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球状石墨的形核与孕育

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球墨铸铁件产生缺陷的原因有哪些？

球墨铸铁件产生缺陷的原因有哪些？

球墨铸铁件产生缺陷的原因有哪些？球墨铸铁件产生缺陷的原因不单是球化处理问题，那么还有什么问题？在球墨铸铁件生产中，常见的铸件缺陷除有灰铸铁件的一般缺陷外，还有球化不良、球化衰退、夹渣、缩松、石墨漂浮、皮下气孔等。

通常，产生这些缺陷的原因不单是球化处理问题，有时还有造型制芯、熔炼浇注、配砂质量、落砂清理等许多生产工序的问题，因此必须具体分析。

以便采取相应的合理措施加以解决。

（1）球化不良特征:在铸件或试棒断面上分布有明显可见的小黑点，愈往中心愈密。

金相组织中.有聚集分布的厚片状石墨原因分析:1.原铁液硫含量过高2.铁液氧化3.残余球化剂量不足4反球化元素的干扰防止方法:1.尽量选用低硫的焦炭和新生铁。

若原铁液含硫量过高，应采用炉内、炉外脱硫或相应提高球化剂的加入量。

交界铁液一定要分离干净，灰铸铁的铁掖不应混入球墨铸铁中。

球化处理时，防止炉渣出到浇包中2.操作中严防铁液氧化3.熔制配比适当、成分稳定的中间合金，并采用合适的处理温度，注意球化处理操作。

防止铁液与合金作用过分激烈或“结死”在包底4镁球墨铸铁中。

加人少量的稀土，可中和反球化元素的干扰（2）球化衰退特征:球墨铸铁铁液，停留一定时间后，球化效果会消失原因分析: 铁液的残余镁量和残余稀土量随着时间的延长会逐渐减少，过了一定时间后。

球化剂残余量已减少到不足以保证铸件球化时，就造成球化衰退镁量和稀土量逐渐减少的原因是：1. 在铁液表面的MgS、CeS与空气中氧作用，发生下列反应：2MgS+O2=2MgO气↑+2S2CeS+ O2=2CeO气+2S烟状的MgO和CeO在空气中逸损，S返回铁液与Mg、Ce作用又生成MgS、CeS，这样循环，Mg、Ce不断损失2.镁在铁液中溶解度极小，大部分镁以微小的气泡悬浮在铁液中。

当有搅拌、回包、浇注、机械振动等情况时，镁气泡会集聚上浮，并穿出铁液表面。

遇空气燃浇而损失3.镁、稀土与氧有极大的亲和力。

铁液表面的镁和稀土要逐渐氧化、镁还有蒸发损失等防止方法:1.经球化处理的铁液应有足够的球化剂残余量2.降低原铁液硫含量，并防止铁液氧化3.球化处理后应扒净渣子4.缩短铁液经球化处理后的停留时间5.在铁液表面加覆盖熔剂，如石墨粉、木炭粉、冰晶石粉等（3）夹渣（黑渣）特征: 在铸件断面上呈现暗黑色，没有光泽，主要由琉化镁、硫化锰、氧化镁、二氧化硅、氧化铁、氢化镁等所组成，是一种非金属夹杂物，可用硫印、氧印等方法显示出来。

