1.5　固态相变

球墨铸铁凝固后继续降温过程中发生固态相变。首先是奥氏体中过饱和碳随温度下降而析出。当铸件温度下降到共析转变温度时，发生共析转变。共析转变要通过原子迁移和晶体结构重组而实现，是一种扩散型转变。其转变产物类型和结构受铸件化学成分、冷却速度和一些工艺因素的影响而发生变化。球墨铸铁中的珠光体基体就是共析转变的典型产物。

当铸件含有足够量抑制奥氏体共析分解的元素，或者以避免珠光体转变的冷速通过共析转变区，由于原子来不及进行迁移和晶体结构重组，奥氏体不能在共析温度区进行正常共析转变而保留下来。继续降温至马氏体转变温度，将发生无扩散的马氏体转变，产生马氏体基体组织。如果奥氏体组织非常稳定，也可能在冷却到室温过程中不发生相变，凝固产生的奥氏体组织将保留下来，产生奥氏体基体球墨铸铁。

1.5.1　先共析铁素体析出

稳定共晶转变完成后，组织中主要存在奥氏体和球状石墨。奥氏体中的碳含量处于饱和状态。随着温度下降，碳将从奥氏体中脱溶出来。当到达共析转变温度时，奥氏体约析出1%左右的碳。这些碳向球状石墨表面或共晶团边界扩散。球状石墨表面被具有较高能量的（0001）面所包围。最容易接纳外来原子。

正常冷却条件下，碳原子以足够高的扩散速度扩散到球状石墨表面。使石墨球尺寸增大，表面变得粗糙。当球墨铸铁中含有较多干扰元素时，石墨表面可能出现刺状或片状石墨，如图1-26所示。

如果铁水含硅量较高，虽然铸件冷速高但还不具备形成二次碳化物条件，析出的碳也可能在共晶团边界上形成极细小的石墨质点。这些细小质点受到铁自扩散速度的影响，一般只能在奥氏体晶界上出现。

如果铸件冷却速度缓慢，碳有充足的时间在奥氏体中扩散，使碳较多地从固溶体中脱溶出来，使基体中含碳量低于共析含碳量。α+γ相区内将发生γ→α转变，析出铁素体。这种铁素体称为先共析铁素体。厚壁球墨铸铁件比较容易发生这种情况。冷速、石墨数量、尺寸、奥氏体存在状态都对奥氏体分解为铁素体有明显影响。例如石墨球数多，则石墨与奥氏体之间的界面面积大，奥氏体中脱溶的碳原子向石墨扩散距离短，有助于形成较多的铁素体。各种提高奥氏体中碳活度的因素（如碳和硅含量较高）都促使碳原子发生扩散运动，增加先共析铁素体生成量。

先共析铁素体是在稍低于Ar3温度时首先在奥氏体晶界上形核，并生成细小块状铁素体晶粒。随着温度下降，铁素体逐渐由呈块状生长改变到沿晶界呈片状生长。如果铸件冷却得比较缓慢，这种片状铁素体就成为沿晶界弯弯曲曲的网络状。当铸件温度降低到共析温度，先共析铁素体不再连续增加，但铁素体体积分数并不停止增长。因为铁素体也能在奥氏体晶粒内部适合非均质形核的位置上形核和生长。这些位置位错密度较高且常有夹杂物存在。晶界上和晶内析出的铁素体在α+γ相区的不同温度形成的晶体形态不相同，可能有块状、网络状和片状。这些铁素体和石墨周围的铁素体一样，大多数都具有等轴晶粒。当奥氏体晶粒较细时，在小过冷度下缓冷有利于铁素体以块状析出。相反地，片状铁素体是在粗大奥氏体晶粒中，在冷速较高条件下形成的。在奥氏体分解过程中，硅的偏析有助于先共析铁素体析出。

1.5.2　共析转变与共析组织

球墨铸铁含硅量远超过钢，硅的质量分数一般在2%～3%。在图1-1中可以看到，共析转变发生在一个三个相共存的温度区域内。此三个相是铁素体+奥氏体+石墨（稳定系），或铁素体+奥氏体+渗碳体（亚稳定系）。当铸件温度达到区域内的某一温度时，铁素体、奥氏体和高碳相（石墨或渗碳体）都有与温度相应的平衡含量。铁素体和奥氏体的体积分数之比都随温度变化而改变。控制铸件在此范围内的加热温度和保温时间，相变过程就可能获得不同比例的珠光体和铁素体组织。

当球墨铸铁温度降低到共析转变温度区（准确地说，稍低于共析温度），除了奥氏体继续按上述方式发生分解外，还会产生铁素体+渗碳体（碳化物）的机械混合物，即珠光体。

珠光体一般是在奥氏体晶界上或晶体缺陷（如位错）比较密集的高能位置形核，并在奥氏体晶粒内生长。在不同位置形核生长的珠光体必然会与其临近的生长着的珠光体遭遇而停止生长，因此在奥氏体晶粒内将会形成一些晶体位向各不相同的所谓“珠光体领域”（或称“珠光体团”）。珠光体基体实际上是由多个珠光体团所构成。

