高温回火（500～600℃，一般550～600℃）
马氏体析出的渗碳体显著地聚集长大，称为回火索氏体或索氏体。调质（淬火加高温回火）后，综合性能良好：高塑性、高韧性、高强度。应用较多
铜钼球铁淬火马氏体，再不同温度回火时，组织变化如下表：
回火温度，℃
组织与性能
550～560
索氏体，保留淬火马氏体痕迹，针状均布。强度高，脆性大
570～580
针状组织与针间马氏体分解物（碳化物）颗粒粗化，均布。综合性能较理想
600左右
马氏体分解在原石墨四周，由于渗碳体过热分解，使索氏体严重粗化，针叶间仅残留极少而近消失的细小点状渗碳体粒
≥600
珠光体充分分解，针状组织消失，变成铁素体＋石墨
    3.等温淬火
等
温淬火的目的是使材料具有高强度和高硬度的同时具有较高的塑性和韧性，是目前有效发挥材料最大潜力的一种热处理方法。在白口铸铁生产中，等温淬火可用于犁
铧、粉碎机锤头、抛丸机叶片及衬板等铸件的热处理。其工艺是将白口铸铁在900℃奥氏体化，然后根据不同成分铸铁的过冷奥氏体等温转变曲线确定等温转变温
度，在该温度下等温1～1.5小时后空冷。
在球墨铸铁、蠕墨铸铁和灰铸铁生产中，等温淬火工艺主要用来获得贝氏体加残余奥氏体基体组织。
其工艺是将铸铁加热到奥氏体化温度，保温后进行等温淬火。提高奥氏体化温度，会提高奥氏体含碳量，使形成上贝氏体的下限温度降低，有利于形成上贝氏体组
织。增加奥氏体化保温时间，会提高奥氏体的稳定性，有利于保留一定数量的残留奥氏体，从而改善材料的韧性。等温淬火温度要根据C曲线确定。等温淬火时间过
长会析出碳化物，降低材料的韧性；过短则贝氏体量不足。加入一定的合金元素，诸如Mo、Cu、Ni可提高淬透性。图9和图10分别是球墨铸铁上贝氏体和下
贝氏体等温淬火工艺，供参考。
图9  球墨铸铁上贝氏体等温淬火工艺
图10  球墨铸铁下贝氏体等温淬火工艺
 
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王丽萍
(哈尔滨理工大学材料科学与工程学院，黑龙江哈尔滨150080)
摘 要：
采用金相观察法研究了球墨铸铁炉前快速金相球墨大小不均的影响因素。结果表明：碳当量高是引起炉前快速金相中球墨大小不均的主要原因，炉前快速金相球墨大
小不均的出现有一个临界碳当量值(wCE},wCE值低于临界值则不出现球墨大小不均，wCE高于临界值则出现球墨大小不均，且随wCE值增大球墨大小不
均程度增加，同时降低浇注温度和加入微量元素Bi，可使炉前快速金相球墨大小不均程度降低。
关键词：球墨铸铁；炉前快速金相；球墨大小不均
目前，铸态球铁的生产已稳定化，但对炉前快速金相中出现球墨大小不均，致使炉后铸件上出现石墨漂浮问题，其形成原因及影响因素远不清楚。针对此问题，本文讨论了炉前快速金相球墨大小不均的影响因素，炉前快速金相中的球墨大小不均与石墨漂浮的内在联系将另文介绍。
1  实验方法
碳当量(wCE)高是引起炉前快速金相中球墨大小不均的主要原因。为了考察碳当量的影响，按表1成分进行研究。
取
每种成分的合金10kg，在酸性高频感应电炉中过热到1550℃，保温10min后铁水出炉，利用冲入法进行球化处理。在预热的铁水包中加入质量分数为
1.8%的球化剂，上面覆盖质量分数为0.8%的75#SiFe进行包底孕育，再用珍珠岩覆盖。球化反应结束后，扒除铁水表面浮渣，然后在铁水表面加入质
量分数为0.2%的微粒状75#SiFe并加以搅拌，进行孕育。铁水温度降至1400℃时，浇注直径10mm,长50mm的圆柱棒做炉前快速金相试样，然
后浇注大方块和阶梯试块以备考察石墨漂浮(后续文章中讨论)。当温度降至1300℃时，再浇注一个直径为10mm，长为50mm的圆柱棒做炉前快速金相试
样，考察浇注温度的影响。
对出现球墨大小不均较严重的成分，炉前冲入法加入质量分数为0.02%的Bi，其他工艺不变，考察微量元素Bi的影响。
2  实验结果及讨论
2.1 wCE的影响
从
浇注温度为1400℃、球化剂加入量质量分数1.8%，孕育工艺为包底孕育(质量分数为0.8%的75#Si-Fe)和瞬时孕育(质量分数为0.2%的
75#Si-Fe)的一组试样金相观察可见，球墨大小不均与碳硅当量有很好的对应关系，如表2。可见，在wcE<4.66%时，炉前快速金相试样中
不出现球墨大小不均(如图la),而当wcE=4.66%时，开始出现球墨大小不均，此时大球墨数量较少，且大小球的直径差也较小(如图1b)。此后随
wCE的增大，炉前快速金相中大球数增多，大小球的直径差也增大(如图lc)，球墨大小不均程度增加，当wCE=5.20%时，炉前快速金相中不仅存在球
墨大小不均，而且还出现了半开花、开花状石墨(如图1d)。从上述分析可见，与石墨漂浮的出现类似，炉前快速金相球墨大小不均的出现，也有一个临界碳当量
值，本试验条件下wCE为4.66%。
本
组试样的含硫量、残余镁量和残余稀土量(球化处理工艺相同)、铁水的过热温度和浇注温度、孕育剂种类和处理工艺不变，此时石墨的形核条件主要取决于wCE
值，wCE值增大铁水由亚共晶至共晶、过共晶。铁水处于亚共晶和共晶时，无初生石墨析出，铁水过冷到共晶温度以下，石墨以共晶形式析出，石墨同时析出、同
时长大，因此石墨球大小均匀，无大小球缺陷产生。当wCE值大于4.66%时，铁水处于过共晶，液相中有初生石墨出现，优先于共晶凝固过程而有更长的生长
时间，这些石墨就比共晶石墨要大，而且wCE值越大，过共晶程度越大，初生石墨数越多，碳的质量浓度差越大扩散速度越大，液相中的石墨长大速度也越大。因
此随wcE值增大，大球数增多，大球与小球的直径差增大，球墨大小不均程度增加。可以推测：炉前快速金相中一旦出现大球墨，说明液相中有初生石墨、铁水已
处于过共晶，因此可以根据炉前快速金相中球墨大小不均现象，来判断铁水是否是过共晶成分。
2.2 浇注温度的影响
在
碳当量、球化和孕育工艺等因素不变时，炉前快速金相球墨大小不均也与浇注温度有关。图2显示的是同一炉铁水((wCE=4.82%,wsi=2.51%)
不同温度浇注的两个快速金相试样的照片，其中图2a是在球化处理后立即浇注的试棒中的照片，而图2b为浇注完阶梯试块、三角试块、光谱试块后，温度降低到
1300℃时浇注的试样的照片。可见，浇注温度降低。可使炉前快速金相中大球墨数减少，大小球墨直径差减小，球墨大小不均匀程度降低。而且，温度降低小球
数量随之增加，这与有关文献的报道是一致的。
2.3 微量元素Bi的影响
在碳当量、浇注温度、球化和孕育工艺相同时，加人wBi=0.02%后炉前快速金相中球墨大小不均程度降低，如图3。
3  结论
1)
经过大量的金相分析，表明碳当量高是引起炉前快速金相中球墨大小不均的主要原因，球墨大小不均的出现有一个临界碳当量值(本试验条件下为
wCE=4.66%),wCE值低于临界值不出现球墨大小不均,wCE高于临界值出现球墨大小不均，且随wCE值增大球墨大小不均程度增加。
2) 浇注温度的降低，可使炉前快速金相球墨大小不均程度降低。
3) 微量元素Bi的加人，可使炉前快速金相球墨大小不均程度降低。
 
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张青来，王粒粒，胡永学，戴起勋
(江苏大学材料科学与工程学院，江苏镇江　212013)
摘 要：利用Gleeble-1500热力学模拟机、光学和透射电子显微镜对球墨铸铁变形前后以及等温淬火处理后的组织
进
行了分析。结果表明，球铁热塑性变形最佳温度在750～800℃区间，此时流变应力接近950℃时的流变应力；变形后球铁为三层组织结构“球状石墨+蠕虫
状石墨+流线型石墨”；在透射电镜下清楚地观察到不同形状的下贝氏体和上贝氏体形貌以及典型的隐“M”型马氏体形貌。
关键词：球墨铸铁；塑性变形；贝氏体；马氏体
奥
贝球铁(austemperedductileiron，简称ADI)是一种综合力学性能优异的工程材料。由于它不仅具有高的强度、高的硬度、高的耐磨性
能，而且还有较好的塑性与低温韧性，引起了世界范围内工程技术界的高度重视。除合金化和热处理方法来改善组织和提高铸铁性能之外，另一改善铸铁性能的方法
—热压力加工于1931年首先由俄罗斯С.А.Барановым提出。20世纪80年代开始，水平连铸球铁棒材的生产使人们又开始着手球铁的变形和锻造
工艺的研究，特别是热压力加工可减少化学不均匀性，变形铸铁热处理可提高力学性能，热处理后的高强度变形铸铁完全可取代钢制造轴、齿轮等汽车零件。ADI
材料能够代替锻钢作为制造齿轮的材料[6-9]。国内尚未见到变形铸铁+热处理方法研究和生产ADI齿轮的报道。本文通过热力学模拟试验研究了球铁的热塑
性变形参数，并对变形铸铁的组织及变形前后奥贝组织进行了研究和分析。
1　试验材料与方法
　　选用球墨铸
铁QT50水平连铸棒材作为试验材料，其化学成分(质量分数，%)为：3.42C、2.48Si、0.11Mn、0.015S、0.027P、
0.33Mo、0.37Cu、0.04Mg、0.038RE。棒材经热循环粒状珠光体化热处理后供试验用，热处理制度如下：在电炉中加热到650℃，保温
30min，然后再放人750℃的炉中，保温30min，再返回到650℃的炉中，这样循环5个周期，最后空冷。
在Gleeble-1500热力学模拟试验机上进行压缩试验。试样尺寸为10mm×15mm，试验温度为700～950℃，压缩量为80%，以10℃/s的加热速度直接电加热至试验温度，保温1min，测其真应力-真应变曲线，获得球铁在不同温度下的流变应力情况。
球铁模锻工艺流程：连铸棒加工成70mm×80mm毛坯→加热至1000℃→自由模锻、冲孔、空冷→粗加工。
等
