球墨鑄鐵中碎塊狀石墨的形成原因及防止措施

1碎塊狀石墨的形貌特征

    從圖2 (b)碎塊狀石墨和正常球狀石墨的形態、分布特點的對比發現，碎塊狀石墨沿奧氏體枝晶分布，而正常石墨是分布在奧氏體基體上，表明碎塊狀石墨和正常球狀石墨的形成機理不同。Adrian認為碎塊石墨的形成是由二次石墨膨脹壓力的“楔子效應”導致的初生石墨球破裂，該理論無法解釋碎塊狀石墨沿奧氏體枝晶間分布的現象，顯然“楔子理論”并不正確。周繼揚等人認為碎塊狀石墨在共晶凝固即將開始前先于奧氏體枝晶析出，石墨與奧氏體之間的松散偶合是碎塊狀石墨形成的原因，但無法解釋為何會形成松散偶合，對生產實踐沒有明確的指導意義。

    筆者認為球狀石墨和碎塊狀石墨都是從液態中直接析出的，但形成原因和生長條件不同，當鐵液正常凝固時，先析出初生石墨球和共晶石墨球，球狀石墨是在液態中自由形核生長，然后石墨球周圍貧C鐵液開始形成奧氏體，最終奧氏體殼包圍球狀石墨，從圖2（b）可以看出，正常的球狀石墨分布在奧氏體基體之上。反之，當鐵液凝固時，初生石墨或共晶石墨的形核能力弱，或者由于冷卻條件差，石墨晶核析出后再溶解，此時過冷鐵液會優先析出初生奧氏體枝晶并長大，奧氏體枝晶間形成了相互連通的、狹長的殘余液體，C原子在這些殘余液體中呈過飽和狀態，在這種條件下，C原子只能在殘余鐵液的凝固后期中析出，由于周圍固態奧氏體的限制，無法呈正常球狀石墨析出，而只能快速形核并自由長大，形成沿奧氏體枝晶分布的多分支碎塊狀石墨，與圖2 (b)觀察到的結果一致。Hideo、Haruki等人的研究也表明當球狀石墨不能有效形成或停止生長后，在奧氏體枝晶間會形成碎塊狀石墨的生長。如果殘余液態中過飽和C原子的石墨化能力弱，或有反石墨化元素的偏析等原因，過飽和的C原子就會以碳化物形式析出，形成萊氏體組織。

    與普通球墨鑄鐵相比，高Ni奧氏體球墨鑄鐵更容易形成碎塊狀石墨，其原因主要與合金元素含量有關，目前應用最廣的為高Ni球墨鑄鐵(牌號為D5S) ，ω（Ni）34% ~36%，ω（Si）量高達4.9%~5.5% ，ω（Ni）≤2%。一方面，凝固過程中Ni、Si能夠降低奧氏體殼的熔點，共晶石墨球在凝固過程中不易被奧氏體殼包圍，共晶石墨不穩定; 另一方面，Ni是促進奧氏體的元素，使奧氏體枝晶的單獨析出生長，同時ω（Ni）量超過30%時，室溫下仍為穩定的奧氏體組織。圖3是高Ni球墨鑄鐵表面的正常金相組織，可以看出明顯的奧氏體樹枝晶。另外，ω（C）量較低，凝固過程中石墨化能力較弱。由于上述不利因素的綜合影響，最終導致形成碎塊狀石墨。

關于飽和度的概念，把C、Si、Ni綜合作用作為影響因素，飽和度計算公式為A=C 0.2Si 0.06Ni，當A大于一個值時(通常是4.4)，就會出現碎塊狀石墨，但飽和度與壁厚有較大的關系，壁厚較大的鑄件，其臨界飽和度值較小，薄壁處臨界飽和度的值可以高些，可以放寬到5.0左右。

