1.5　固態相變

球墨鑄鐵凝固后繼續降溫過程中發生固態相變。首先是奧氏體中過飽和碳隨溫度下降而析出。當鑄件溫度下降到共析轉變溫度時，發生共析轉變。共析轉變要通過原子遷移和晶體結構重組而實現，是一種擴散型轉變。其轉變產物類型和結構受鑄件化學成分、冷卻速度和一些工藝因素的影響而發生變化。球墨鑄鐵中的珠光體基體就是共析轉變的典型產物。

當鑄件含有足夠量抑制奧氏體共析分解的元素，或者以避免珠光體轉變的冷速通過共析轉變區，由于原子來不及進行遷移和晶體結構重組，奧氏體不能在共析溫度區進行正常共析轉變而保留下來。繼續降溫至馬氏體轉變溫度，將發生無擴散的馬氏體轉變，產生馬氏體基體組織。如果奧氏體組織非常穩定，也可能在冷卻到室溫過程中不發生相變，凝固產生的奧氏體組織將保留下來，產生奧氏體基體球墨鑄鐵。

1.5.1　先共析鐵素體析出

穩定共晶轉變完成后，組織中主要存在奧氏體和球狀石墨。奧氏體中的碳含量處于飽和狀態。隨著溫度下降，碳將從奧氏體中脫溶出來。當到達共析轉變溫度時，奧氏體約析出1%左右的碳。這些碳向球狀石墨表面或共晶團邊界擴散。球狀石墨表面被具有較高能量的（0001）面所包圍。最容易接納外來原子。

正常冷卻條件下，碳原子以足夠高的擴散速度擴散到球狀石墨表面。使石墨球尺寸增大，表面變得粗糙。當球墨鑄鐵中含有較多干擾元素時，石墨表面可能出現刺狀或片狀石墨，如圖1-26所示。

如果鐵水含硅量較高，雖然鑄件冷速高但還不具備形成二次碳化物條件，析出的碳也可能在共晶團邊界上形成極細小的石墨質點。這些細小質點受到鐵自擴散速度的影響，一般只能在奧氏體晶界上出現。

如果鑄件冷卻速度緩慢，碳有充足的時間在奧氏體中擴散，使碳較多地從固溶體中脫溶出來，使基體中含碳量低于共析含碳量。α+γ相區內將發生γ→α轉變，析出鐵素體。這種鐵素體稱為先共析鐵素體。厚壁球墨鑄鐵件比較容易發生這種情況。冷速、石墨數量、尺寸、奧氏體存在狀態都對奧氏體分解為鐵素體有明顯影響。例如石墨球數多，則石墨與奧氏體之間的界面面積大，奧氏體中脫溶的碳原子向石墨擴散距離短，有助于形成較多的鐵素體。各種提高奧氏體中碳活度的因素（如碳和硅含量較高）都促使碳原子發生擴散運動，增加先共析鐵素體生成量。

先共析鐵素體是在稍低于Ar3溫度時首先在奧氏體晶界上形核，并生成細小塊狀鐵素體晶粒。隨著溫度下降，鐵素體逐漸由呈塊狀生長改變到沿晶界呈片狀生長。如果鑄件冷卻得比較緩慢，這種片狀鐵素體就成為沿晶界彎彎曲曲的網絡狀。當鑄件溫度降低到共析溫度，先共析鐵素體不再連續增加，但鐵素體體積分數并不停止增長。因為鐵素體也能在奧氏體晶粒內部適合非均質形核的位置上形核和生長。這些位置位錯密度較高且常有夾雜物存在。晶界上和晶內析出的鐵素體在α+γ相區的不同溫度形成的晶體形態不相同，可能有塊狀、網絡狀和片狀。這些鐵素體和石墨周圍的鐵素體一樣，大多數都具有等軸晶粒。當奧氏體晶粒較細時，在小過冷度下緩冷有利于鐵素體以塊狀析出。相反地，片狀鐵素體是在粗大奧氏體晶粒中，在冷速較高條件下形成的。在奧氏體分解過程中，硅的偏析有助于先共析鐵素體析出。