球形石墨的原理和应用

球形石墨的原理和应用

球形石墨的原理和应用1. 球形石墨的原理球形石墨是一种由层状石墨结构形成的碳材料，具有球形外观。

它的形成过程主要通过高温热处理和机械球磨等工艺。

1.1 高温热处理高温热处理是制备球形石墨的重要工艺之一。

在高温下，碳原子在晶体结构中重新排列，形成球形的石墨微球。

通过调控热处理温度、时间和环境，可以控制球形石墨的尺寸和形态。

1.2 机械球磨机械球磨是制备球形石墨的另一种常用方法。

通过在球磨机中对石墨颗粒进行高速摩擦、撞击和压缩，石墨的层状结构被破坏，形成球形结构。

机械球磨可以实现大批量、高效率的球形石墨制备。

2. 球形石墨的应用球形石墨由于其独特的结构和性质，在多个领域具有广泛的应用价值。

2.1 电池材料球形石墨具有优异的导电性和导热性能，被广泛应用于电池材料中。

它可以作为锂离子电池和超级电容器的电极材料，提高电池的循环寿命和能量密度。

2.2 催化剂载体球形石墨的高比表面积和孔隙度使其成为优秀的催化剂载体。

通过将催化剂负载在球形石墨表面，可以提高催化剂的分散度和稳定性，增强催化剂的活性和选择性。

2.3 碳纳米管合成球形石墨是碳纳米管合成的重要前体材料。

在高温热解或化学气相沉积过程中，球形石墨可以通过热解分解生成碳纳米管。

通过调控球形石墨的结构和尺寸，可以控制碳纳米管的形态和性质。

2.4 摩擦材料球形石墨因具有良好的润滑性能和热稳定性，被广泛应用于摩擦材料领域。

它可以作为摩擦副的一部分，减少摩擦系数，提高工件的磨损寿命和工作效率。

2.5 热管理材料球形石墨的高导热性能使其成为优秀的热管理材料。

在电子器件和航空航天领域，球形石墨可以作为热界面材料，提高散热效果，保护设备免受过热损伤。

2.6 复合材料增强剂球形石墨的高强度和低密度特性使其成为复合材料的理想增强剂。

将球形石墨与聚合物基体或金属基体复合，可以显著提高复合材料的力学性能和导电性能。

结论球形石墨作为一种新型碳材料，具有独特的结构和性质，并且在多个领域具有广泛的应用。

铸件机械性能要点总结

铸件机械性能要点总结

Mechanical propertyHardness/tensile strength/elongation Graphite morphologyNodule class/nodule size/nodule density Matrix structureFerrite/perlite/cementite……Graphite morphology Matrix structure Chemical element Chemical element Cooling temperatureNucleation ability: overheat and inoculantO2 H2 N2Cooling temperature Inoculant在球铁中，因为石墨形态为圆形，则起力学性能主要取决于基体组织石墨球数对力学性能的影响1.石墨球数会影响珠光体含量。

增加石墨球数量会降低珠光体含量从而降低强度增加延伸率2.石墨球数会影响碳化物的含量。

增加石墨球数量会降低各类碳化物的含量，因而对改善抗拉强度、延伸率和切削加工性能是有利的。

3.石墨球数会影响基体组织的均匀性。

增加石墨球数量有利于形成细小和均匀的显微组织。

4.石墨球数会影响石墨的大小和形状，高的石墨球数往往意味着高的球化率，增加石墨球数会减少石墨球大小，一般会提高抗拉强度、屈服强度和韧性。

影响基体组织和石墨化的因素1，冷却速度：冷却速度越大，白口倾向也明显，产生珠光体的概率越大,石墨化不充分。

2，化学元素：1)五大元素碳：在球墨铸铁中，碳的质量分数控制在3.5%～3.9%的范围内，经球化处理后，碳的质量分数通常会减少0.1%～0.3%，碳主要是以球状石墨形式存在，石墨呈球状后，石墨数量对力学性能的影响就不十分重要，但为了改善铸造性能，碳总是维持在较高线，并且利用石墨化的膨胀作用以补偿收缩，增加铸件的致密性，保证铸件有较高的力学性能。

在共晶成分以上，增加碳含量易产生石墨漂浮，降低力学性能；在共晶成分下，增加碳含量可以提高镁的吸收率，有利于球化，但降低碳含量易产生游离渗碳体，使力学性能降低、脆性增加，同时增加缩孔和缩松等铸造缺陷。

球铁开花状石墨成因分析

球铁开花状石墨成因分析

球铁开花状石墨成因分析解答一：球铁曲轴法兰部位有时发现开花状石墨，“热节顶面没冷冒口、避开内浇道”属常规办法，如你厂曲轴铸件难以做到，建议：①首先考虑降低w(Si)量，如果w(Si)量不能降低，再适当降低CE。