温淬火处理工艺：M12标准拉伸试样加热至900℃，保温30min，待全部奥氏体化后，置入盐浴炉中(成分为55%的KNO3+45%的NaNO3)，
盐浴温度为237～378℃，保温不同时间取出，水淬至室温，得到不同的贝氏体组织，然后用Neophot2l型光学显微镜观察显微组织，用透射电子显微
镜对贝氏体种类、形貌进行分析。
2　试验结果与分析
2.1　热力学模拟试验结果
图
1是球墨铸铁粒状珠光体化前后的显微组织。从图1可观察到，水平连铸球铁棒材具有细小球状石墨的珠光体型组织(如图1a和1b所示)。热循环退火处理可减
少珠光体体积，增加铁素体数量，石墨形状以及晶粒尺寸实际上不发生变化(如图1c和1d所示)。由于片状珠光体转变为粒状珠光体的结果，塑性得到提高，这
与参考文献的研究结果一致。
图1　球墨铸铁粒状珠光体化前后显微组织
(a)铸态(抛光)　×100 (b)铸态(腐蚀)　×100 (c)铸态　×500 (d)热处理后　×500
图
2所示为不同温度下塑性变形的球铁流变应力(真应力)-真应变关系。从图2可见，随变形温度增加，流变应力降低，在750～800℃时的流变应力接近
950℃时的流变应力。在850℃和900℃时最大屈服应力出现反常现象，反而升高，出现双颈现象。温度继续升高至950℃时，最大屈服应力又开始下降，
双颈现象消失。双颈现象发生在相变共析临界温度范围内。
因此，球铁的热塑性变形最佳温度在750～800℃的区间，符合速率为10-2～10-3s-1、速度敏感系数m=0.37～0·46和总变形量为70%球铁超塑性等温锻造[5]的研究结果。
图2　球墨铸铁真应力-应变曲线
2.2　模锻试验结果
图
3是球铁模锻并粗加工后的毛坯。图4是球铁锻、冲后毛坯的石墨形状分布情况。从图4a到图4d可看出锻件断面的石墨形状变化规律，石墨形状由圆形逐渐向流
线型过渡。边缘部分石墨形状基本保持球形，其尺寸较小，数量较多，如图4a；中间部分石墨形状稍微被拉长，球状石墨两端出现“尾巴”，其形状介于钝形和尖
形之间，类似于蠕虫状石墨，均匀分布，见图4b；心部石墨形状基本呈流线型，其两端为钝形，不同于片状石墨的两端尖形，如图4c和4d。因此，变形球铁组
织完全区别于球铁、蠕墨铸铁和灰铸铁的组织，呈三层组织结构(球状石墨+蠕虫状石墨+流线型石墨)，变形石墨周围的铁素体和珠光体相应被拉长。
图3　球铁模锻和粗加工后的试样
(a)模锻　　(b)机加工
　　众所周知，石墨的形状对铸铁材料的性能有着重要影响，无论在强度上还是在塑性方面，球墨铸铁都高于灰口铸铁，而且片状石墨对基体有切割作用。
关
于变形铸铁的力学性能，Л.А.Солнцев指出：热压力加工减少化学不均匀性，与变形前铸铁相比，变形铸铁热处理可提高力学性能，其冲击韧度和塑性提
高2～3倍。Л.Н.Козлов[3]的研究结果表明，铸铁棒材经塑性变形后，强度增加12%～40%，硬度增加5～142HB，在锻件中心部分石墨沿
轴心被拉长。
Н.И.Бех[4-5]博士研究了汽车齿轮零件锻造工艺制度，于1995年获初步成果，开发出“КАМАЗ”汽车经锻造的后桥球铁齿轮，与原始铸态比较，强度增加到130%～250%，塑性和硬度也相应提高，在变形最大位置石
墨
沿材料流动方向被拉伸。С.В.Моцигин博士在1991年学术报告上介绍了采用超塑性等温锻造球墨铸铁齿轮毛坯，然后滚压齿轮，其齿轮硬度和强度可
提高20%～30%。由于塑性变形和动态再结晶的结果，晶粒得到细化，基体得到强化，基体的强化作用大于变形石墨尖端对基体的负作用。因此变形球墨铸铁是
有发展前途的汽车传动齿轮零件材料。
图4　球铁变形后的金相组织　×100
(a)边缘　(b)中间　(c，d)心部
2.3　等温淬火及组织分析
图
5是球墨铸铁塑性变形前后的奥贝氏体显微组织。从图5可观察到，过冷奥氏体在450～200℃之间转变成不同类型贝氏体。等温温度在378℃左右获得
(A+B上)组织，贝氏体是由羽毛状上贝氏体和少量下贝氏体组成，如图5a、c、d所示；等温温度在276℃左右获得(A+B下)组织，贝氏体则由黑针状
下贝氏体和少量上贝氏体组成，见图5b、d、f。
图5　不同等温淬火处理下奥贝球铁的金相组织(a，b-变形；c～f-非变形)　×500
(a，d)900℃×30min+378℃×0·5h (c)900℃×30min+378℃×15min
(b，f)900℃×30min+276℃×0·5h (e)900℃×30min+276℃×15min
　
　非变形球墨铸铁经不同等温淬火处理后获得不同类型贝氏体形状，见图6所示。从图6清晰可见高倍显微镜下的贝氏体、铁素体、马氏体形状。铁素体呈短而粗的
板条状，且铁素体内没有渗碳体析出的上贝氏体，奥氏体内有针状和“M”型马氏体存在，见图6a；有的渗碳体不连续分布在铁素体条边界的羽毛状上贝氏体上，
有的上贝氏体形貌是混合型的，晶界内贝氏体呈细长铁素体和渗碳体平行分布，在另一晶界内分布着短粗板条状铁素体型上贝氏体，见图6b；细长而平行的铁素体
与渗碳体两相混合构成了典型羽毛状贝氏体形状，奥氏体晶内有“M”型马氏体析出；晶界内贝氏体由细长铁素体及其间不连续分布渗碳体组成，而在另一晶界内则
由针状下贝氏体、细长羽毛状贝氏体和针状及“M”型马氏体混合组成，见图6c；还可观察到不规则排列的针状下贝氏体和规则排列的细长羽毛状上贝氏体形貌，
见图6d。从图6c可清晰观察到典型的隐“M”型马氏体形貌。
图6　不同等温淬火处理下奥贝球铁的TEM像
(a)900℃×30min+378℃×60min (b)900℃×30min+355℃×45min
(c)900℃×30min+378℃×30min (d)900℃×30min+276℃×40min
3　结论
(1) 球铁热塑性变形最佳温度在750～800℃区间，其流变应力接近950℃时的流变应力。
(2) 变形球铁为三层组织结构：球状石墨+蠕虫状石墨+流线型石墨，变形石墨周围的铁素体和珠光体相应也被拉长，基体的强化作用大于变形石墨尖端对基体的负作用。
(3) 球铁等温淬火处理后，在高倍显微镜下可观察到不规则排列的针状下贝氏体和规则排列的细长羽毛状上贝氏体形貌以及典型的隐“M”型马氏体形貌。
 
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弊社の製品の供給調達機能は：
（１）生活産業～ハイテク工業までのエンド・ミル設計
（２）ミクロ・エンド・ミル～大型エンド・ミル供給
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Inc. talaşlı imalat sanayinde en fazla kullanılan ve üç eksende (x,y,z)
talaş kaldırabilen freze takımlarından olan Parmak Freze imalatçısıdır.
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BW специализируется
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быстрорежущая сталь, а также двигатели, микроэлектрические дрели, IC
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is specialized in R&D and sourcing the most advanced carbide
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include solid carbide / HSS end mills, micro electronic drill, IC card
cutter, engraving cutter, shell end mills, cutting saw, reamer, thread
reamer, leading drill, involute gear cutter for spur wheel, rack and
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潘世民
(东风汽车有限公司商用车铸造二厂，湖北十堰442000)
摘 要：
白口和反白口缺陷是球铁件转向节的常见缺陷。引起白口的主要原因是随流孕育量不足以及铸件局部冷却速度过快；防止措施是确保足够的随流孕育量，提高浇注温
度。引起反白口的主要原因是残余镁量，特别是残余稀土量过高，防止措施是采用稀土含量较低的球化剂，提高球化处理温度和浇注温度。
关键词：白口；反白口；冷却速度；残余稀土量
1  转向节生产条件简介
造
型采用瑞士GF气冲自动造型线，模型采用水平分型，熔化为6t中频炉。采用1500kg球化包半自动浇注，直浇口尺寸φ55mm。开浇温度控制在
1380～1420℃；每箱浇注时间控制在12～15s，砂箱尺寸1850×800×300/300mm，铸件单重9kg，每型4件，整型金属重
88kg。采用FeSiMg8Re5合金球化处理。采用珠光体孕育剂，随流孕育方式，浇注前2s开始随流孕育，随流孕育加入时间控制在14～17s，孕育
剂加入量10～12g/s，每型孕育剂加入量在140～204g之间。型板布置如图1。
2  转向节结构特点
转向节是轿车底盘零件，属轿车保安件，铸件质量要求很高，表面不能有砂眼，铸件内部不能有缩松，要求渗碳体≤2%。力学性能要求：抗拉强度≥552MPa，屈服强度≥340MPa，伸长率≥6%，硬度170～259HB，最大臂长为550mm，形状为弓形件(如图2)。