1.5.2　共析轉變與共析組織

球墨鑄鐵含硅量遠超過鋼，硅的質量分數一般在2%～3%。在圖1-1中可以看到，共析轉變發生在一個三個相共存的溫度區域內。此三個相是鐵素體+奧氏體+石墨（穩定系），或鐵素體+奧氏體+滲碳體（亞穩定系）。當鑄件溫度達到區域內的某一溫度時，鐵素體、奧氏體和高碳相（石墨或滲碳體）都有與溫度相應的平衡含量。鐵素體和奧氏體的體積分數之比都隨溫度變化而改變。控制鑄件在此范圍內的加熱溫度和保溫時間，相變過程就可能獲得不同比例的珠光體和鐵素體組織。

當球墨鑄鐵溫度降低到共析轉變溫度區（準確地說，稍低于共析溫度），除了奧氏體繼續按上述方式發生分解外，還會產生鐵素體+滲碳體（碳化物）的機械混合物，即珠光體。

珠光體一般是在奧氏體晶界上或晶體缺陷（如位錯）比較密集的高能位置形核，并在奧氏體晶粒內生長。在不同位置形核生長的珠光體必然會與其臨近的生長著的珠光體遭遇而停止生長，因此在奧氏體晶粒內將會形成一些晶體位向各不相同的所謂“珠光體領域”（或稱“珠光體團”）。珠光體基體實際上是由多個珠光體團所構成。

珠光體由鐵素體和碳化物兩相交錯排列而成。這種組織在生長時必定有一個相是領先相，引領兩個相協同生長。根據熱力學分析及有關實驗證明，鐵素體是珠光體形成過程中的領先相。

如果鐵素體領先生成，其排出的碳原子使臨近部位碳濃度升高，將有滲碳體生成。因為滲碳體與奧氏體有合適的晶格對應關系，滲碳體可以順利形核、生長，同時也消耗了周圍的碳原子，并為下一步鐵素體形核創造了條件。如此兩相協同生長，產生兩相互相疊集的層狀組織：珠光體組織。

1.5.3　鐵素體球墨鑄鐵

常用的球墨鑄鐵多數為珠光體和鐵素體混合組織。基體中珠光體體積分數超過鐵素體體積分數時，稱為珠光體-鐵素體球墨鑄鐵。鐵素體體積分數超過珠光體時稱為鐵素體-珠光體球墨鑄鐵。鐵素體體積分數在95%以上，稱為鐵素體球墨鑄鐵。圖1-27顯示鐵素體體積分數不同的球墨鑄鐵金相組織。圖1-27（a）鐵素體量為1%、圖1-27（b）的鐵素體量和珠光體量均為45%、圖1-27（c）的珠光體量為2%。

鐵素體是碳溶入α鐵或δ鐵而形成的固溶體。為了與高溫下的δ鐵中形成的δ鐵素體有所區別，球墨鑄鐵件室溫基體中顯示的鐵素體稱為α鐵素體。在鐵碳二元合金中，α鐵素體存在于910℃以下，其溶碳量隨溫度改變而有變化。727℃時最大溶碳量為0.034%。在過冷條件下凝固時，鐵素體中的碳總是過飽和的。

除了很厚鑄件外，一般球墨鑄鐵件為了獲得全部為鐵素體的基體，需要進行石墨化退火。使珠光體分解、碳原子充分擴散。如果鑄件中沒有碳化物，只需進行低溫石墨化退火。有些鑄件含有碳化物，還需要采用高溫石墨化和低溫石墨化兩段退火工藝。

鐵素體以不同形態存在。存在于共析組織中的鐵素體稱為共析鐵素體。圍繞石墨球周圍，具有等軸晶粒的鐵素體常稱為牛眼狀鐵素體。出現在與石墨相鄰近位置上的鐵素體都與鑄鐵凝固時碳的擴散有關。經過部分奧氏體化熱處理的鑄件中，鐵素體呈破碎狀，稱為破碎鐵素體。還有些鐵素體分布于晶界上，呈網狀存在，稱為網狀鐵素體。