CE不大于4.4％，石墨就不太容易开花。

②尽量增加石墨球数，球数越多、越细小，越不容易开花。

可考虑降低原铁液w(Si)量，加大炉后孕育量和增加随流孕育。

③适当降低浇注温度，加快共晶凝固速度。

④如果上述几条都难以做到，可考虑在容易出现缩孔缩松的部位(曲拐内圆角)设置冷铁，不必完全依赖高CE补缩。

对于中型以下的曲轴，只要冷铁尺寸合适，不会造成碳化物超标。

一般认为，造成开花状石墨的原因是：球铁中w(c)量过高，使得铁液中的碳浓度增高，导致石墨球生长过快、过大，造成石墨球开花。

Si能降低C在铁液中的溶解度，促进石墨析出、并扩大共晶温度区间，所以高w(Si)量会进一步加剧石墨开花。

原理大致如下：①从铁液中析出的石墨，按螺旋形位错生长成球状。

石墨球外围是一层共生的奥氏体壳，铁液中的C原子渗过奥氏体壳不断堆积到石墨球表面。

在结晶潜热或热扰流下奥氏体壳局部可能会被瞬间重熔，使得C原子直接向石墨球表面快速堆积，形成开花状石墨。

②因CE过高，使石墨球成长加速，导致奥氏体壳应力迅速提高并破裂，形成石墨球开花。

总之，开花状石墨直接与高CE和奥氏体壳生长不稳定有关，一个是必要条件，一个是充分条件。

值得注意的是，开花石墨和石墨球衰退是两个不同的概念，尽筲两者都降低球铁的球化率评级。

解答二：试验研究和生产实践证明，球铁件产生开花状石墨的根本原因是CE过高，超过共品成分，由于过共晶石墨析出发生石墨漂浮而引起的。

对铸件的石墨漂浮层进行观察会发现如下规律：在漂浮层的顶部，石墨一般保持良好的球形，尺寸相对较小，数量较多，石墨球互相紧靠聚集在一起，石墨球与石墨球邻接邮位没有金属基体隔离，说明这些过共晶球状石墨周围并没有奥氏体外壳包围，由于石墨的密度小于铁液密度，因而容易上浮。

铸铁石墨球化机理

铸铁石墨球化机理

铸铁石墨球化机理(mechanism of nodular graphitization in cast iron)主要指石墨晶核的产生及性质、球状石墨的长大以及球化元素的作用。

经过铸铁冶金工作者的长期努力，在球状石墨形成机理方面取得了不少研究成果，如关于球状石墨的结构；形成球状石墨的条件；石墨球能够从铁液中直接析出，而且能单独的生长；加入球化剂的必要性，球化剂的作用等方面均有比较一致的认识。

但也存在着不少问题有待研究解决。

核心说较早提出的一种学说，认为晶核的品格结构是决定石墨成球的条件。

用镁处理铁水使石墨球化，是因为能生成具有立方晶格结构的MgO、MgS、MgC2等化合物，碳原子从四周以相同的速度向其扩散聚集而成球状石墨。

用扫描电镜和X射线显微分析技术对球状石墨进行仔细观察表明，在球状石墨中心有尺寸约1μm的外来夹杂微粒，而且认为它们是球状石墨的晶核，它们具有双层结构。

在用硅铁镁合金进行球化处理和用硅铁进行孕育处理的球墨铸铁中，晶核的最中心部分由钙和镁的硫化物组成，其尺寸约O．05um，晶核的外层则由镁、铝、硅、钛的氧化物组成；在这个内外层之间和外层上生长的石墨之间，均有一定的晶面对应关系。

由此认为，镁钙等元素在球状石墨晶核形成过程中的作用是通过组成这些元素的硫化物和氧化物而去除溶体中的氧和活性硫；同时，这些元素的硫化物及氧化物夹杂微粒就构成了球状石墨晶核的最中心部分和外层部分物质。

但直接用MgS微粒处理铁水使石墨球化的实验却未成功，因此球化元素的形核作用就难以断言是促成石墨球化的主要原因。

过冷说认为球状石墨的出现是铁水过冷的结果，随着过冷增大，铁水的表面张力增加，促使生成相朝着比表面积最小的形态方向发展。

但这个学说未能揭示在不同过冷度下，石墨在生长机制方面有何不同之处。

界面能说在经镁或铈处理的球墨铸铁中，铸铁熔体和石墨晶体的棱面(10 10)之间的界面能量高于熔体和石墨晶体基面(0001)之间的界面能量，使石墨向垂直于基面的晶向[0001]生长成球墨。

石墨开花的原因探讨

石墨开花的原因探讨

开花状石墨的原因探讨球墨铸铁( QT400/450 —15/10) 在整车底盘和发动机、后桥等总成中大量使用，该件对于整车的质量和客户的的安全具有重要的意义，昨天在我厂整车生产中出现两例D088 后钢板弹簧支架断裂，经检查石墨属于开花状(正常的属于球状) ，该状态对产品的质量影响很大，下面针对它的形成原因和需要采取的措施进行简单的探讨二、原因分析及应对措施1. 开花状石墨的形成( 1) 球状石墨主要是从铁液中直接析出，并按螺形位错生长。