3  白口和反白口特征
3.1  白口
白口通常出现在铸件尾部的圆孔位置而造成加工局部过硬，在加工切削过程中易出现“切不动”或“打刀”现象，对“切不动”或“打刀”部位进行外观和断口金相观察，断口夹层1～3mm部位含有5%～20%的渗碳体。白口出现部位在图2中A处，白口金相组织如图3所示。
3.2  反白口
在
铸件厚大部位断面中心部出现的白口，其渗碳体含量为5%～20%，白口出现部位在图2中B处，因其出现白口的部位与常规出现白口的部位相反，故称之为反白
口。反白口由于降低铸件的强度和韧性，恶化加工性能，以及使性能不均等原因而造成废品。反白口在生产中出现的情况较少，但危害极大，一旦出现就会出现批量
的报废，因此在生产中应引起重视。反白口金相组织如图4所示。
4  白口和反白口形成原因
4.1 白口形成原因
(1)在浇注时因加孕育剂的管道堵塞使孕育剂加入量不足直接导致白口产生。
(2)
铸件壁薄和铁液的冷却速度是形成白口的主要原因。在砂型铸造过程中，冷却速度，冷却工艺和冷却形式是影响铸件基体组织的重要因素，化学成分相同的铁液，冷
却速度快的，石墨化能力下降易形成白口。转向节铸件本身的结构特点和铸造工艺设计原因，致使在铁液充型过程中首先进入型腔的铁液因长时间接触低温的型腔而
冷却速度快，并且先进入型腔的铁液最终凝固在转向节尾部孔壁最薄(8mm)的部位，因而在该部位容易形成白口缺陷。
4.2  反白口形成原因
反白口现象出现在铸件厚大部位断面中心位置，其原因主要与球化处理使用的合金元素有关。
球
铁件w(Mg残)残控制范围0.025%～0.035%，w(Re残)控制范围0.025%～0.035%。稀土元素能够降低共晶转变温度而影响铁液组
织，并且稀土元素在铁液中溶解度不大，铁液凝固过程中过多的稀土合金会集聚在最后凝固区，而稀土又是强稳定碳化物元素，所以在铸件的热节部位容易形成白
口，当铸件中w(Re残)>0.035%、w(Mg残)>0.035%时，铸件心部就容易出现白口。
5  稀土元素对基体的影响及其偏析倾向简介[1]
(1)
稀土元素对基体组织的影响稀土元素除了有改变石墨形态的作用外，还会促进碳化物形成。随着稀土加入量的增加，铸铁基体中铁素体含量减少，珠光体含量增加。
当稀土含量超过一定量后就会出现白口。在w(S)量为0.01%的情况下，随着铈加入量的增加，铸铁组织的变化情况为：当铈的加入量分别为0.150%、
0.170%、0.175%、0.200%时，珠光体量分别为：50%、60%、70%和出现白口组织。
(2)稀土的偏析倾向稀土在铁液
中的偏析倾向比较严重，但是不同稀土元素的偏析情况是不一样的。铈即使在铸铁中处理过度、出现白口的情况下，试样边缘却形成蠕墨层，基体为珠光体组织。这
是由于铈的熔点(798℃)比铁低得多，因而造成在结晶凝固过程中铈向凝固较晚的中心部分集聚，使得试样外层铈的含量较中心部分低的缘故。
镧
由于其密度(6.166g/cm3)比铁的密度小，所以镧更多地呈现比重偏析的倾向，在球化处理后静置和结晶凝固过程中上浮，造成其在不同高度的含量不
同，使试样沿高度方向的石墨形态不同。例如：在不含S的条件下用0.13%镧(质量分数)处理的铸铁试样，上层为球状石墨，底部为蠕虫状石墨，而中心部分
为球状石墨和蠕虫状石墨的混合组织。
钕的密度(7.003g/cm3)比铁稍低，熔点(1016℃)虽比铁低，但比铈高得多，所以钕无论
在比重偏析和反白口偏析方面都比铈和镧小，在w(S)量0.01%时用0.19%钕处理的铸铁中心部位为60%球状石墨和40%蠕虫状石墨，而在试样上表
面层主要是球状石墨，底层和周围则为蠕虫状石墨。
6  改进措施
6.1  防止白口的措施
解决铸件形成的白口主要从以下几个方面：
(1)孕育量的控制：保证随流孕育剂加入量控制在10～12g/s；
(2)降低铁液的冷却速度：从提高型腔温度、在型腔表面喷涂料减少导热、提高浇注温度、控制每包铁液的浇注时间等几个方面采取措施都可以防止铁液凝固时析出渗碳体。
6.2  防止反白口的措施
(1)控制铁液中w(Re残)，w(Mg残)的含量：①使用FeSiMg8Re3合金替代FeSiMg8Re5合金降低铸件中残留稀土和镁的含量；②控制回炉料的加入量。
(2)提高球化处理温度和浇注温度，使得球化剂能够充分熔化，并扩散均匀。
最后要指出的是，稀土在铸铁中偏析倾向严重。用稀土处理的球铁存在反白口和表皮蠕墨层生成倾向，在生产中应该引起注意。
 
歡迎來到Bewise Inc.的世界，首先恭喜您來到這接受新的資訊讓產業更有競爭力，我們是提供專業刀具製造商，應對客戶高品質的刀具需求，我們可以協助客戶滿足您對產業的不同要求，我們有能力達到非常卓越的客戶需求品質，這是現有相關技術無法比擬的，我們成功的滿足了各行各業的要求，包括：精密HSS DIN切削刀具、協助客戶設計刀具流程、DIN or JIS 鎢鋼切削刀具設計、NAS986 NAS965 NAS897 NAS937orNAS907 航太切削刀具,NAS航太刀具設計、超高硬度的切削刀具、醫療配件刀具設計、複合式再研磨機、PCD地板專用企口鑽石組合刀具、粉末造粒成型機、主機版專用頂級電桿、PCD V-Cut刀、捨棄式圓鋸片組、粉末成型機、航空機械鉸刀、主機版專用頂級電感、’汽車業刀具設計、電子產業鑽石刀具、木工產業鑽石刀具、銑刀與切斷複合再研磨機、銑刀與鑽頭複合再研磨機、銑刀與螺絲攻複合再研磨機等等。我們的產品涵蓋了從民生刀具到工業級的刀具設計；從微細刀具到大型刀具；從小型生產到大型量產；全自動整合；我們的技術可提供您連續生產的效能，我們整體的服務及卓越的技術，恭迎您親自體驗！！
BW Bewise Inc. Willy Chen willy@tool-tool.com bw@tool-tool.com www.tool-tool.com
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No.13,Shiang Shang 2nd St., West Chiu Taichung,Taiwan 40356 http://www.tool-tool.com
/ FAX:+886 4 2471 4839 N.Branch 5F,No.460,Fu Shin North
Rd.,Taipei,Taiwan S.Branch No.24,Sec.1,Chia Pu East Rd.,Taipao
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江铃铸造厂　(南昌　330001) 戴　波　彭芳梅
南昌冶金建设有限公司　(南昌　330012) 谢雨田
 
摘　要　利
用XJG-05金相显微镜及大型金相图象分析仪对曲轴断口的断裂源、扩展区的组织进行金相显微分析，并利用EPM-810Q电子探针、扫描电镜、
PV9100能谱仪，在加速电压20kV，束斑电流0.01～0.5nA的条件下，对曲轴断口的断裂源、扩展区的形貌特征进行了扫描观察和微区成分定性定
量分析，得出了曲轴圆角处次表层较严重的磨削裂纹和较高的残余应力是造成曲轴早期疲劳韧性断裂重要原因。
关键词　球铁　曲轴　断口　疲劳韧性断裂　应力集中
0　前言
曲轴是汽车发动机的关键零件，它将活塞的往复运动转变为旋转运动，如果在服役中突然发生断裂，将会酿成严重事故。因此曲轴工作的安全可靠性直接关系到汽车的正常运行和行车安全。本文应用金相显微分析技术及电子显微技术，分析了曲轴断口断裂特征和断裂原因。
1　概况
我
厂生产的一根曲轴(标识为011227-01)在江铃发动机厂精加工过程中发生断裂。断裂的发生从第4连杆轴颈和第4主轴颈之间的扇板与主轴颈连接的圆角
处开始，然后分别沿主轴颈横断面及曲轴扇板横断面扩展并向两翼方向发展，最后分别与主轴轴颈中心线及曲轴扇板平面成45°度角瞬间断裂。该曲轴材质为
QT800-2球墨铸铁，主轴颈直径60mm，连杆轴颈53mm，扇板宽120mm，扇板厚20mm，扇板与扇板之间的间距35mm，主轴颈与扇板圆
角半径2.7mm(比设计要小0.3mm)，连杆轴颈与扇板圆角半径2.0mm。
按曲轴材质检验技术要求对断裂曲轴断口部位进行化学成分、机械性能、金相的复检，并对曲轴断口进行金相图象显微分析及电子显微分析。
2　化学成分、机械性能的复检
2.1　利用DV-5光谱义对曲轴断口部位化学成分进行复检。结果见表1。
2.2　利用万能液压拉力试验机、布氏硬度计、冲击试验机对曲轴断口部位机械性能进行复检。结果见表2。
由表1、表2可见，标识为011227-01之断裂曲轴的化学成分、机制性能符合技术要求。
3　金相组织复检及金相图象显微分析
3.1　利用XJG-05金相显微镜对曲轴断口部位组织进行复检。结果见表3。
由表3可见，标识为011227-01之断裂曲轴的金相组织符合技术要求。
3.2　利用大型金相图象分析仪对曲轴断口部位进行金相图象显微分析
　　对曲轴断裂部位残片不同角度的低倍观察发现，断裂发生的裂纹源位于机械加工的台阶处，且在此处可见到明显的锈斑，是裂纹萌生、发展并一步导致断裂的根本原因。
对
断裂部位残片的进一步组织观察发现，靠近车削加工台阶的断口边缘处亦可见到明显的微裂纹，裂纹呈人字形分叉形态(图1)，为典型的应力集中型裂纹。(图
2、3为石墨的形态与分布，从图中可以看出，该断裂曲轴中石墨形态圆整，分布均匀。由图4、5可看出明显的珠光体片层组织，说明该断裂曲轴为珠光体球墨铸
铁，其组织为珠光体基体上均匀分布着形态圆整的石墨。组织中未发现夹杂、气孔等缺陷。该断裂曲轴组织状态良好。
4　电子显微分析
4.1　
实物断口试样的制备:分别从主轴颈断裂部位、曲轴扇板断裂部位用切割机切出三个15mm×15mm×30mm的试块。先用丙酮清洗试样表面的油污和其它有