鐵素體基體的生成，首先需要有碳原子有較高的碳活度，促使碳能從固溶相或滲碳體中轉移出來，并有充足時間進行擴散、聚集并完成點陣重組。并避免鐵和碳之間的即位反應形成碳化物。因此促進鐵素體基體生成的主要因素有以下幾種。

①鑄件碳、硅和石墨化元素的質量分數相對較高，碳化物形成元素的質量分數相對較低。

②鑄件較厚或鑄件加熱到Ac1以上溫度保溫后緩慢冷卻；鑄件在較低冷速下進行固態相變，給碳原子足夠時間進行遷移、擴散和晶體結構重組。

③石墨球數多；為碳原子提供較短的遷移路徑。表1-2顯示40mm厚球墨鑄鐵件中石墨球數對鐵素體體積分數的影響。

石墨球數除了影響鐵素體生成外，還對球墨鑄鐵各種性能有影響。因此是球墨鑄鐵組織中的一項重要指標。以下簡要介紹影響鑄件中的石墨球數的一些因素。

（1）碳當量　提高鐵水碳當量是促進石墨球數增加的基本因素。但是提高碳當量必須與增強孕育效果相結合。

（2）含硫量　由于硫化鎂和硫化鈰都是石墨形核基質的組成物質，鐵水中含有適當硫量能增加石墨結晶核心，相應增加石墨球數。有試驗表明，0.05%～0.10%S能產生顯著效果。但是硫量過高促使碳化物生成，減少石墨球數。

（3）稀土元素　鐵水含有少量稀土元素顯著增加石墨球數。在鎂球化劑中含有0.3%Ce可使球數增加50%。再增加鈰量則效果減弱，直到含量達0.7%時，已無明顯效果。低鈰稀土增加球數的作用高于高鈰稀土。使用低鈰稀土時鑄件合適含鈰量為0.006%～0.01%，高鈰稀土則為0.015%～0.020%。鑭也有增加球數的作用，含量相同情況下，鑭比鈰更有效。

（4）鐵水凝固速度和澆注溫度　這是影響石墨球數的重要因素。因為提高鐵水凝固速度使結晶過冷度加大，凝固時能夠增加有效石墨晶核數，導致球數增加。采用硅鐵鎂合金和硅鐵進行爐前處理后，測定澆注的階梯試樣中石墨球數，其結果是6.5mm斷面的平均球數為374個/mm2，50mm斷面的平均球數為140個/mm2。

鐵水澆注溫度也影響石墨球數。較低溫度澆注可以加快冷卻，有利于增加石墨球數。但是低溫澆注也容易產生碳化物。含有較多碳化物形成元素的鐵水不宜在較低溫度澆注。

（5）球化和孕育處理過程　鑄件殘余鎂量較高時，石墨球數增多。但需注意殘余鎂量過高會提高碳化物生成傾向。

二次孕育、瞬時孕育比出鐵時加入孕育劑能獲得較多球數。

碳當量相同情況下，孕育程度與球數呈正比。采用75硅鐵實行孕育時，在一定范圍內增加硅鐵孕育劑中的鈣和鋁含量能增加球數，但鈣的質量分數超過0.4%～0.5%及鋁質量分數超過1.8%，效果會下降。鉍硅鐵、鍶硅鐵和稀土元素以合適數量加入鐵水，可以明顯增加球數，促進鐵素體體積分數提高。

1.5.4　珠光體球墨鑄鐵

我國國家標準GB/T1348—2009中幾種牌號球墨鑄鐵基體中珠光體體積分數分別為：QT500-7（σb=500MPa，δ=7%）：45%～50%；QT550-5（σb=550MPa，δ=5%）：50%～60%；QT600-3（σb=600MPa，δ=3%）：60%～70%；QT700-2（σb=700MPa，δ=2%）：>90%。QT800-2（σb=800MPa，δ=2%）球墨鑄鐵基體則根據熱處理規范為索氏體基體（索氏體體積分數>95%），或含少量珠光體。

