2.1　常存元素

2.1.1　碳和硅

碳在球墨铸铁中以三种形式存在。首先是以聚合状态存在，构成球状石墨晶体。球墨铸铁中石墨体积分数约为10%～12%。另一些溶入固溶体（奥氏体、铁素体），以固溶状态存在。第三种是以化合状态存在。碳与铁或其他合金元素化合（如铬、钒、钼等），构成渗碳体或合金碳化物。

碳在铸铁组织中的存在形式主要与铁水中碳的活度有关。温度相同的铁水中，提高碳和硅的质量分数可提高碳活度，使原子活动能力增强，促进碳原子在铁水中顺利移位、扩散。因而在冷却速率等工艺条件相同情况下，碳当量高的铁水易于析出石墨，使石墨体积分数增加，石墨球数相应增加。碳活度较低时，碳原子活动能力趋弱，碳原子通过短距离移位在铁水中与铁原子形成C-Fe原子集团。最终铁与碳原子相化合产生渗碳体。

获取球墨铸铁需在铁水中加入球化元素。球化元素降低碳的活度，提高铁水液-固相变的过冷倾向。过冷是促成球状石墨晶体生长的重要条件。但是过冷量过大也促使渗碳体形成。组织中将会出现初生和共晶碳化物。因此需要通过提高碳当量，进行孕育处理，促使碳活度提高，增加石墨核心，促使铁水按稳定共晶系转变，避免铸件产生白口。球墨铸铁件碳当量高于灰铸铁件，一般采用共晶或过共晶成分。这是球墨铸铁件化学成分的特点之一。由于球状石墨切割基体金属较轻，力学性能指标受碳质量分数的影响相对较小。提高球墨铸铁碳当量降低力学性能的作用远小于灰铸铁。

图2-1显示球墨铸铁中碳的质量分数对球墨铸铁力学性能的影响[1]。

球墨铸铁；灰铸铁

适当提高碳当量，还能提高铁水流动性，减少铸件发生缩孔、缩松倾向和缩松分布面积，改善球墨铸铁铸造性能。

硅促使共晶转变温度提高，有助于铁水发生稳定系共晶转变。抑制渗碳体生成。在各种元素中，硅促进石墨化能力，仅次于碳。存在于球状石墨心部的硅氧化合物是形核基质中的组分，有促进石墨形核的作用。

ω（C）=3.75%，ω（Si）=2.8%～4.2%的球墨铸铁中，每增加1%Si，合金冷却时共析转变温度（Ar1）提高47℃。Ar1提高将会增加铁素体含量，相应减少珠光体含量[2]。因此，制造珠光体球墨铸铁件时，在避免渗碳体组织生成条件下，可在上述含量范围内，选择较低的含硅量，在较小较薄铸件中，硅的质量分数应选取中限或上限。薄壁铸件在成分范围内选择硅的上限含量。厚壁铸件则需适当降低含硅量。

硅还提高球墨铸铁淬透性，铸件避免珠光体转变的临界冷却速度随含硅量提高而降低。基体含碳量越高，降低程度越明显。

值得注意的是，铁素体球墨铸铁中，硅量过高（例如耐热铁素体球墨铸铁）会使韧-脆性转变温度上升。对铸件低温性能也存在不良影响。特别是球墨铸铁含磷量较高时，低温脆性对硅质量分数非常敏感。

以固溶状态存在的硅能在球墨铸铁中发挥固溶强化作用。<5%的硅含量可使球墨铸铁的抗拉强度和硬度都有所提高，但是断后伸长率和冲击韧度值随含硅量提高而连续下降（图2-2）。当ω（Si）>5%后，冲击韧度急剧下降。