石墨刚从铁液中析出时，由于铁液温度较高，石墨可能生长也有可能被熔解。

随着铁液温度的降低，石墨生长加快，当石墨长大到一定尺寸后，在铁液热混流的作用下，石墨容易破裂，形成开花状石墨。

( 2) 共晶转变时，随着温度的降低，铁液中的碳通过奥氏体边界析出到被奥氏体包围的石墨球上的速度加快，这样石墨球的体积增大而奥氏体的边界被束缚，使石墨球内应力提高，当这种内应力达到足以突破奥氏体边界束缚力时，石墨球也会破裂开花。

2. 石墨开花的主要表现( 1) 炉前增碳根据开花状石墨球的形成过程可知，炉前增碳会造成炉内表面铁液中石墨的遗传，且遗传较大的石墨颗粒在球化处理时作为外来晶核优先长大，引起石墨球大小不均，较大的石墨球在共晶温度铁液中不稳定而生长速度相对较快，在高温热混流作用下容易破裂，产生开花状石墨。

而当前炉次的第二包和其他包处理的铁液，因为炉内铁液基本不存在未熔化的碳的遗传，所以球化质量相对比较稳定。

( 2) 电炉生产时，工频炉的搅拌虽然较均匀，但在炉内铁液的上层因感应圈的搅动力较差，从而导致上层铁液含碳量较高，因此，铁液在球化处理过程中碳易积聚而导致石墨长大，进而破裂引起石墨开花。

( 3)铁液球化温度过高过高的球化处理温度可能引起两种球化结果：①球化剂烧损过多导致球化不良，金相组织出现片状和蠕虫状石墨。

② 由于石墨生长过快但又不稳定，导致石墨破裂，出现石墨开花。

( 4) 当前炉次的出炉温度较低过低的出炉温度将导致球化剂的吸收率较高，过高稀土镁使石墨生长过快，大的石墨破裂引起石墨开花。

球墨铸铁简介

球墨铸铁——“浇”出来的物什铸铁是含碳量大于2.14%的铁碳合金，由工业生铁、废钢等钢铁及其合金材料经过高温熔融和铸造成型而得到，除Fe外，还含C、Si、Mn、S、P等五大元素及其它合金元素。

铸铁中的碳以石墨形态析出，若析出的石墨呈条片状时的铸铁叫灰口铸铁或灰铸铁、呈蠕虫状时叫蠕墨铸铁、呈团絮状时的铸铁叫白口铸铁或码铁、而呈球状时的铸铁就叫球墨铸铁。

用铁水铸造的物什，例如说，宝剑、钟鼎、兵马俑。

球墨铸铁的生产一般在铁水浇注（如图d）前加一定量的球化剂（常用的有硅铁、镁等），使铁液在凝固过程中以球形石墨析出。

球状石墨的形成经历了形核和生长两个阶段：铁液在熔炼、球化、孕育处理中产生大量非金属夹杂，成为石墨析出的核心（如图a、b），随后碳原子开始围绕着核心堆砌，最终堆成球状石墨。

成形良好的球状石墨外貌接近球形，内部呈放射状，它的金相组织是由多个角锥体枝晶组成，如图c所示，犹如一团冰激凌甜筒。

由于碳（石墨）以球状存在于铸铁基体中，改善其对基体的割裂作用，球墨铸铁的抗拉强度、屈服强度、塑性、冲击韧性大大提高。

并具有耐磨、减震、工艺性能好、成本低等优点，现已广泛替代可锻铸铁及部分铸钢、锻钢件、如曲轴、连杆、轧辊、汽车后桥等。

球墨铸铁的代号牌号如下表所示，例如QT600—3，代号后面的一组数字只表示抗拉强度值；有两组数字时，前者表示抗拉强度值，后者表示延伸率值。

两数字间用“一”隔开。

但是，球墨铸铁件往往存在一些直径大约为0.5-3mm，形状为球形、椭圆状或针孔状的内壁光滑的孔洞，这些孔洞一般出现在铸件表皮下2-3mm分布，称为皮下气孔。

皮下气孔的形成是由于含镁铁液表面的张力大，容易形成氧化膜，阻碍气体的排出，此外，球墨铸铁糊状凝固特点使气体通道较早被堵塞，也会促进皮下气孔缺陷的形成。

球状石墨的形核与孕育_球墨铸铁基础理论的最新发展_一_[1]