机物，浸泡在200ml无水酒精中超声波清洗30min后用吹风机吹干，然后装入电子探针样品室。在加速电压20kV，样品电流0.01～0.5nA条件
下，扫描观察断口表面二次电子图象。
4.2　经扫描观察发现，该曲轴断口有多处疲劳源、较清楚的扩展区、终断区和内裂及二次裂纹等。
1)
对曲轴断裂部位原始残片不同角度的低倍观察发现:断裂发生的裂纹源位于经过机械加工的台阶处，且在此裂纹源处可见到明显的锈斑，说明此处最先发生微裂纹，
是裂纹萌生、发展并进一步导致断裂的根本原因。扫描观察此疲劳裂纹源(图6、图7)，见源区呈暗灰色并伴有相当多的放射状台阶及与之相垂直的较细密的河流
花样条纹。用能谱仪对曲轴断裂部位进行微区定性定量分析，结果为:
　微区定点分析:
SiK(硅) 2. 42 %、SK(硫) 0. 08 %、CrK(铬) 0. 58 %、
MnK(锰) 0. 41 %、MoK(钼) 0. 25 %、CuK(铜) 0. 50 %、
MgK(镁) 0. 04 %、PK(磷) 0. 06 %、FeK(铁) 78. 06 %。
注:“K”为K电子层。
微区面分析:
SiK(硅) 2. 45 %、SK(硫) 0. 10 %、CrK(铬) 0. 55 %、
MnK(锰) 0. 39 %、MoK(钼) 0. 21 %、CuK(铜) 0. 46 %、
MgK(镁) 0. 04 %、PK(磷) 0. 05 %、FeK(铁) 78. 52 %。
注:“K”为K电子层。
对疲劳裂纹源的电子显微分析表明，曲轴断裂部位微区化学成分符合技术要求，没有夹杂，气孔等缺陷产生。
2)
靠近断裂源2mm处的微区形貌中有明显的内裂及二次裂纹(图8);断裂面一侧靠边缘处有较密集的放射状台阶区及河流花样，并有明暗交替的疲劳条痕，其间距
约为0.1mm(图9)。说明曲轴的断裂为脆性解理断裂，河流花样的流向与裂纹扩展方向一致，故可根据河流花样的流向确定在微观范围内解理裂纹的扩展方
向，而按河流花样流向的反方向去寻找断裂源。由此确定的断裂源与低倍观察的结果一致。
3)第4连杆轴颈和第4主轴颈之间的扇板与主轴颈连接的圆角处的加工刀痕呈尖角状(图10)，圆角半径比原设计要小10%，由此而引起的应力集中是导致曲轴疲劳破坏的根本原因。
5　结论
5.1　
从曲轴断口的金相图象显微分析及电子显微分析可以看到断口的人字形分叉形态裂纹、断裂放射状台阶、疲劳条痕、河流花样状波纹线等，这正是曲轴疲劳破坏的特
征形貌，因此可以确定该曲轴系早期疲劳断裂。观察到的疲劳源主要位于第4连杆轴颈和第4主轴颈之间的扇板与主轴颈连接的圆角处，由于加工圆角半径比原设计
要求小，且存在加工的刀痕，而此处乃是应力集中敏感的部位，从而使应力强度因子大大增加，加速了裂纹的扩展。一旦圆角处出现裂纹，其扩展速度非常迅速，曲
轴在短时间内就会发生断裂。因此，应力集中是导致曲轴断裂的根本原因。故在机械加工过程中，保证圆角半径尺寸和粗糙度要求是提高曲轴疲劳强度，防止曲轴失
效的有效措施。
5.2　从曲轴断口检测分析得出:该曲轴断口部位材质符合技术要求，没有夹杂、气孔等缺陷。
5.3　
曲轴的受力状态较为复杂，一般是承受弯曲旋转组合应力。在实际工作中大多数情况是以弯曲应力为主引起断裂。静态和动态应力测定资料表明，扇板与轴颈圆角处
的弯曲应力比轴颈中央部位高数倍，可见曲轴扇板与轴颈过度区应力最为集中。这里正是曲轴断裂源萌生之处，最后约成45°方向断裂。
 
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北京机电研究所(北京　100083) 张志军
 
摘要：　分析研究了灰铸铁凸轮轴经氩弧重熔工艺处理后，约5000km正常行驶后个别轴局部区域出现早期麻点与部分剥落而失效，结果证明早期失效的原因为氩弧重熔工艺不稳定所致。
关键词：凸轮轴　氩弧重熔　麻点
1　前言
凸
轮轴是发动机配气机械中的主要零件，它的主要作用是保证气阀按一定的时间开启和关闭。凸轮与气阀挺杆组成一对摩擦副。凸轮轴在工作过程中除受一定的弯曲和
扭转载荷外，主要是凸轮部分承受变化的挤压应力以及挺杆的摩擦。凸轮轴的主要损坏形式是凸轮表面因挤压应力的反复作用而造成的麻点或表面剥落现象。所以，
要求凸轮轴具有相应的强度和刚度外，还应具有良好的耐接触疲劳和耐磨性能。近些年来，国内一些汽车厂已相继采用灰铸铁凸轮轴，经氩弧重熔处理，强化凸轮表
面，所用整套设备为国外引进。该工艺适用于凸轮间距小的凸轮轴，由于采用铸铁，铸坯方便，成品合格率高，易实现自动化生产。但只有在逐步完善稳定工艺的前
提下，该方法才有较好的应用前景。
2　试验材料及工艺
2.1　试验材料
所用材料为进口铸铁，其牌号及化学成分不详，为了进一步了解该材料的综合性能，分别从轴的不同位置切取试样，进行光学金相分析和化学成分化验，试验结果如表1所示。
2.2　氩弧重熔工艺
氩弧重熔是利用钨极氩弧焊，凸轮轴接焊机正极，焊炬接负极，凸轮轴绕轴心转动，焊炬除作横向摆动外，还靠一个精密凸轮靠模保证焊极端部到凸轮表面各点距离不变，凸轮轴转动一圈，即完成一个凸轮轴的重熔处理。
3　结果与讨论
3.1　原材料显微组织
凸轮轴材料的金相组织，基体为珠光体，见图1。其中：石墨分布形状、石墨长度、珠光体数量、碳化物及磷共晶数量等内容，依照国标GB7216—87“灰铸铁金相”检测。表1中的试验结果为每根轴上分别取3个样品进行综合分析评级而得到的。
                    图1　灰铸铁凸轮轴重溶前的金相组织 珠光体+块片状石墨　×200
3.2　重熔层宏观显示
首先去油清洗，用10%硝酸酒精深腐蚀，肉眼观察重熔处理后硬化层分布情况。观察发现，每根轴的桃形面上，重熔层表面深浅不均匀，呈月牙形分布。个别地方由于工艺调整等问题，出现衔接不良，中间断开现象，见图2，尤其是轴的尖角部位较为明显。
图2　重熔层表面呈月牙形分布　×50
3.3　重熔层显微组织分析
3.3.1
　正常组织与性能　经重熔后的灰铸铁凸轮轴，表面层显微组织由原来的珠光体变成莱氏体组织，见图3。表面重熔层硬度高达660～750HV，硬化层深度约
在0.80～1.20mm之间。距表面011mm处显微硬度为730～750HV，测至0.5mm处，硬度还有660HV，该组织与性能对凸轮轴磨损寿命
影响很大。其表层细小、垂直于端面的枝晶状莱氏体组织对提高凸轮轴寿命很有利，能有效地阻止裂纹扩展，因而可获得良好的使用性能。
图3　重熔层表面金相组织　×200
3.3.2
　缺陷组织　对局部区域出现麻点和部分剥落的凸轮轴取样，对其横截面进行金相观察发现轴的表面未被均匀重熔，麻点剥落处为显微点蚀坑，并伴有裂纹，见图
4。整个分析过程中没有发现从亚表面产生的裂纹，失效的凸轮轴的表面裂纹都是从微点蚀坑或大的剥落孔洞中产生并扩展。点蚀坑裂纹源的位置不仅与滑动程度和
润滑条件有关，而且还与接触负荷和材料的表面特性有关。接触负荷增大，润滑条件恶化，摩擦系数增大，裂纹源的位置向表面移动。而微点蚀坑像表面缺口一样，
裂纹在此易萌生。麻坑附近显微组织与重熔前基本无变化，重熔表面与基体显微硬度大致相等，表面011mm处显微硬度约300HV，仅比心部高出
30～50HV，如此低的表面硬度，苛刻的使用条件，导致了早期失效。
分析中发现轴的桃形尖部多处未被重熔，宽度约达0.2mm，见图
5，个别地方更为严重，这样就导致轴的表面区域形成软带区。另外，轴的重熔区有厚薄不均匀现象，其中厚处深度达1120mm左右，而浅处仅有
0.26mm。这说明该工艺方法有欠缺之处，或是重熔设备个别参数调整不当，导致出现上述问题。
     图4　麻点剥落处显微点蚀坑　×200                     图5　中间重熔区衔接不良　×150
4　建议
根据上述分析提出如下建议:①灰铸铁凸轮轴氩弧重熔表面强化处理国内属新工艺，设备为国外引进，要尽快熟悉和掌握设备本身的特性，摸cK_xcK索与调整各种工艺参数
 
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孙剑飞　沈　军　贾　均　李庆春
(哈尔滨工业大学金属精密热加工国防科技重点实验室，哈尔滨150001)
摘　要：
采用喷射成形技术制备了镍基高温合金沉积坯，对合金沉积态、热等静压态和热处理态的显微组织进行了观察，并对其热处理后的维氏硬度、拉伸性能及断裂组织特
征进行了测试和分析。结果表明，喷射成形高温合金组织细小、均匀，呈现出典型的快速凝固组织特征。合金具有良好的高温组织稳定性，适宜的热等静压和热处理
可使材料具有良好的拉伸性能。
关键词：喷射成形；高温合金；显微组织
喷射成形是在快速凝固粉末冶金工艺基
础上发展起来的一种先进材料制备技术。它将金属的雾化与固结成形有机地结合在一起，有效地克服了粉末冶金工艺氧化严重，工序繁多的缺陷，使得喷射成形材料
能够拥有较粉末冶金材料更高的塑性与疲劳性能；同时，由于冷却速度较高，克服并弥补了铸锭冶金法因冷却速度低而导致的成分偏析问题，从而为开辟新型合金系
材料提供了可能。镍基高温合金作为在高温下使用的重要金属材料，因航空、航天工业的迅猛发展而被赋予了越来越高的性能要求。
进入80年代
以来，为了解决传统铸锭-锻轧方法的严重偏析和粉末冶金工艺的氧化污染问题，人们开始关注日渐成熟的喷射成形工艺在镍基高温合金方面的应用并进行了大量的
实验研究[3-5]，为喷射成形镍基高温合金在航空、航天领域，特别是发动机热端材料方面的最终应用奠定了良好的基础。
本文主要对喷射成形镍基高温合金在喷射成形态、热等静压态、热处理态及经拉伸后的组织特征进行了观察和分析。
1　实验方法