一般球墨铸铁中，硅的质量分数可在以下范围内选择：铁素体球墨铸铁ω（Si）=2.4%～3.0%，珠光体球墨铸铁ω（Si）=2.1%～2.6%。有些耐热耐腐蚀铸件采用高硅铁素体球墨铸铁，其含硅量超过上述范围，这类铸件需采用低碳成分，例如ω（C）=2.0%～2.5%，以保持合适的碳当量。另外铸件还需添加合金元素（例如钼），并严格控制磷含量，以避免冲击韧度过低的铸件在应用中发生脆裂。

铸态使用的球墨铸铁件，碳和硅质量分数可选ω（C）=3.6%～3.8%，ω（Si）=2.1%～2.5%。碳当量为ω（CE）=4.3%～4.5%，再根据铸件厚度、孕育处理工艺等条件在以上范围内确定硅含量。

改变球墨铸铁的碳、硅含量可以调整基体中铁素体和珠光体体积分数。图2-3显示各种模数（铸件体积/铸件散热表面积）的球墨铸铁件中碳、硅含量与铁素体体积分数（%）的关系[2]。

图中曲线是根据ω（Mn）<0.01%，碳、硅含量不同的一组铁水试验数据描绘出来的。试棒直径φ12～38mm，采用硅铁镁和镍镁合金复合球化剂球化处理，加入75硅铁0.5%进行孕育处理。由图可见，散热较快的低模数铸件，即使碳、硅含量高，锰量很低，也难以获得纯铁素体组织，这是因为冷速高，从奥氏体中脱溶的碳不能充分扩散所致。随着模数增加，热量散失减缓，避免碳化物的临界碳、硅含量逐渐降低。硅量较高时，这种差异较为明显。

图2-4显示各种模数铸件为避免出现渗碳体时，碳和硅质量分数的关系。铸件含硅量相同时，为了避免碳化物析出，小模数铸件（冷速高）需要较高含碳量。由此图可以看出，碳促进石墨化的能力比硅强。如果碳质量分数减小时，硅质量分数必须增加。

考虑到所需的基体组织、铸件壁厚、抑制渗碳体析出、保持良好冲击韧性、避免石墨飘浮等因素，建议采用表2-1所列的碳、硅含量[1]。

下面简要讨论低碳当量球墨铸铁。

前面已经介绍了碳和硅在一般球墨铸铁中的作用。选用共晶或过共晶成分的主要目的是促进石墨化，使石墨生成量增多，石墨球数增加。但是球状石墨的存在，相当于金属内出现许多空腔。降低球墨铸铁拉伸强度和屈服强度。在相同外力作用下，应变量较大，刚度较差。

汽车工业中许多零件采用了球墨铸铁。发动机曲轴、桥壳、凸轮轴、连杆等承受较大机械应力的传动件，不但要求材料有较高的机械强度，也要求提高铸件的刚度，以改善零件工作性能，提高使用寿命。

为满足这些产品的要求，近些年开发了ω（C）=1.2%～2.0%、ω（Si）=2%～3%的亚共晶球墨铸铁。本书中称这种材料为低碳当量球墨铸铁，简称低碳球墨铸铁。

（1）低硅型低碳球墨铸铁　20世纪30年代国外汽车公司曾经采用ω（C）=1.30%～1.70%、ω（Si）=0.9%～1.3%的材料铸造了汽车发动机曲轴、连杆、活塞等零件。此种材料化学成分介于钢和铸铁之间，具有点状或团球状石墨，石墨体积分数大于可锻铸铁。退火后金相组织类似可锻铸铁。此种材料按成分应该归入钢的范畴。但是因为含硅量高，浇注前又经过孕育处理，铸态组织中有少量石墨析出。因此，这种合金被称为石墨钢。石墨钢具有不同基体，缺口敏感性较低，抗磨性和减震性优于锻钢。

在石墨钢研究的基础上，开发了低硅型低碳球墨铸铁。这种低碳低硅球墨铸铁是采用镁、铈及稀土元素等传统球化剂处理铁水，浇注出的铸件中含有细小均匀的球状石墨。但因铁水含碳量低，只需较少残余球化元素就可使石墨球化。适宜的残余镁量为0.035%～0.045%。因此球化处理加镁量可以比普通球墨铸铁减少5%～10%。