知
表 １ 类盐状碳化物的种类 Ｔａｂ．１ Ｓｏｒｔｓ ｏｆ ｓａｌｔｌｉｋｅ ｃａｒｂｉｄｅｓ
元素在周期表中的位置 第!族
识
［ ４， ５］ ［ ４， ５］
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由 于 铸 铁 含 硅 比 钢 高 ($4 倍 ， 所以， 硅是铁液自 身极好 的 脱 氧 元 素 ， 脱氧产物 （ )*5%） 成为铁液所 含 氧 化 物 的 主 要 成 分 。 56789 认 为 )*5% 的 析 出 直 接控制着灰铸铁中石墨的形成，石墨的结晶在很 大 程 度 上 是 由 析 出 的 )*5% 的 数 量 和 分 布 所 决 定 的。 )*5% 质点数受铁液温度、 铁液含氧量、 炉气成 分、 炉渣成分的影响。 很多试验证明，石墨核心中的确存在有氧化 物， 也检测到氧的存在， 但 以 )*5% 为 代 表 的 单 一 氧化物是否能直接作为石墨结晶的基底，却各有 争论。
低。 开始共晶凝固时， 这些物质呈液态以极细小颗 粒状分布于铁液中， 当温度略低于共晶温度， 便形 成很多新的固C 液界面。于是， 石墨以此界面为基 底， 在上面形核析出。 冷却速度对液滴合并粗化有 重要影响， 冷速大的薄壁铸件， 液滴不易聚合， 所 在经 :% 处 以 :% 的核心作用明显增强 A /B。经测定， 理的球铁试样中，在 除 ! ’ "D 的 异 质 核 心 里 ，
)H3F3=I 等 在 !JJ( 年 对 双 重 结 构 形 核 物 质
深 入 研 究 后 确 定 &,’， 氧化物外壳的具体成分为顽 辉 （火） 石 ;<5 ・ ・ 它 )*5% 及 镁 橄 榄 石 %;<5 )*5%， 们是复杂的斜方晶系。复式硅酸盐与石墨 （ --! ） 面之间的失配度大 （ 见 表 %） ， 形核势垒高， 石墨 不易在其上形核。 尽管经 ;< 处 理 后 的 铁 液 产 生 )H3F3=I 认为： 很 多 ;<5 ・ ・ )*5% 及 %;<5 )*5% 基 底 ， 但 不 能 期 望 生成较多的石墨核心。 只有经过孕育的铁液， 石墨

石墨的球化率及球化级别精编版

石墨的球化率及球化级别图131001 100×图131002 100×图131003 100×图131004 100×图131003 100×图131004 100×图号：131001～131006 浸蚀剂：未浸蚀材料名称：球墨铸铁处理情况：铸态组织说明：图131001：图中石墨呈球状，少数团状，球化率为≥95%，球化级别为1级。

图131002：图中石墨大部分呈球状，余为团状和极少量团絮状，球化率为90%～＜95%，球化级别为2级。

图131003：图中石墨大部分呈团状和球状，余为团絮状，球化率为80%～＜90%，球化级别为3级。

图131004：图中石墨大部分呈团絮状和团状，少量蠕虫状，球化率为70%～＜80%，球化级别为4级。

图131005：图中石墨呈分散分布的蠕虫状和球状、团状、团絮状，球化率为60%～＜70%，球化级别为5级。

图131006：图中石墨呈聚集分布的蠕虫状和片状及球状、团状、团絮状，球化级别为6级。

球化率及球化级别按照GB/T9441-1988《球墨铸铁金相检验》评定，该标准将球化级别分为6级。

首先观察整个受检面，之后，从最差的区域开始，连续观察5个视场，以其中3个最差视场的多数对照级别图谱评定。

提高球化率的关键是球化处理和孕育处理。

球化处理方法：采用稀土镁合金的凹坑冲入法，简单易行，但烟尘较大。

采用低稀土镁合金盖包处理，镁的收得率可达50%以上，且可解决烟尘问题。

孕育处理可采用二次或三次孕育，球化包内孕育剂可用75硅铁，浇包内可加抗衰退(例如含钡)孕育剂。

倘有必要，再用随流孕育或型内孕育。

5级球化和6级球化的石墨都是以蠕虫状石墨为主， 5级球化是蠕虫状石墨呈分散分布；6级球化是蠕虫状石墨呈聚集分布。

两者主要区别如下：(1) 宏观组织聚集分布时，断口上出现稀疏的小黑点，蠕虫状石墨聚集程度增加时，黑点增大，数量也随之增加和密集；蠕虫状石墨分散分布时，其数量较聚集分布为少，断口不会出现小黑点。