选用一种高γ′含量的变形镍基合金作为实验材料。用双真空熔炼工艺配制母合金。在多功能喷射成形装置上进行合金锭的制备，工艺条件为：氩气保护熔炼，氮气雾化，合金过热度200℃，雾化压力1.5～2.0MPa，沉积距离375～450mm。
采用热等静压工艺(HIP)进行喷射成形锭的致密化，致密工艺参数为：温度1120～1150℃，压力150～200MPa，保温时间2～3 h；然后进行随炉冷却。材料的热处理制度为固溶+时效。
分
别用Olympus-BH2光学显微镜，带能谱的S-570型扫描电镜(SEM)，
Philips-CM12/S透射电镜(TEM)进行组织观察。采用In-stron1186电子万能拉伸试验机进行力学性能测试。在标准HV120型维
氏硬度计上测定材料的维氏硬度。
2　实验结果与讨论
图1(a)为沉积态镍基合金的低倍显微组织(OM)。
可见材料呈细小、均匀的等轴非枝晶组织，晶粒尺寸在20～50μm之间，基本上消除了粉末冶金工艺的原始颗粒边界(PPB)和常规铸锭的枝晶偏析缺陷。但
仍然分布着一定数量的疏松，这也是喷射沉积坯的一个固有特点，有待后续热加工工序消除。扫描电镜下呈现其狭窄的晶界形态及其上的块状MC型碳化物，在晶内
也有少量分布(图1(b))。图1(c)的透射电镜组织进一步表明：沉积态γ′相尺寸十分细小，边长(直径)约为0.1μm的方形或类球形。说明虽然喷射
成形工艺的平均冷却速度较高，但对于这种高γ′含量的合金在固态冷却过程中仍然存在γ′析出的现象。同时沉积态组织中普遍存在大量的位错(图1(d))，
表明沉积态组织形成过程中曾经历过一定量的塑性变形。
图1　沉积态显微组织
雾化过程的快速冷却，沉积过程的枝晶破碎和熔断，随后缓冷过程中的粗化、合并与均匀化的共同作用促使喷射成形材料形成等轴非枝晶组织。
初
步分析认为本文实验合金的凝固过程包括雾化、沉积和固态冷却3个阶段。在雾化阶段，合金液在高速惰性气体的强烈冲击下被破碎成一定粒度范围内的液滴，与此
同时获得了很高的冷却速度并有一部分液滴发生了快速凝固，在该阶段主要是生成了树枝状的γ相基体。在沉积阶段，在给定的条件(合金过热度，气流速度，金属
流率，沉积器位置等)下，大部分液滴在沉积瞬间处于半凝固状态，由于高速气流的作用，此半凝固态的液滴在沉积时对沉积层产生很大的冲击力，从而使已凝固γ
相枝晶发生机械破碎和枝晶熔断。这些破碎和熔断了的枝晶块成为新的结晶核心，剩余液相则富含Nb， Ti， Cr，
Mo等碳(氮)化物形成元素并充填在其周围空间而使之生长，完成凝固过程。在雾化的后期和沉积过程中还可能发生少量γ′相和碳化物的沉淀析出。之后，沉积
锭处于冷却速度相对低得多的固相冷却阶段[6]，在此阶段同时发生枝晶粗化、合并和均匀化，使晶粒长大到最终状态的晶粒度，γ′相和MC型碳化物则进一步
析出，形成了均匀、细小的非枝晶等轴沉积坯组织。其γ相基体上均匀分布着一定数量的细小γ′析出相，碳化物主要以MC型碳化物形式分布于晶界。而组织中位
错的出现则主要基于两方面的原因：第一是半凝固态雾滴在沉积瞬间对已凝固部分产生很大的冲击作用引起塑性变形而产生位错；第二是在沉积表面因所存在的液
态、固态和半固态收缩性质的差异使得沉积坯因收缩受阻而产生位错。
图2　热等静压态组织
热
等静压在使材料充分致密化的同时，也将引起微观组织的变化。本文实验合金HIP处理后的晶粒长大并不明显，说明此种细晶粒组织具有很强的抗晶粒长大能力。
在较低温度下进行HIP处理时，出现了轻微的碳化物长大倾向(图2(a))，而当HIP温度偏高时，不但在晶界而且在晶内均出现了较大量的条状碳化物(图
2(b))。由图2(c)，
2(d)可以发现，γ′相的形态亦由类圆形变化为不规则的多边形，且其尺寸也长大了一倍左右，同时存在特别细小的γ′相。由于HIP处理是在γ′相溶解温
度附近进行，实际上相当于一次固溶或均匀化处理。之后随炉冷却的冷速不高，因而造成了γ′相析出形态的变化。有研究表明，尽可能地提高HIP的冷却速度对
于进一步改善材料性能有积极意义。
图3为本文实验合金经时效处理后的显微组织，可见二次相(碳氮化物)仍主要集中在晶界，晶内γ′相有大
小不同的尺寸分布。因所采用的固溶制度为不完全固溶，所以存在一部分γ′相的长大，这种长大还伴随着γ′相周围的贫化。随时效的充分进行，在大尺寸的γ′
相周围会补充析出一些细小的γ′相，使贫化带消失(图3(b))。热处理后γ′相的形态、尺寸与分布对材料的最终性能具有决定性影响，通过固溶与时效制度
的适宜配合可以得到所要求性能的材料。
图3　固溶和时效后材料的显微组织
本
文实验合金维氏硬度与760℃下时效时间的关系如图4所示。可见760℃时效约6
h达到峰时效，之后再延长时效时间，硬度值呈下降趋势，为过时效状态。图5则分别给出了时效3h和6h后维氏硬度与时效温度的关系。在
780℃～850℃，时效3h其硬度值随时效温度单调上升，而时效6 h则硬度值随时效温度单调下降。这一现象符合γ′相粗化长大的规律。
              图4 760℃时效时维氏硬度随时效时间的变化 图5　时效3 h和6 h时维氏硬度与时效温度的关系
力
学性能测试结果表明，喷射成形材料的力学性能得到了大幅度提高。其室温和650℃抗拉强度分别为1.490GPa和1.235GPa，延伸率分别为
16.5%和21.0%。分析认为，喷射成形镍基高温合金所表现出的较高的力学性能是细晶强化与固溶强化、时效强化共同作用的结果。图6为材料的拉伸断口
形貌。室温(图6(a))和高温(图6(b))断口由大量韧窝组成，韧窝底部有粒子存在，表现出微孔聚集型长大的韧性断裂特征。同时还可观察到由细小韧窝
组成的撕裂棱，说明尽管材料的韧性较高，但同时也表现出轻微的准解理脆性断裂倾向。因此可以认为材料呈现以韧性断裂为主要特征的混合断裂模式。由图
6(b)可见，与室温断口相比，高温断口的韧窝大而深，表明高温下具有优良的塑性。
图6　热等静压及热处理后喷射成形高温合金的拉伸断口形貌
(a)—Tensile testing at room temperature；(b)—Tensile testing at 650℃
3　结论
(1) 喷射成形镍基高温合金呈细小、均匀的等轴非枝晶组织，晶粒度为20～50μm，γ′相粒度也十分细小。
(2) 适宜的热等静压和热处理制度可使材料的组织发生较大变化，使材料性能得以提高。
(3) 喷射成形镍基高温合金的室温和高温拉伸性能得到了较大幅度的提高，其拉伸断口呈韧性断裂为主的断裂特征。
 
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杨闯等(贵州师范大学材料与建筑工程学院，贵州　贵阳　550014)
摘 要：
采用光学显微镜及X射线衍射仪分析了一种新型合金工具钢软氮化渗层的组织形貌和相结构，并与传统的高速钢进行比较。结果表明，该钢经过560℃×3h软氮
化后渗层显微组织是由γ′和合金氮化物及碳化物组成的扩散层，未见连续的ε相形成。与传统高速钢比较，在相同工艺条件下渗速较快，渗层较深，脉状氮化物级
别较低，渗层具有良好的综合性能。
关键词：合金工具钢；软氮化；组织形貌；相结构；性能
0　引言
高
速工具钢具有高的红硬性、耐磨性，在高温下能承受较大的载荷。同时高速工具钢具有良好的韧性和加工性，几乎可以用于制造所有的成品刀具，因此在工具领域中
占据主导的地位。但通用高速钢中加入了大量的W、Mo、Cr、V等贵重合金元素，其价格昂贵，使用成本高。当前由于合金元素W、Mo、V等贵重合金元素价
格不断上涨，如何节省高速工具钢中的合金元素用量已成为高速工具钢发展中十分重要的课题。
根据我国资源的特点，采用合金化理论及试验探索，研制了一种GDL-4型合金工具钢。该钢以廉价的Si、Cr、Mn为主加元素，添加少量的W、Mo、V、Al组成，以替代价格昂贵的传统高速钢，对节约成本，提高经济效益，具有极重要的现实意义。
化
学热处理是提高高速钢使用性能的一项有效措施。低温铁素体氮碳共渗(俗称软氮化)是一种常见的化学热处理工艺，它是在Fe-C-N三元素共析温度以下
(530～570℃)对工件表面进行碳氮共渗，可以大幅度提高钢件的疲劳强度、耐磨性、抗擦伤和抗咬合能力以及耐腐蚀性，并显著提高使用寿命，本文利用X
射线衍射仪和光学显微镜分析了GDL—4型合金工具钢软氮化处理后渗层的相结构、微观组织及性能。
1　试验材料和方法
试
验材料采用最新研制的GDL-4型合金工具钢，用中频感应加热炉熔炼，铸锭经锻造预先热处理后加工成各种试样，对比试验选用M2钢。试样经1070℃淬火
后550℃高温回火三次，硬度值为HRC63-65。软氮化处理在RN-45-6渗氮炉中进行，采用通氨滴醇法，氨气经干燥罐后进入炉内，并用流量计控
制，炉压为1.5×103Pa。试样软氮化后，用HXS-1000A型数字智能显微硬度计测量渗层及表面硬度，载荷1.98N，加载时间为15s。在
OLYMPUS显微镜下观察渗层组织，用日本理学公司产D/max-2200型X射线衍射仪进行相结构分析，Cu靶，Kα辐射，石墨单色器滤波，管电压
40kV，扫描速度2°/min。在MM-200磨损试验机上进行对滚耐磨试验，被测样品为条形样，尺寸为6mm×7mm×40mm，对磨样品为圆形合金
铸铁样，尺寸为«40mm×10mm。在试验前加一次冷冻机油进行润滑，载荷30kg，试验时间为3h，以样品失重量作为耐磨性能。
2　试验结果及分析
2.1 渗层厚度及显微硬度
2.1.1 渗层厚度
用金相法在放大200倍显微镜下可测出渗层厚度，即试样沿表面垂直方向测到有明显分界处即为渗层厚度。测量结果如下:
表1 GDL-4钢和M2钢软氮化后深层深度
材料
化合物层
扩散层
GDL-4
不连续
0.06～0.09mm
M2
较为连续
0.05～0.08mm
通