开发的低硅型低碳球墨铸铁成分范围是：ω（C）=1.4%～1.7%、ω（Si）=1.0%～1.3%、ω（Mn）=0.5%～0.7%[6]。为在这种合金中获取珠光体基体，还加入少量铜或镍。成分为ω（C）=1.7%、ω（Si）=1.2%的铸态组织含有渗碳体，其铸态力学性能如表2-2所示。使用前需要进行高温退火或正火消除白口。

注：P为珠光体；C为渗碳体；F为铁素体。

表2-2列出低硅型低碳球墨铸铁的多种热处理规范。其中亚临界处理规范是：试样加热至425℃及540℃各保温2h，650℃保温4h，790℃保温8h；然后以10℃/h冷速降温至675℃后炉冷。经过亚临界处理后，试样获得较高塑性，刚度有所提高。部分铁素体化热处理的规范是：铸件加热至900℃，保温6h，炉冷至740℃保温4.5h后缓冷至675℃炉冷。处理后弹性模量提高，其他力学性能指标和亚临界处理后的指标基本相同。

这种球墨铸铁组织是在温度范围较宽的凝固过程中形成。奥氏体枝晶干和二次枝晶发育充分，铁水中析出的球状石墨一部分是在枝晶间的熔液中形核和生长。由于受到枝晶臂的限制，有些球状石墨呈线状连续排列。

由表2-2所列数据可见这种低碳当量球墨铸铁经过热处理后，力学性能达到QT600-3A的水平。其弹性模量已超过一般球墨铸铁弹性模量水平。

低碳当量球墨铸铁的石墨体积分数小于普通球墨铸铁。共晶转变时所产生的体积膨胀量相应减少。不利于共晶膨胀补充铸件凝固收缩量。铸件容易产生缩松、缩孔缺陷。

另外，低碳当量球墨铸铁凝固范围宽，其铁水流动性低于常规球墨铸铁。在生产条件下浇注螺旋流动性试样与常规球墨铸铁（3.67%C、2.20%Si）试样进行比较。发现低碳球墨铸铁（1.72%C、1.45%Si）的流动性试验螺线长度只有普通球墨铸铁的70.5%。而且含硅量越低，两者流动性差别越大。

低碳低硅球墨铸铁的凝固温度高于一般球墨铸铁。因此需要提高铸件浇注温度。浇注低碳低硅薄壁球墨铸铁件的铁水温度需提高到1400℃以上。

（2）高硅型低碳球墨铸铁　这种类型低碳球墨铸铁碳、硅含量范围是：ω（C）=1.4%～1.7%、ω（Si）=1.3%～3.0%。铸件含碳量与前一种近似，而含硅量范围可达到3.0%。我们知道，碳和硅是调整低碳球墨铸铁组织的主要措施。碳质量分数是决定石墨量的主要因素，硅则促进石墨化，抑制碳化物生成，并与基体类型和力学性能相关。当含硅量提高到2%～3%，铸态组织中的碳化物体积分数减少到3%以下，达到一般球墨铸铁碳化物含量水平。有文献报道，ω（C）=1.47%、ω（Si）=2.88%、ω（Mn）=0.62%原铁水经过镁球化剂处理（残余镁量0.027%），并以相当于0.2%Si的75硅铁进行后孕育处理，1560℃浇入φ20mm砂型。试棒铸态组织为90%珠光体+7%铁素体+3%碳化物。石墨呈球状，尺寸细小，相当于7～8级（GB9441—2009），数量多达325个/mm2。经过900℃×5h奥氏体化后空冷（正火），基体全部为珠光体。退火规范为奥氏体化后以50℃/h炉冷到790℃，再以15℃/h降温至750℃保温4h，最后炉冷至室温（石墨化退火）。基体为铁素体。石墨部分溶解，石墨球数降低至250～275个/mm2。石墨球尺寸相当于6～7级（GB/T9441—2009），试棒力学性能列于表2-3。