球墨铸铁石墨球核心组成及形核机制的研究


表2 试样化学成分
Table 2 Chemical composition of samples
wB/%序号C来自SiMnP
S
Al
Mg
N
Cr
Fe
1
3.646 7
1.950 4
0.254 7
0.039 0
0.024 0
0.018 47
0.024 4
0.018 74
0.164 8
93.859
2
3.664 5
摘要：通过浇注相同球化剂、不同孕育剂处理的球墨铸铁楔形和激冷试样，采用FE-SEM对石墨球核心的形貌、尺寸、
物相组成进行分析，对核心物质与石墨的失配度进行计算。结果表明，石墨球核心形状各异，主要有球形、锥形以及 片状。核心的尺寸为0.6~7 μm。核心物质主要由硫化物、氧化物、碳化物等组成。石墨球异质核心既有单个核心结构， 也有双重和多重核心。大部分核心物质与石墨的失配度δ低，可以直接成为石墨形核衬底，但SiO2与石墨失配度高，需 要SiC结合才能间接成为石墨形核衬底。
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FOUNDRY
Apr. 2012 Vol.61 No.4
硅酸盐在MgO·SiO2及2MgO·SiO2基底上形成晶面，其中 的高指数晶面与低指数晶面的生长速率不同。晶体的 （001） 面与石墨形成偶合或半偶合低能界面状况，相互 的晶格失配度低，利于石墨形核。刑邴泽[11]等运用扫描 电镜、电子探针等手段研究发现低碳球铁中石墨是以锰、 钙等的硫化物、氧化物作为基底形核并长大形成的。
2.1 铸件的成分 采用直读光谱仪测量试样的成分，结果如表2所示。
2.2 石墨球核心组成及形貌分析 石墨球核心物质与球化剂和孕育剂的成分有关，
不同孕育剂处理后，石墨球核心物质存在差异。 FeSi75孕育剂处理的石墨球核心物质列入图1中，主要 为片状的SiC、Cr2O3、SiO2、CaS、CeS2 （图1a-图1c）， 核心尺寸为1.3~7 μm。石墨球既有单个核心 （图1b、 图1c），也存在两块晶核组成的双核心 （图1a）。
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球状石墨的形核与孕育—球墨铸铁基础理论的最新发展（一）周继扬摘要：石墨球的形成分两个阶段：形核与生长。

虽然形核不影响最终的形状，但它是石墨球形成的重要过程。

石墨的形核物质有石墨、硫化物、氧化物、碳化物、氮化物、金属间化合物及气体。

各种物质的形核机制可以不同，但是都必须符合晶格匹配关系（失配度小于6%时，形核能力强），以及满足相互的界面能要求。

由于球铁过冷倾向大，所以孕育是球铁生产的必须工序。

鉴于硫氧化物是球墨形核的重要组分，特介绍一种新型高效孕育剂，其特点在于孕育剂中含有一定的硫氧非金属物质，可补充球化处理后铁液硫、氧的贫缺。

0前言我国是最早生产球铁的国家，早在两千年前已能制造出球状石墨铸铁。

但是，由于制造条件苛刻，难以大量生产，这种古代的生产方法没有延续流传应用。

1943年，美国的麦里斯（lis）用Ni-Mg合金在几乎与目前类似的生产条件下生产出球铁。

1949年以后，这种方法逐渐成熟，促使20世纪五六十年代，在世界范围内球铁生产的飞速发展。

生产的发展推动了基础理论研究的蓬勃进行，如：1958年我国召开了全国球铁会议；1978年举办全国球铁基础理论座谈会；1964,1974,1984年在三次国际铸铁冶金学会议上提出了大量有关球铁基础理论方面的研究论文。