过金相显微观察表明，GDL-4钢软氮化后形成的扩散层要比M2钢更深，氮化层的形成实际上是工件从氮化气氛中吸收氮量和向工件内扩散氮量之间的平衡过
程。由于新材料中含有大量的Cr及少量的W、Mo、Al等强氮化物形成元素，在渗氮初期，这些元素和氮有很强的亲和力，具有很高的氮吸收速率，可迅速堆积
较多的活性氮原子，氮浓度梯度高。扩散阶段，新材料中非氮化物形成元素Si与N的亲和力很小，可起到阻碍N原子聚集的作用，从而推动N原子较快的向内扩
散，形成较平缓的氮浓度梯度，因而有一定提高渗速的作用。M2钢中在软氮化时大量的强氮化物形成元素与氮形成稳定的氮化物将其固定住，阻抑氮向工件内部扩
散，工件表面活性降低，驱动力减小[5]，化合物层较为连续。故在相同条件下渗氮，GDL-4钢的渗速较M2钢更快，可获得更深的扩散层
2.1.2 显微硬度
GDL-4钢和M2钢两种材料表面和渗层显微硬度测量结果见表2和表3。
由表2和表3可知：M2钢软氮化后表面显微硬度要比GDL-4钢要高，心部硬度相差不。但在距表面大约0.06mm处，扩散层的硬度新材料高于M2钢，硬度在HV1100以上。
两种材料的显微硬度梯度曲线见图1。
由图1可知:新材料软氮化后硬度随着渗层的加深显微硬度减小要比M2钢慢得多，硬度梯度比M2钢的硬度梯度更加平缓。
新
材料中W、Mo、Cr等合金元素的含量要低于M2钢，这些强氮化物元素由于与氮形成稳定的氮化物而将其固定住使之难于扩散，因此，也起阻抑氮向工件内部扩
散的作用，结果将减小渗层深度和增加硬度梯度。因此M2钢软氮化后表面显微硬度较新材料高，硬度随着渗层的加深显微硬度减小较快。新材料中非氮化物形成元
素Si和弱氮化物形成元素Mn降低了渗层的氮碳浓度和梯度，新材料中非氮化物形成元素Si与N的亲和力很小，可起到阻碍N原子聚集的作用，从而推动N原子
较快的向内扩散，形成较平缓的氮浓度梯度，软氮化后能获得更深的扩散层，新材料软氮化后硬度随着渗层的加深显微硬度减小要比M2钢慢得多，硬度梯度比M2
钢的硬度梯度更加平缓。
根据合金工具钢氮化后的应用要求，显微硬度在HV1100～1300之间更适合于合金工具钢的服役条件，合金工具
钢要具有高的耐磨性、低的脆性和高的红硬性。由有表2可知:M2钢的软氮化后表面显微硬度范围较GDL-4要大。实验表明，GDL-4钢的耐磨性比M2钢
高，通过实际应用中经验观察可以看出M2滑块在相互碰撞是更易发生棱边崩脆现象，因而新材料脆性比M2钢要低。由于GDL-4钢渗前经550℃三次回火预
处理，回火稳定性好，因而基体的硬度变化不大。
2.2 渗层显微组织和相组成
图2为新材料和M2钢经过
560℃×3h软氮化后的渗层组织，可以明显看出，GDL-4钢软氮化后表面形成以γ′为主的扩散层，合金氮化物、碳氮化物弥散分布于扩散层中，未见连续
的ε相形成。心部组织为碳化物+回火马氏体+残余奥氏体，GDL-4钢软氮化后能获得比M2钢更深的扩散层。两种材料的金相显微组织对比见图2。
2.3 扩散层中的氮化物的分布情况
钢
经过软氮化在白色化合物和扩散层之间能观察到白色脉状氮化物组织，一般随着氮浓度的增加而变粗，甚至变成网状分布，脉状氮化物可能是疲劳裂纹源或增加脆
性，较严重的脉状和连续的网状分布会使氮化层脆性增加，极易剥落，极大地影响渗氮件的性能。扩散层中氮化物在显微镜放大500倍，取其组织最差的部位。
由前述合金元素的形成过程知道，在较高的温度下渗氮，合金元素与α相共格关系被破坏，氮化物易聚集形成长大，形成粗大的氮化物，因而影响材料的性能，使材料的硬度降低，特别是合金元素较多时。
图
3是GDL-4钢和M2钢在1000倍扩散层组织的分布情况。由图3可知，新材料渗层中未观察到有明显的脉状氮化物见图3(a)，而在M2钢中，则能观察
到明显的脉状氮化物见图3(b)。这是因为新材料中非氮化物形成元素Si可阻止化合物聚集的作用也可使化合物均匀分布，从而使得新材料中脉状氮化物的级别
较低。
2.4 渗层的相分析
图
4(a)和图4(b)分别是GDL-4钢和M2钢的X射线衍射图图谱，通过X射线衍射物相分析表明，新材料和M2钢软氮化后渗层的物相为过饱和含氮α-
Fe、γ′相及合金氮化物。两种材料软氮化后，化合物层很薄，ε相量较少，在衍射图中不能显示出来。扩散层中的主要物相是过饱和的α-Fe、γ′相及合金
氮化物组成。但一方面两种材料中合金元素的含量远比Fe低得多，同时大部分的合金元素以碳化物形式存在，因此合金氮化物衍射强度较弱。另一方面，合金氮化
物衍射峰多与铁的氮化物或碳化物峰接近或重叠，在衍射范围内很难区分。
2.5 耐磨性能
经30kg载荷条
件下，3h对磨，新材料与M2的滚子和条形试样的总磨损量分别为0.0004mg和0.0005mg。GDL-4钢软氮化后表面形成的扩散层比M2更深，
非氮化物形成元素Si和弱氮化物形成元素Mn降低了渗层的氮碳浓度，渗层硬度梯度平缓，无明显网状和脉状氮化物存在，晶界没有化合物析出。实验结果表
明，GDL-4钢具有更优异的耐磨性。
3　讨论
根据新材料的成分特点，新材料是以Si、Cr、Mn为主加
元素，添加少量的W、Mo、V、Al等元素组成，新材料中非氮化物形成元素Si与N的亲和力很小，可起到阻碍N原子聚集的作用，从而推动N原子较快的向内
扩散，形成较平缓的氮浓度梯度，因而有一定提高渗速的作用。大量的铬既可以提高表面硬度，又可以增加硬化层深度。非氮化物形成元素Si和弱氮化物形成元素
Mn，可以降低渗层的表面碳氮浓度，使渗层硬度梯度平缓。M2钢中在软氮化时大量的强氮化物形成元素与氮形成稳定的氮化物将其固定住，阻抑氮向工件内部扩
散。故在相同条件下渗氮，GDL-4钢的渗速较M2钢更快，可获得更深的扩散层。新材料中非氮化物形成元素Si可阻止化合物聚集的作用也可使化合物均匀分
布，从而使得新材料中脉状氮化物的级别较低。少量的Al在渗层表面形成AlN化合物对提高表面耐磨性有一定作用。新材料替代高速钢应用在压缩机滑片上经过
初步上机试验通过了2000h的寿命试验，并通过了小批量生产试验。目前正在进行产业化工作。GDL-4钢渗氮工艺性好，渗层组织理想，力学性能优良，价
格低廉，是一有重要推广价值，具有广阔应用前景的合金工具新材料。
 
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范映伟，郑运荣，曾 强
(北京航空材料研究院，北京100095)
摘 要：用扫描电镜、能谱仪、X射线衍射技术和定量金相技术研究Ni-10Co-7.1W-1.7Mo-0.5Nb-6.9Ta-7.9Re-6.9Al-0.008CNi₃Al基高温合金的显微组织。实验表明：该合金由γ，γ′，γ+γ′共晶和Re3W相组成；Re是强负偏析元素，过量Re促使Re3W相的形成；合金中次生γ′、共晶γ′的固溶温度分别为1330℃和1360℃。采用1290℃，2h+1330℃，6h+1360℃，6h多级固溶处理实现γ′完全固溶并避免初溶，但该处理不能消除Re3W相，也不能实现Re的完全均匀化，适当降低Al,Ta和Re含量可以消除Re₃W相。
关键词：Ni₃Al基高温合金；铼；固溶处理；显微组织
由于Ni₃Al
基金属间化合物强度高及密度小，已广泛应用于制造燃气涡轮叶片，但其承温能力仍难于满足先进航空发动机日益发展的要求。持续提高这类材料的高温强度是重要
的发展方向，添加合金元素Re是实现这一目标的重要手段。尽管Re的价格约为黄金的四分之一，但成品涡轮叶片的价格已达等重黄金的水平，而叶片原材料成本
只占叶片价格的20%左右，因此高Re仍是合金发展的重要选择。20世纪90年代以来，定向凝固和单晶合金的含Re量已达3%～6%(质量分数)，俄罗斯
高温合金的含Re量甚至高达10%。深入研究发现，Re是高温合金主量合金元素中偏析最严重的元素，其枝晶干区Re浓度是枝晶间区的5倍。严重的Re偏析
造成枝晶干区在高温使用时析出有害的TCP相。为解决TCP相析出损害高温蠕变强度，SATO等在含Re高于3%的合金中加入3%Ru，有效抑制TCP相
的析出。另外，通过1310～1370℃多级固溶热处理可以有效地减少Re偏析，也可避免TCP相形成[12]。虽然Re在定向和单晶合金中的作用已有较
多的研究，但Re在定向Ni3Al基高温合金中的影响却鲜见报道。本文作者研究一种含7.9%Re(质量分数)的Ni3Al基高温合金的显微组织，为进一
步提高这类材料的高温性能、满足先进航空发动机日益苛刻的要求提供基本依据。
1  实验
实验材料是一炉真
空感应熔炼炉3kg高Re铸造Ni3Al基金属间化合物，其化学成分为Ni-10Co-7.1W-1.7Mo-0.5Nb-6.9Ta-7.9Re-
6.9Al-0.008C(质量分数，%)。合金被铸成多晶棒料，从棒料上切取试块进行高温固溶处理，处理状态列于表1。采用多级固溶处理是为了抑制初
熔。用扫描电镜、能谱仪和定量金相技术测定铸态和热处理试样中各种组成相的成分和含量，测定固溶处理前后共晶γ′量的变化以及Re和Ta元素偏析的变化，为材料的均匀化做准备。
为了鉴定合金中相的结构，对铸态和热处理试样还做了X射线衍射分析(阳极采用CuKα)。
2  结果及讨论
2.1 铸态组织
合金的铸态组织如图1所示。在扫描电镜背散射像中，铸态枝晶组织清晰可见，枝晶干区A是γ和γ′两相组成，枝晶间区B是γ+γ′共晶，还有白亮的片状和块状相(图1(a))。在更高放大倍率下(图1(b))，枝晶干A区γ基体上析出粒状γ′，受显微偏析影响，枝晶间区Al、Ta等γ′形成元素较多，析出的γ′相比枝晶干区更粗大,甚至析出花状的γ+γ′共晶，在扫描电镜下，它由丝状灰白色γ和黑色块状γ′(共晶γ′)组成，共晶γ+γ′中γ′的最大尺寸高达8μm，可用EDS测定其含量。
图1  合金的铸态显微组织