珠光体由铁素体和碳化物两相交错排列而成。这种组织在生长时必定有一个相是领先相，引领两个相协同生长。根据热力学分析及有关实验证明，铁素体是珠光体形成过程中的领先相。

如果铁素体领先生成，其排出的碳原子使临近部位碳浓度升高，将有渗碳体生成。因为渗碳体与奥氏体有合适的晶格对应关系，渗碳体可以顺利形核、生长，同时也消耗了周围的碳原子，并为下一步铁素体形核创造了条件。如此两相协同生长，产生两相互相叠集的层状组织：珠光体组织。

1.5.3　铁素体球墨铸铁

常用的球墨铸铁多数为珠光体和铁素体混合组织。基体中珠光体体积分数超过铁素体体积分数时，称为珠光体-铁素体球墨铸铁。铁素体体积分数超过珠光体时称为铁素体-珠光体球墨铸铁。铁素体体积分数在95%以上，称为铁素体球墨铸铁。图1-27显示铁素体体积分数不同的球墨铸铁金相组织。图1-27（a）铁素体量为1%、图1-27（b）的铁素体量和珠光体量均为45%、图1-27（c）的珠光体量为2%。

铁素体是碳溶入α铁或δ铁而形成的固溶体。为了与高温下的δ铁中形成的δ铁素体有所区别，球墨铸铁件室温基体中显示的铁素体称为α铁素体。在铁碳二元合金中，α铁素体存在于910℃以下，其溶碳量随温度改变而有变化。727℃时最大溶碳量为0.034%。在过冷条件下凝固时，铁素体中的碳总是过饱和的。

除了很厚铸件外，一般球墨铸铁件为了获得全部为铁素体的基体，需要进行石墨化退火。使珠光体分解、碳原子充分扩散。如果铸件中没有碳化物，只需进行低温石墨化退火。有些铸件含有碳化物，还需要采用高温石墨化和低温石墨化两段退火工艺。

铁素体以不同形态存在。存在于共析组织中的铁素体称为共析铁素体。围绕石墨球周围，具有等轴晶粒的铁素体常称为牛眼状铁素体。出现在与石墨相邻近位置上的铁素体都与铸铁凝固时碳的扩散有关。经过部分奥氏体化热处理的铸件中，铁素体呈破碎状，称为破碎铁素体。还有些铁素体分布于晶界上，呈网状存在，称为网状铁素体。

铁素体基体的生成，首先需要有碳原子有较高的碳活度，促使碳能从固溶相或渗碳体中转移出来，并有充足时间进行扩散、聚集并完成点阵重组。并避免铁和碳之间的即位反应形成碳化物。因此促进铁素体基体生成的主要因素有以下几种。

①铸件碳、硅和石墨化元素的质量分数相对较高，碳化物形成元素的质量分数相对较低。

②铸件较厚或铸件加热到Ac1以上温度保温后缓慢冷却；铸件在较低冷速下进行固态相变，给碳原子足够时间进行迁移、扩散和晶体结构重组。

③石墨球数多；为碳原子提供较短的迁移路径。表1-2显示40mm厚球墨铸铁件中石墨球数对铁素体体积分数的影响。

石墨球数除了影响铁素体生成外，还对球墨铸铁各种性能有影响。因此是球墨铸铁组织中的一项重要指标。以下简要介绍影响铸件中的石墨球数的一些因素。

（1）碳当量　提高铁水碳当量是促进石墨球数增加的基本因素。但是提高碳当量必须与增强孕育效果相结合。

（2）含硫量　由于硫化镁和硫化铈都是石墨形核基质的组成物质，铁水中含有适当硫量能增加石墨结晶核心，相应增加石墨球数。有试验表明，0.05%～0.10%S能产生显著效果。但是硫量过高促使碳化物生成，减少石墨球数。

（3）稀土元素　铁水含有少量稀土元素显著增加石墨球数。在镁球化剂中含有0.3%Ce可使球数增加50%。再增加铈量则效果减弱，直到含量达0.7%时，已无明显效果。低铈稀土增加球数的作用高于高铈稀土。使用低铈稀土时铸件合适含铈量为0.006%～0.01%，高铈稀土则为0.015%～0.020%。镧也有增加球数的作用，含量相同情况下，镧比铈更有效。

（4）铁水凝固速度和浇注温度　这是影响石墨球数的重要因素。因为提高铁水凝固速度使结晶过冷度加大，凝固时能够增加有效石墨晶核数，导致球数增加。采用硅铁镁合金和硅铁进行炉前处理后，测定浇注的阶梯试样中石墨球数，其结果是6.5mm断面的平均球数为374个/mm2，50mm断面的平均球数为140个/mm2。