说明在那段时间，国内外学者对球铁的基础理论给予极大的投入，做了大量的研究工作。

一些问题逐渐得到共识，如：球状石墨直接从液态析出；石墨球存在核心，核心由硫、氧、碳、氮化合物组成；石墨球的形状主要受生长过程影响；硫、氧是石墨球化的主要障碍，球化处理的首要问题是脱硫去氧；孕育是球铁生产的必须工序；球铁具有糊状凝固特点，等等。

但是，由于球墨铸铁的熔液、结晶、凝固的特殊性与复杂性，球铁的一些内在规律并非完全清楚。

20世纪80年代中期以来，对球铁理论的研究虽不如以前那样集中、强劲，但也从未停步，反而日趋深入。

笔者综合20世纪80年代以来的最新文献和自己的研究工作，分别就球状石墨的形核与孕育、石墨的球状生长、球墨铸铁中的奥氏体枝晶及球墨铸铁的偏析、球墨铸铁的凝固形貌四个题目向读者介绍它们的近代发展。

球状石墨经历形核与生长两个阶段而形成，形核是石墨球形成的重要过程。

电镜证实，每个石墨球中心都存在着夹杂物颗粒（核心），大多数为单粒，有时也看到复合体夹杂。

形状各异，尺寸在0.5-3μm之间。

1形核物质铁液在熔炼及随后的球化、孕育处理中产生大量的非金属夹杂物，初生的夹杂物非常小，在浇注、充型、凝固时相互碰撞、聚合变大，或上浮或下沉，但更多的夹杂物将成为铸铁石墨析出的核心。

石墨的形核物质有石墨、硫化物、氧化物、碳化物、氮化物、金属间化合物及气体等。

球墨核心比片墨共晶团的核心容易寻找与确定，普遍认为片状石墨的晶核与球状石墨没有本质差别，略有区别的是球状石墨的晶核都含了球化元素的反应产物罢了。

2 形核机制石墨形核的基本条件是：（1）符合异质晶核与石墨之间的晶格匹配关系，失配度小于6%，形核能力强；失配度在6%-12%之间，存在形核能力；（2）满足相互的界面能要求。

任何形核物质必须遵循此共同规律，但不同夹杂物的具体形核机构却可以不同。

2.1石墨由于石墨的失配度为零，故是石墨结晶时的理想基底材料。

铁液中的石墨来源如下。

(1)未溶石墨由于生铁重熔时过热温度低、停置时间短，原有的粗片石墨来不及彻底熔解而遗留下来。

实验发现，随炉料中的生铁数量增多，生产出的球铁含球墨数也相应增多。

(2)添加的晶体石墨外加的石墨只要是六方晶格的晶体而不是其他形式的碳都可促使石墨成核。

球化处理前或与球化剂同时添加，石墨都能起到很好的形核作用。

但球化后加入则导致石墨变坏、渗碳体增多，因为添加的石墨改变了球化后的铁液界面性能。

天然石墨中的灰分妨碍溶解能力，损坏成核的界面能条件，从而降低成核效力。

(3)非平衡石墨孕育剂中的Si元素在铁液中的不均匀分布导致微区Si量偏高，引起局部形成过共晶成分，使Si微区附近出现“碳峰”，由此所析出的石墨称非平衡石墨，这种新生的石墨有很高的活性。

非平衡石墨也可产生于SiC，碳化硅是一种硅基生核剂，熔点高达2700℃，在铁液中不熔化，只融熔于铁液。

SiC中的Si 与Fe结合，余下的C生成非平衡石墨。

SiC+Fe→FeSi+C(非平衡石墨)2.2类盐状结构碳化物周期表中第Ⅰ、Ⅱ、Ⅲ族的一些金属加入到铁-碳-硅熔液中可以形成类盐状结构的碳化物。

表1 中第二族元素的碳化物可作为石墨核心，因为在碳和金属之间有强的离子键，促使结合成不熔的质点，悬浮于铁液中。

这些碳化钙与石墨晶格之间存在着良好的匹配关系。

实践证明：含Ca 的FeSi形核能力比不含Ca 的FeSi强烈。

表１类盐状碳化物的种类元素在周期表中的位置第Ⅰ族第Ⅱ族第Ⅲ族碳化物NaHC2 CaC2YC2 KHC2 SrC2 LaC2BaC22.3 氧化物铁液与大气接触过程中，常为氧所过饱和。