为了测定Re在合金中的分配，用能谱测定图1中共晶γ′、白亮片状相和块状相、枝晶干中心区和共晶γ′边缘的枝晶间C区(图1(b))的成分，结果如表2所列。表中所列数据是2次以上测定结果的平均值。从表2可知，共晶γ′主要富Al、Ta和Nb，Re在共晶γ′中的溶解度较在基体γ+γ′中低。白色的片状和块状相的成分非常相似，都含有很高的W和Re，还溶解较多的Ni和Co，实际上都是富W和Re相。从表2还可以看出，Re和W是负偏析元素，主要富集在枝晶干区，尤其是Re显微偏析更严重，其偏析比(cseg=cden/cinterden，其中cden是其在枝干中的浓度，cinterden
是其在枝间的浓度)高达1.61。Ta、Nb和Al是正偏析元素，主要富集在枝晶间区，而Nb是偏析最严重的正偏析元素。正是由于铸态合金中难熔元素
Re、W、Mo、Nb和Ta的严重偏析，使合金的高温强度得不到充分发挥，需要通过高温固溶处理使合金均匀化。
为了鉴定合金中的富W和Re相，用10%盐酸-甲醇溶液，在电流密度0.2A/cm2下，电解萃取富W和Re相，溶解掉γ+γ′基体相以后，对收集到的少量萃取残余物用X射线衍射仪进行相鉴定，结果如图2所示。由图可知，萃取粉末中除残留的基体γ相外，另一组衍射谱线与Re3W相标准谱线很相符，该相为体心立方(BCC)结构，点阵常数为0.9588nm。衍射谱中还有一条d=0.210925nm的未知谱线，可能是电解萃取过程中出现的未知产物。
图2  铸态合金萃取粉末的XRD谱
根据表2数据，将富W和Re相中体心立方结构元素W、Mo和Nb归为一组，将具有面心立方和密排六方结构元素Al、Ni、Co、Re归为另一组，计算Al+Ni+Co+Re与W+Mo+Nb的摩尔比约等于2.9，从成分上也证明富W和Re相应为Re3W相。
2.2 固溶热处理组织
合金固溶处理的目的是使共晶γ′和从γ基体析出的次生γ′全部固溶，并减轻Re和W等难熔元素的显微偏析。温度越高越易达到上述目的，但要受到合金初熔的制约。因此，首先要探明γ′的固溶温度和合金的初熔温度。
次生γ′的固溶比共晶γ′的固溶容易，经1290℃，2h处理后，枝晶干区的次生γ′就已经明显回溶，而共晶γ′却没有明显的变化，同时，枝晶间区的γ′
反而粗化。组织中除铸态粗片状初生Re3W相外，还析出薄片状相(图3(a))。由于片太薄，用能谱不能准确测定其成分，但能确定该相富W和Re。对该试
样做X射线衍射分析后，也证明其组成相与铸态相同，没有新相析出，证明该相仍为Re3W相。经1290℃，2h+1310℃，2h处理后，次生γ′的回溶更加明显，共晶γ′此时也开始固溶，同时补充析出更多的次生Re3W相(图3(b))。1330℃，6h处理后，仍有少量次生γ′(图3(c))。再经1350℃，6h处理后，次生γ′固溶完毕。
(a)1290℃,2h
(b)129090℃,2h+1310℃,2h                 (c)1290℃,2h+1310℃,2h+1330℃,6h
图3  次生γ′的固溶显微组织
经固溶处理后，共晶γ′的固溶组织如图4所示。与图1(a)的铸态组织相比，图4(a)中，合金经1330℃，6h处理后共晶γ′明显减少。经过1360℃，6h处理，共晶γ′
已完全固溶，同时出现微量的初熔区(图4(c)中箭头所指)。固溶温度进一步升高至1370℃时，初熔进一步扩大(图4(d))。图4还表明，高于
1330℃固溶处理时，随着固溶温度的升高，薄片状的次生Re3W相渐渐减少，到1370℃时，该相基本溶解(图4(d))。次生Re3W的析出，是由于
在偏析区，Re浓度超出其在γ中的极限溶解度，且Re的扩散极为困难，要达到完全均匀化很困难，使浓度超过极限溶解度的Re以次生Re3W形式析出。要消除Re3W相，需要从调低合金饱和度的角度加以解决。
图4  不同固溶处理后共晶γ′的固溶组织
(a)1290℃,2h+1310℃,2h+1330℃,6h；(b)1290℃,2h+1310℃,2h+1350℃,6h；(c)1290℃,2h+1330℃,6h+1360℃,6h；
(d)1290℃,2h+1330℃,6h+1370℃,6h
对不同温度固溶处理试样的共晶γ′体积百分含量作了定量分析，结果示于表3中。从表3可以看出，共晶γ′大量回溶温度为1330℃，最终固溶处理为1360℃，6h时，保证了合金中全部γ′固溶而又不出现明显的初熔，经此处理后，材料的均匀化效果较好，Al达到了完全均匀化，难熔元素Cr、Mo、W、Ta也获得了较好的均匀化效果，但Re仍然保留了较高的偏析度(表4)，需要更高温度和更长时间的均匀化处理。
综
上所述，热处理状态E，即1290℃，2h+1330℃，6h+1360℃，6h是较合适的固溶处理规范，但受初熔制约未能完全解决Re的均匀化问题。另
一方面，合金的含Re量处于过饱和状态，过量的Re以Re3W相形式析出，弱化了合金，而且初生的Re3W相极其稳定，不能通过热处理使其溶解。因为Re
在γ中的溶解度远高于在共晶γ′中的溶解度，因此降低合金共晶γ′含量是抑制Re3W相析出的重要措施，对合金中Al和Ta含量作进一步调整避免Re3W相的析出，获得组织稳定性好的高ReNi3Al基高温合金，进一步的研究工作正在进行中。
3  结论
1)成分为Ni-10Co-7.1W-1.7Mo-0.5Nb-6.9Ta-7.9Re-6.9Al-0.008C(质量分数，%)的Ni3Al基高温合金由γ、γ′和γ+γ′共晶和Re3W相组成。
2)Re是强负偏析元素，它的偏析比cseg=cden/cinterden高达1.61。过饱和的Re以初生和次生Re3W形式析出。
3)次生γ′和共晶γ′的完全固溶温度分别为1330℃和1360℃，合金明显的初熔温度为1370℃。在1290～1370℃温度范围，初生Re3W相没有明显的固溶；在低于1330℃时，次生Re3W相不断以薄片形式析出，温度高于1350℃后又明显回溶，1370℃时基本溶解完毕。
4)Re是最难均匀化元素，经1360℃，6h处理后，Re的偏析比仍高达1.15。
 
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吉林工业大学 孙大仁 杨晓红 张明吉 曹占义 陆有 刘勇兵
摘 要：利用一种新的铸造技术，使高达40%的铅混合到铝合金中，然后用普通的浇铸方法生产铸造铝-铅合金。在实验中，探讨了其最佳工艺参数，并利用光学显微镜，扫描电镜，定量金相等技术研究了铝含量和合金元素对其显微组织结构的影响。
关键词：铝铅合金；铸造；滑动轴承
0  前言
铝
合金具有优良的比强度，耐蚀性和导热性，铝基滑动轴承材料的研究一直受到各国材料及工程研究者的重视。尤其近年来随着汽车工业的发展，传统的巴氏合金及铜
基合金作为汽车轴承合金正在被铝基轴承合金所取代。在铝基合金中，铝铅合金具有疲劳强度高、耐蚀性好、抗咬合性好、强度适中等优点，是目前各国材料工作者
重点研制和开发的轴承合金材料之一。然而，由于金属铝和铅的密度和熔点相差悬殊，两金属在固态下溶解度极小(图1中可以看出，在327℃，铅在铝中的溶解
度<0.05%)，液态下也难于互溶(在900℃，铅在铝中的溶解度为8%)，因此，该合金的熔炼已成为有色合金熔炼技术中的一大难题。我国在铝-
锡合金的生产上已具规模，但在铝-铅合金研制才刚刚起步，从事该项研究工作的有数家研究机构。已有的资料表明[8]，目前我国研制铝-铅合金多采用粉末冶
金方式，还没有用铸造法生产的研究报告。采用粉末冶金法制造铝-铅合金相对于铸造法来说，设备成本高，投资大，工艺复杂，而且，铅的含量受到限制
(<10%)。文献指出铝-铅合金的含铅量在铅含量>10%时，铅对磨损特性才有较明显的作用。
图1  铝-铅二元合金相图
在
本研究中，利用特殊装置，通过强力搅拌获得均匀的液态铝-铅合金乳浊液，然后，使用常规的铸造方法生产铝-铅合金已经取得阶段性成果，此种生产方法，设备
简单，操作方便，含铅量不受限制，适于工业化大规模生产，目前正进行该合金的性能、轧制与钢背复合试验工作，该方法的试制成功，将为大批量生产造价低廉的
铝-铅合金轴承材料开辟了一条新路。
1  试验材料及试验方法
1.1 试验用原材料
为结合工业生产的应用，试验使用的原材料是A00铝(99.7%)、镁(99.8%)、锡(99%)和铅(99.9%)、合金中的硅、锰、铜元素以中间合金Al-20%Si，Al-50%Cu，Al-20%Mn的形式加入。
1.2  合金的熔炼过程
1.2.1 合金的熔炼
为了使不同含铅量的轴承合金的基体成分均匀，在15kW的坩埚炉中一次配制好全部试验要用的基体合金(除铅以外的所有合金元素)，以备最终熔炼，其化学成分见表1。
1.2.2 铝-铅合金的制备
铝
-铅合金的熔炼在4kW的立式电阻炉中进行，坩埚的材料为低碳钢，尺寸为Φ100mm×200mm，坩埚上面罩上一密封罩，罩上留有一个Φ10mm的加铅
孔，以防止铅蒸气的污染。熔炼过程如下：在坩埚中加热1.5kg的基合金，使其熔化，在适当的温度下，将专门设计的多层搅拌桨放入熔池中，以
1100～1500r/min的速度进行强制搅拌，与此同时，一边搅拌一边加入铅颗粒(平均质量为10g)，每次加入的间隔时间约5s，加完铅后继续搅拌
5min，以便获得均匀的铝-铅合金乳浊液，然后，升起搅拌桨，从炉中取出坩埚，用普通的铸造方法进行浇铸。
1.3  显微组织结构的观察
利用光学显微镜和扫描电镜观测铝-铅合金的显微组织及铅颗粒的形态和分布。用定量金相测定了铅颗粒的尺寸。
2  试验结果与分析
2.1  制备参数的确定
制备铸造铝-铅合金的主要工艺参数有三个：①熔化温度；②搅拌速度；③搅拌时间。
试
验结果表明：最佳熔化温度为700℃，温度过高，铝合金氧化严重，合金中的氧化铝夹杂增加，另外更严重的是，铅过热度太大，在搅拌过程中，迅速氧化成氧化