RE對碎塊狀石墨的影響機理說法不一，其中三種說法如下：

①由于Ce元素的偏析導致共晶反應接近終點時在奧氏體與液相界面處形成碎塊狀石墨。

②有人認為，Ce元素的微觀偏析引起球狀石墨的退化，形成碎塊狀石墨。

③RE使共晶溫度范圍和共晶凝固時間增大，增加了碎塊狀石墨在殘余鐵液中形成的幾率，當高Ni球墨鑄鐵中的ω（Ce）量達到0.003%，就會引起碎塊狀石墨。

    高Ni球墨鑄鐵一般采用不含RE的Ni-Mg或Ni-Mg-Si系球化劑，筆者發現，由于某批次的Ni-M~-Si球化劑中混入微量Ce，生產的渦殼鑄件除表面2 mm的石墨形態正常外，其余部位均為碎塊狀石墨，表明微量Ce能直接導致奧氏體球墨鑄鐵形成碎塊狀石墨。鑄件淺表面由于冷卻速度快，RE元素來不及偏析，加之石墨晶核較多，最終形成正常組織，而鑄件其它部位，由于冷卻速度慢，RE元素有足夠的時間偏析到奧氏體中，破壞石墨球周圍奧氏體殼的穩定性，不能形成正常共晶團，加上較高含量Ni、Si元素的影響，最終導致碎塊狀石墨的形成。而在普通球鐵中，RE元素允許范圍比高Ni球墨鑄鐵寬，但隨著壁厚的增大，殘余RE的允許含量也隨之降低。

試驗發現La同樣會引起碎塊狀石墨，在開發高Ni球墨鑄鐵的過程中，采用La球化劑進行試驗，最終全部形成碎塊狀石墨，如圖4所示，可見，高Ni球墨鑄鐵的球化劑不能含有Ce、La等RE元素。Sb、Sn等表面活性元素對消除碎塊狀石墨有一定的作用，為防止RE元素的有害作用，筆者開發高Ni球墨鑄鐵時加入0.03%Sb，或0.07%Sn，但未能完全消除碎塊狀石墨，表明Sb、Sn的作用還受鑄件壁厚、冷卻速度、孕育效果的限制。

厚大部位的凝固時間長，石墨的形核能力差，同時存在嚴重的石墨析出、再溶解傾向，不易形成正常共晶團組織，即使不含Ni元素，也容易形成碎塊狀石墨。要減輕或消除厚大件的碎塊狀石墨，需足夠的石墨形核數量，因此強化孕育、添加Sb、Sn等表面活性元素、增強散熱條件等可有效防止厚大部位碎塊狀石墨的出現。圖5為一種柴油機鑄件中發現的碎塊狀石墨形態，正常石墨球數較少，而碎塊狀石墨呈大片狀分布。從圖5(b)可以看出，碎塊狀石墨周圍為鐵素體，原因是碎塊狀石墨分支多，C原子的擴散距離較短，珠光體容易鐵素體化。

筆者公司在開發D5S高Ni奧氏體球墨鑄鐵時出現了碎塊狀石墨，飽和度達到了5.16，調整ω（Ni）和ω（Si）量到下限后仍未消除碎塊狀石墨。適當降低孕育溫度，采用3次孕育后消除碎塊狀石墨，可見飽和度理論有片面性。這表明強化孕育可以促進正常石墨晶核，共晶團數增加，即使ω（Ni）、ω（Si）量高，但由于石墨核心數量多，在很大程度上有效抑制碎塊狀石墨的形成條件。當厚大部位冷卻速度慢時，只要采用強化孕育，也可以很大程度上消除碎塊狀石墨。當普通球鐵中含有少量的RE時，強化孕育也有明顯效果。

當灰鑄鐵的孕育效果較差時，會形成D型石墨，如圖6所示，其奧氏體枝晶較發達，D型石墨在奧氏體枝晶間分布，與奧氏體球鐵中碎塊狀石墨的形成機理一致，解決D型石墨有效的措施是加強孕育，促進正常的A型石墨在液態中析出長大。因此解決碎塊狀石墨就是要盡可能多的在剛開始凝固時和共晶凝固時析出更多的石墨核心并生長，孕育是極其重要的手段，增加冷卻速度、適當降低溫度等均可以強化球墨鑄鐵的孕育效果。