正火与退火试棒抗拉强度与屈服强度分别达到球墨铸铁ISO标准[ISO1083：2004（E）]中ISO1083/JS/800-2/S与ISO1083/JS/500-5/S所列相应指标。经过正火的低碳当量球墨铸铁试棒的屈强比远高于ISO标准，退火试棒两者基本相同。

2.1.2　锰

锰扩大奥氏体相区，扩展相区的程度随锰含量上升而增加。球墨铸铁中锰的凝固分配系数约为0.7，凝固时锰偏聚于液相。

在固态相变过程中，锰原子的扩散比碳原子困难，扩散速度远低于碳原子，导致含锰较高的铸件相变阻力增加，并阻碍铁原子自扩散，减缓奥氏体分解速度，增加共析转变过冷度，加长转变孕育期，使避免珠光体转变的临界冷速降低。在较低的共析温度下，共析转变速率加快，奥氏体中的碳原子迁移变得困难，因而锰抑制铁素体形成，从而提高基体中珠光体体积分数。可以利用调节锰量来改变铸件中铁素体和珠光体含量的比例，改变铸件性能。

锰使共析转变温度显著下降。球墨铸铁中每增加1%Mn，共析转变温度下降约20℃。表明锰增加奥氏体共析转变过冷度。在较低温度下，转变阻力增大，奥氏体稳定性提高，并可使共析转变产物细化。含锰量达到一定程度后，奥氏体能够保留到室温。

锰减少共析组织含碳量。当基体含锰量不太高时，每1%Mn约可使共析组织含碳量减少0.05%～0.06%。加锰使共析点移向相图左下方。奥氏体共析转变中锰原子有助于较厚球墨铸铁件淬火硬化。

锰溶入铁并与碳化合形成合金渗碳体（Fe、Mn）3C。在此化合物中，锰原子部分取代铁原子，使化合物的结合键加强。存在于共晶组织或共析组织中的这种碳化物都是很稳定的。

微区分析结果表明：球状石墨周围含锰量比奥氏体晶界处的含锰量低数倍，这是因为锰原子的扩散速度低于碳的扩散速度，导致共晶转变结束后的晶间残留熔液中，锰浓度远高于铸件平均浓度。共晶转变完成后，晶界上将会析出晶间碳化物。随着铸件含锰量增加，碳化物体积分数随之增大，甚至能形成断续网状或连续网状碳化物，降低铸件塑韧性。因此制造塑韧性要求较高的铁素体球墨铸铁时，铸件含锰一般应限制在0.2%以下。

球墨铸铁的几种常存元素中，对珠光体体积分数影响最显著的是锰。长期生产珠光体球墨铸铁的经验表明，厚度25mm以下的镁球墨铸铁件中ω（Mn）=0.30%～0.50%时，基体中珠光体含量一般在60%～80%。50～60mm厚铸件珠光体含量约为50%～60%。更厚的QT550-5及QT600-3铸件，加锰量可达到0.55%～0.70%。

利用提高含锰量来增加珠光体含量时应控制锰、硅质量分数的比例。图2-5显示经过镁硅铁球化处理的ω（C）=3.5%～3.9%、φ25mm球墨铸铁件中锰、硅质量分数对铁素体体积分数的影响。此图显示如果铸件含硅量为2%，欲使铁素体体积分数减少到5%以下，消除牛眼状铁素体，则加锰量需超过1%以上。如此高的含锰量则难以避免渗碳体和晶间碳化物生成。在此种情况下，可以加入铜或铜+钼，相应减少锰含量。

铸态使用的珠光体球墨铸铁件，含锰量也不宜过高，可选用：ω（Mn）=0.3%～0.5%。厚壁件可按上限选用。薄壁铸件容易出现渗碳体，含锰量需要控制在0.30%或更低一些。