铅，氧化过程放出的热量又加速铅的氧化，在瞬间，被加入的全部铅就会被消耗掉，会使熔炼失败。温度过低，流动性差混合效果不好。搅拌速度是能否形成均匀的
铝-铅合金乳浊液的关键参数，桨叶几何形状的设计，必须满足两个要求，其一是在旋转中，产生一个向上的推力，以抵消由于重力使铅下沉的作用；其二是不断的
打碎大的铅颗粒。并使其在合金中分布均匀，以形成乳浊液。这两个作用，必须靠一定的旋转速度来保证。经反复试验，最佳的搅拌速度为1300r/min左
右，速度过低会造成铅的下沉，速度过高，容易飞溅，会加速铝、铅的氧化，与熔化温度过高产生相类似的结果，搅拌时间的长短主要影响铅的均匀分布程度，试验
结果表明，加完铅后，继续搅拌5min比较适合；其选择原则是，在能够得到均匀的铝-铅合金乳浊液的基础上，时间越短越好，以减少高温氧化，按照本试验给
出的最佳参数，已经成功的制备出含铅量高达40%的铝-铅合金。
2.2  显微组织观察
图2  不同铅含量铝-铅合金的光学显微镜金相显微组织
a.5%Pb  b.10%Pb  c.25%Pb  d.40%Pb
图
2是具有相同成分的基合金(见表1)不同含铅量的铝-铅合金的金相照片，其中黑色颗粒为铅，灰色的条为共晶硅，白色为α-Al。基体合金应属于亚共晶铝-
硅合金范围，可以看出：共晶硅集聚在α-Al枝晶的周围形成多边形的网；铅在合金基体上以大小不等的颗粒均匀分布，其形态为点状、球状或团絮状；铅的存在
没有明显的改变基体的显微组织形貌。对试样的纵断面和横断面的观察表明铅的分布没有明显的偏聚。在大的铅颗粒中可见铅颗粒的内部并非实体，这是由于铅的熔
点比铝低，金属铝凝固时按枝晶方式生长可以穿过富铅的液态区域。从图2还可以看出，铅颗粒的尺寸随铅含量的增加而增大，表2给出不同铅含量定量金相的试验
结果，表2中试样均在同样的试验条件下制取的，并都在同一铁模中浇注，具有同样的冷却速度，可见铅颗粒的尺寸却随铅含量的不同而改变。Al-
5%Pb，Al-10%Pb，Al-25%Pb，Al-40%Pb合金中铅颗粒的平均直径分别为15μm，20μm，，28μm和50μm，最大直径分别
为80μm，130μm，180μm和280μm，可以看出铅颗粒随铅含量的增加变大，其形态逐渐接近球形，这是因为铅量越多，铅颗粒相遇的几率越大，铅
颗粒越容易集聚。
2.3  合金元素的分布
为
研究铝-铅合金的轧制及其力学性能的需要，作了该合金的主要合金元素的扫描电镜能谱图。图3a是Al-25%Pb合金(基合金成分同表1)的扫描电镜的形
貌图。图3b，c，d分别是该合金的铅、硅、铁的能谱图。图3b中的白色颗粒为铅，图3c中的白色短条为硅，与图3a的白色颗粒及短条基本对应，铅颗粒的
内部基本无硅相和铁相。图3d反映出铁主要存在α-Al中，并在其中的分布较均匀，无针状铁相存在，这可能是由于锰的存在改变了其形态，铁是生产铝合金不
可避免的杂质元素，其形态及分布将会对轧制性能产生影响。
图3  25%Pb铝-铅合金的扫描电镜图
a.形貌图b.铅的面分布图c.硅的面分布图d.铁的面分布图
3  结论
(1) 本试验方法可以成功的生产出含铅量高达40%的铸造铝-铅合金。
(2) 铅颗粒的显微形态为点状、球状或团絮状，以大小不同的尺寸均匀的分布在铝合金的基体上，铅的存在没有明显的改变铝合金基体的显微形貌。
(3) 铅颗粒的平均直径和最大直径随铅含量的增加而增大，其形态随铅含量的增加逐步接近球形。
(4) 从能谱试验结果可看出铅颗粒内部几乎无硅相和铁相存在，铁相在α-Al中均匀分布。
 
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杨段魁(内蒙古工学院)
摘 要：
利用高频电阻感应加热自冷淬火方法对45、40Cr和35CrNi3Mo钢进行了实验，获得了仿形性淬火带，硬度可达HRC54～59。金相检验和透射电
镜观察，淬硬带主要是回火板条马氏体，40Cr钢个别区域有片状马氏体，45钢有少量的下贝氏体。试件淬火后墓本不变形，也无需回火。
关键词：高频淬火；感应热处理；热处理
1  引言
高
频电阻感应加热不仅有感应加热，而且还有电阻加热，工件表面电流更集中，密度更大，加热速度也更快，表面加热的功率密度是感应加热的数倍。高频电阻感应加
热设备简单，操作方便。淬火可根据工件的形状和部位进行设计，仿形性很好，可对复杂工件的局部表面实施淬火。淬火时自激冷却。淬火后工件基本不变形，无需
回火。因此国外一些汽车厂和其它工业部门用高频电阻感应加热处理汽缸内壁、汽缸内孔、凸轮、弹簧等零件取得了良好的效果。国内开展这项工作的有不多几家。
我们在实验室条件下进行了高频电阻感应局部表面加热自冷淬火的研究，取得了较好的结果。本文就高频电阻感应局部表面加热自冷淬火的组织和性能作一些较深入
的分析和探讨。
2  试验材料和方法
2.1 试验材料
选用45、40Cr和35CrNi3Mo钢。其化学成分和原始组织如表1。试样尺寸1OOmm×25mm×lOmm。
2.2 试验设备及检测方法
试
验在GP-100C3型高频感应加热装置上进行。自制感应器、电触头、装夹具和附助装置。试件淬火后测量洛氏硬度，在显微镜下观察金相组织，进而制备成复
型和金属薄膜，在H-700H透射电镜下深入观察和分析。用维氏显微硬度计测量淬火区的硬度、宽度和深度(截面的最大深度)。宽度和深度均以半马氏体区为
界，载荷200g,lOs。利用游标卡尺和千分表测量淬火试样的变形量。
3  试验结果与分析
在不同工艺参数下，三种试验用钢高频电阻感应局部表面加热自冷淬火的试验结果列于表2。
3.1 淬火区的形状
高
频电阻感应局部表面加热淬火区一般为一条或多条淬硬带。淬硬带的形态随感应器的形状而异。本文感应器设计有两种：一种是直线形，另一种是S形。直线形感应
器得到的淬硬带情况列于表2。S型感应器得到的淬硬带如图la所示，呈S形。不管淬硬带呈什么形状，其横截面均呈月牙状。如图1b所示。
图1  淬硬带的形态
3.2 淬硬带的硬度和分布
三
种试验用俐淬硬带的硬度HRC45-59。这种结果与普通高频淬火的硬度接近。淬硬带的硬度随深度的变化而变化。图2是35CrNi3Mo钢淬硬带深度与
显微硬度分布情况。可以看到，试验表层组织的硬度变化比较平稳。但是淬硬层较浅，淬火区与未淬火区之间的过渡区很窄，硬度变化急剧。显然，高频电阻感应局
部表面加热的能t在试祥表面十分集中，密度很大。试样表面处的显微硬度略低，是因为表面马氏体较次表面的自回火程度高所造成的。
图2  35CrNi3Mo钢淬硬带深度与显微硬度分布
3.3 光学金相组织
图
3是40Cr钢淬火区和过渡区的金相组织照片。图3a是悴火区细小马氏体，图3b是过渡区马氏体和未溶铁素体的混合组织。由图3b中可以看到比较粗大而且
已经破断了的网状铁素体组织。说明40Cr钢的原奥氏体组织比较粗大。经高频电阻感应局部表面加热淬火，组织得到了细化。因为这种方法加热能量密度很高，
速度更快，时间更短，所以细化组织的效果比普通高频加热淬火效果更为明显。淬火前正火处理的钢淬火效果更好，硬度稍有提高。从表1我们可以看到正火处理的
这种作用。这表明原始组织均匀细密，奥氏体化加热相对比较充分，化学成分相应也比较均匀，奥氏体晶粒细小，淬火质量就好。
a-40Cr钢淬火区组织                         b-40Cr钢过渡区组织
图3  4OCr钢淬火区与过渡区金相组织
3.4 电镜观察
淬
硬带的精细结构由图4、图5中的复型和金属薄膜的透射电镜照片所示。从图4a可以清楚地看到。45钢淬火区主要是回火板条马氏体，个别区域有少量下贝氏
体。40Cr钢淬火区，除了回火板条马氏体外，还存在少最具有孪晶亚结构的片状马氏体。从图4a可以看到，马氏体基体上弥散分布有细小的碳化物。显然，试
样在自激冷却过程中马氏体自身已经回火，而且比较充分。因为Cr元素提高了40Cr钢的回火稳定性，所以相比之下，45钢中的碳化物教目更多，回火也更充
分。
a-淬火区M板                          b-淬火区M板+少量B下(薄膜)
图4  45钢淬火区组织的透射电镜照片
a-过渡区M板+B粒(复型)                 b-过渡区M板+F+P(薄膜)
图5  45钢过渡区组织的透射电镜照片
淬
火区与未淬火区之间的过渡区，因其加热温度处于Ac1-Ac3范围内，所以组织比较复杂。从图5可见，45钢过渡区组织中有回火板条马氏体、粒状贝氏体、
未溶铁素体和珠光体。而40Cr钢由于Cr元素对贝氏体转变的推迟作用，其过渡区组织主要是回火板条马氏体、未溶铁素体和珠光体。
3.5 变形量
高频电阻感应加热只发生在工件的某些局部表面，加热层很薄，最深处只有一个多毫米，而且是自激冷却淬火，引起工件变形的热应力和组织应力很有限。所以这种淬火方法变形程度甚微。本试验数据如表3所示。
由表3中的数据可见，沿长度方向最大的变形量仅为0.Olmm，多数试样没有什么变化。宽度方向的最大变形量为0.02mm，而厚度方向即翘曲最大变形为0.09mm。由此可见，高频电阻感应局部表面加热自冷淬火对工件尺寸几乎没有什么影响。
4  结论
1) 45、40Cr和35CrNi3Mo钢在国产高频感应加热设备上实现局部表面加热自冷淬火，获得仿形性淬硬带，HRC可达54-59。
2) 淬硬带组织主要是回火板条马氏体。40Cr钢个别区域有少量片状马氏体，45钢有少量下贝氏体。过渡区组织是回火板条马氏体、未溶铁素体和珠光体，45钢中还有少量的粒状贝氏体。
3) 淬硬带回火比较充分，无需另行回火。试件自冷淬火后基本不变形。
 
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