珠光體體積分數增加，拉伸強度提高，伸長率和沖擊韌度降低。調節球墨鑄鐵基體中珠光體和鐵素體兩種組織體積分數比例，鑄件可獲得預期拉伸強度、屈服強度、延伸率、沖擊韌度。

珠光體組織中碳的質量分數一般為0.6%～0.7%。但是鑄件化學成分可使其中滲碳體量發生變化，并導致珠光體含碳量隨之變化。例如硅、錳、鎳、鉻使含碳量減少，有些元素（如鈦、鈮、釩）則會使含碳量增加。

共析轉變產物的力學性能與其組成相之間的分布、結構與狀態密切相關。對于片狀珠光體，層片間距是決定該組織性能的基本因素。強度和硬度隨層間距的減小而提高。片狀珠光體的層片間距一般在1500～4500μm。

共析反應產物的層間距主要取決于奧氏體共析轉變溫度，各種提高共析轉變過冷度的因素都能使層片間距減小。最常出現的影響因素是鑄件冷卻速度和化學成分。提高冷卻速度能增大共析轉變過冷度，降低分解溫度，使層片間距減小。鑄件含有增強奧氏體穩定性的元素，如鎳、銅、銻等，也能降低共析轉變溫度、細化共析轉變產物。按組織細化程度，共析轉變產物分為珠光體（間距最大）、細珠光體、索氏體、托氏體。

我們通常以分散度來表明層片間距的大小，分散度高表明層片間距減小，層片細密。層片間距在800～1500μm之間的共析組織稱為索氏體，可以在光學顯微鏡下以500倍率觀察到其層片組織。層片間距約在300～800μm的共析組織稱為屈氏體。光學顯微鏡一般只能顯示其黑團狀形貌，難以辨識其層狀結構，電鏡下才可以看到針片狀鐵素體和滲碳體的混合組織。

固態相變過程中，奧氏體向珠光體轉變需要通過碳原子、鐵原子以及合金元素原子的擴散才能完成。珠光體的有效晶核形成以后，要經歷一個時間過程，才能開始生長。這個過程稱為珠光體轉變孕育期。孕育期是固態相變的重要參數。

奧氏體向珠光體轉變的時間-溫度曲線呈C形（圖1-28）。

影響珠光體轉變孕育期的因素很多，奧氏體的化學成分也是其中的重要因素。提高奧氏體含碳量，使孕育期延長，珠光體析出速度減緩，轉變終了所需時間也加長。合金元素通過改變過冷奧氏體在珠光體轉變區的穩定性而使孕育期和轉變速率發生變化。凡能溶于奧氏體的合金元素都使奧氏體穩定性提高（鈷除外），即延長孕育期和降低珠光體轉變速率。強烈抑制奧氏體分解的元素，如鎳和錳的質量分數達到一定程度，都可能使球墨鑄鐵中奧氏體組織在常規冷速下保留到室溫，使鑄鐵具有奧氏體組織。轉變溫度也是主要因素之一。當溫度降低（轉變過冷度增強）時，珠光體形核概率上升。但卻增大了原子擴散阻力，推遲珠光體開始生長的時間。這兩方面的影響程度都隨溫度的變化而改變。

鑄態奧氏體中通常存在一些未熔碳化物或富碳小區，或者加熱鑄件進行奧氏體化時，片狀珠光體組織中的滲碳體未完全熔入，這些細微顆粒或富碳小區在略低于Ar1溫度緩冷或保溫，也可能以滲碳體為核心發生珠光體轉變，形成碳化物均勻分布于鐵素體上的顆粒狀的組織。這種組織稱為粒狀珠光體。粒狀珠光體硬度較低，但韌性、延展性和切削性都比較好，能減緩鑄件上疲勞裂紋擴展速度。