使用前经过消除碳化物正火的铸件，根据所需珠光体体积分数，铸件含锰量可提高到0.40%～0.80%。

锰溶入铁素体产生固溶强化作用，可使铁素体球墨铸铁的抗拉强度、屈服强度、硬度提高。图2-6显示锰对ω（C）=4.0%，ω（Si）=2.2%珠光体球墨铸铁和铁素体球墨铸铁主要力学性能的影响。

铁素体；珠光体+索氏体；ω（C）=4.0%;ω（Si）=2.2%;ω（Mg）=0.08%

2.1.3　磷

磷在奥氏体中的溶解度较低，并不直接影响奥氏体转变和转变产物，也不影响石墨的球化及球状石墨尺寸、分布和数量。磷对球墨铸铁力学性能的影响，主要表现在降低材料塑韧性。这是因为共晶转变结束后，晶间残留熔液含磷量显著提高。共晶团界面上出现脆性相磷共晶。塑韧性降低的程度主要取决于共晶团界面上磷共晶的体积分数和分布状况。

图2-7显示磷的质量分数对低锰铸态铁素体球墨铸铁力学性能的影响。

一些球墨铸铁化学成分标准中，规定磷的质量分数≤0.07%。但是对于厚断面铸态铁素体球墨铸铁件来说，ω（P）=0.04%时，已经有磷共晶出现，材料的塑性和冲击韧度明显下降。当磷的质量分数（%）由0.06%开始增加，抗拉强度和硬度都相应提高。而断面收缩率则从0.07%P时的15%下降到0.10%P时的5%。

因此磷的质量分数应尽可能降低到0.05%以下。塑韧性要求较高铁素体球铸墨铸铁件中ω（P）≤0.04%。

由于磷共晶的存在，凝固时发生较大的晶间体积收缩。这种收缩难以通过铸件的补缩系统加以补充。因此容易在铸件中形成显微疏松孔隙。对于耐压铸件，这些孔隙常成为难以修复的缺陷。

球墨铸铁中的磷主要来自炉料。目前还不能在熔炼过程中消减铁中的磷含量。但是对于塑韧性要求较高的铁素体球墨铸铁件，可以采用高温退火的工艺措施，使磷共晶中的碳化物分解，尽管磷共晶中的碳化物比较稳定，但是经过高温退火后，磷共晶的不良影响可以减轻。

2.1.4　硫

硫能溶于铁水，但是不能溶于α-Fe和γ-铁中，硫与铁化合形成FeS，熔点稍高于共晶温度（1193℃），FeS与Fe形成共晶（熔点985℃）。两种共晶在铸件凝固后存在于共晶团边界。破坏基体金属的连续性，降低球墨铸铁力学性能。

一般球墨铸铁件经过炉前处理后，硫的质量分数将下降到0.02%左右。经过正常球化处理的铸件一般都能达到这个标准。低温使用的球墨铸铁件，为了保持低温塑韧性，要求硫质量分数不超过0.01%。

硫干扰石墨球化。硫与球化元素（Ce、Mg、La）有较强的亲和力，球化处理时加入铁水的球化元素产生镁的硫化物（MgS）或稀土硫化物（CeS、Ce2S或LaS）。铁水中硫大部分与镁或铈化合后，失去其干扰作用。另外，微量硫与镁、稀土的化合物，是球状石墨结晶核心的主要组成物，有助于球状石墨形核，增加石墨球数。有资料报道，含硫和含氧量极低的原铁水，即使添加了适量的球化剂，所形成组织中只发现了数量很少的点状石墨。并且充满了渗碳体组织。因此认为铁水中微量硫有促进球状石墨生成、提高石墨球数的作用。

铁水中的硫化物是形成熔渣的主要组分。如果炉前处理后未能彻底扒除这些熔渣，将会使铸件内出现球化衰退现象。