铁水浇注温度也影响石墨球数。较低温度浇注可以加快冷却，有利于增加石墨球数。但是低温浇注也容易产生碳化物。含有较多碳化物形成元素的铁水不宜在较低温度浇注。

（5）球化和孕育处理过程　铸件残余镁量较高时，石墨球数增多。但需注意残余镁量过高会提高碳化物生成倾向。

二次孕育、瞬时孕育比出铁时加入孕育剂能获得较多球数。

碳当量相同情况下，孕育程度与球数呈正比。采用75硅铁实行孕育时，在一定范围内增加硅铁孕育剂中的钙和铝含量能增加球数，但钙的质量分数超过0.4%～0.5%及铝质量分数超过1.8%，效果会下降。铋硅铁、锶硅铁和稀土元素以合适数量加入铁水，可以明显增加球数，促进铁素体体积分数提高。

1.5.4　珠光体球墨铸铁

我国国家标准GB/T1348—2009中几种牌号球墨铸铁基体中珠光体体积分数分别为：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%）球墨铸铁基体则根据热处理规范为索氏体基体（索氏体体积分数>95%），或含少量珠光体。

珠光体体积分数增加，拉伸强度提高，伸长率和冲击韧度降低。调节球墨铸铁基体中珠光体和铁素体两种组织体积分数比例，铸件可获得预期拉伸强度、屈服强度、延伸率、冲击韧度。

珠光体组织中碳的质量分数一般为0.6%～0.7%。但是铸件化学成分可使其中渗碳体量发生变化，并导致珠光体含碳量随之变化。例如硅、锰、镍、铬使含碳量减少，有些元素（如钛、铌、钒）则会使含碳量增加。

共析转变产物的力学性能与其组成相之间的分布、结构与状态密切相关。对于片状珠光体，层片间距是决定该组织性能的基本因素。强度和硬度随层间距的减小而提高。片状珠光体的层片间距一般在1500～4500μm。

共析反应产物的层间距主要取决于奥氏体共析转变温度，各种提高共析转变过冷度的因素都能使层片间距减小。最常出现的影响因素是铸件冷却速度和化学成分。提高冷却速度能增大共析转变过冷度，降低分解温度，使层片间距减小。铸件含有增强奥氏体稳定性的元素，如镍、铜、锑等，也能降低共析转变温度、细化共析转变产物。按组织细化程度，共析转变产物分为珠光体（间距最大）、细珠光体、索氏体、托氏体。

我们通常以分散度来表明层片间距的大小，分散度高表明层片间距减小，层片细密。层片间距在800～1500μm之间的共析组织称为索氏体，可以在光学显微镜下以500倍率观察到其层片组织。层片间距约在300～800μm的共析组织称为屈氏体。光学显微镜一般只能显示其黑团状形貌，难以辨识其层状结构，电镜下才可以看到针片状铁素体和渗碳体的混合组织。

固态相变过程中，奥氏体向珠光体转变需要通过碳原子、铁原子以及合金元素原子的扩散才能完成。珠光体的有效晶核形成以后，要经历一个时间过程，才能开始生长。这个过程称为珠光体转变孕育期。孕育期是固态相变的重要参数。

奥氏体向珠光体转变的时间-温度曲线呈C形（图1-28）。

影响珠光体转变孕育期的因素很多，奥氏体的化学成分也是其中的重要因素。提高奥氏体含碳量，使孕育期延长，珠光体析出速度减缓，转变终了所需时间也加长。合金元素通过改变过冷奥氏体在珠光体转变区的稳定性而使孕育期和转变速率发生变化。凡能溶于奥氏体的合金元素都使奥氏体稳定性提高（钴除外），即延长孕育期和降低珠光体转变速率。强烈抑制奥氏体分解的元素，如镍和锰的质量分数达到一定程度，都可能使球墨铸铁中奥氏体组织在常规冷速下保留到室温，使铸铁具有奥氏体组织。转变温度也是主要因素之一。当温度降低（转变过冷度增强）时，珠光体形核概率上升。但却增大了原子扩散阻力，推迟珠光体开始生长的时间。这两方面的影响程度都随温度的变化而改变。

铸态奥氏体中通常存在一些未熔碳化物或富碳小区，或者加热铸件进行奥氏体化时，片状珠光体组织中的渗碳体未完全熔入，这些细微颗粒或富碳小区在略低于Ar1温度缓冷或保温，也可能以渗碳体为核心发生珠光体转变，形成碳化物均匀分布于铁素体上的颗粒状的组织。这种组织称为粒状珠光体。粒状珠光体硬度较低，但韧性、延展性和切削性都比较好，能减缓铸件上疲劳裂纹扩展速度。