由于铸铁含硅比钢高3-5倍，所以，硅是铁液自身极好的脱氧元素，脱氧产物（SiO2）成为铁液所含氧化物的主要成分。

Orths 认为SiO2的析出直接控制着灰铸铁中石墨的形成，石墨的结晶在很大程度上是由析出的SiO2的数量和分布所决定的。

SiO2质点数受铁液温度、铁液含氧量、炉气成分、炉渣成分的影响。

很多试验证明，石墨核心中的确存在有氧化物，也检测到氧的存在，但以SiO2为代表的单一氧化物是否能直接作为石墨结晶的基底，却各有争论。

2.4 硫化物/ 氧化物MgS、MnS 、CaS 与石墨的失配度比较大，单一硫化物很难直接成为石墨沉积的有效基底。

Jacobs等人对1μm 夹杂进行能谱测定后提出，核心质点具有双重结构，芯部为(Mg、Ca)S 型硫化物，外壳是一层(Mg、Al、Si、Ti) 氧化物因形成硫化物的热力学能位比氧化物更稳定，熔液中的添加元素首先形成硫化物，硫化物粒子接下来作为氧化物异质形核的基底。

两种化合物的晶体位向对应关系：硫化物（110）//氧化物（111）硫化物//氧化物（111石墨与氧化物的位向关系：石墨（001）//氧化物（111Skaland 等在1993 年对双重结构形核物质深入研究后确定，氧化物外壳的具体成分为顽辉（火）石MgO·SiO2及镁橄榄石2MgO·SiO2，它们是复杂的斜方晶系。

复式硅酸盐与石墨（001）面之间的失配度大，形核势垒高，石墨不易在其上形核。

Skaland认为：尽管经Mg处理后的铁液产生很多MgO·SiO2及2MgO·SiO2基底，但不能期望生成较多的石墨核心。

只有经过孕育的铁液，石墨才能大量析出。

在用含有Ca、Ba 、Sr 及Al 的硅铁进行孕育处理后，在夹杂物表面上产生下列反应：MgO·SiO2+X=XO·SiO2+Mg2(2MgO·SiO2)+X＋2Al=XO·Al2O3·SiO2+4Mg式中：X 表示Ca 、Sr 或Ba反应产物XO·SiO2和XO·Al2O3·SiO2等六方硅酸盐在MgO·SiO2及2MgO·SiO2基底上形成晶面，其中的高指数晶面与低指数晶面的生长速率不同。

晶体的（001）面与石墨形成偶合或半偶合低能界面状况，相互的晶格失配度低，利于石墨形核。

用双重结构不难解释：孕育剂中少量的Ca、Ba 、Sr元素可改变夹杂物MgO·SiO2，2MgO·SiO2的表面成分，对石墨核心起重要的催化作用；孕育剂中微量的La、Ce 并不增加新的核心，但同样起着对已有夹杂物核心的激活作用。

硫化物是双重结构核心的发源地=所以，硫化物数量对成核数有重要影响。

铁液中过低的S 量（<0.002%）不利于大量核心的形成。

单一的SiO2与石墨晶格的失配度相当大（37.1%），不适于成为核心的基底。

但在双重结构中，它是复式硅酸盐的组成部分，对形核起着重要作用。

关于球墨核心物质以及与此相关的形核机制的研究仍在不断深入Tartera 等用带显微成分分析的同焦点激光扫描显微镜（CSLM）对稀土镁处理的球墨核心分析证实，双重结构的壳除氧化物外还存在Mg、Ce、La硫化物2.5Bi及Bi的化合物添加少量单质铋或铋的氧化物、硫化物可明显增加球铁的石墨球数。

Bi和Bi的化合物的熔点（表2）均低于铁液温度，在铁液中的溶解度极低。

开始共晶凝固时，这些物质呈液态以极细小颗粒状分布于铁液中，当温度略低于共晶温度，便形成很多新的固-液界面。

于是，石墨以此界面为基底，在上面形核析出。

冷却速度对液滴合并粗化有重要影响，冷速大的薄壁铸件，液滴不易聚合，所以Bi的核心作用明显增强。

经测定，在经Bi处理的球铁试样中，在φ1μm的异质核心里，除Mg、S、Fe 、Si 外，还存在Bi。

如将Bi与Re进行复合添加，则由于Bi和Re形成金属间化合物而相互牵制，使它们单独加入时所具有的促进形核作用受到抑制。

3球铁的孕育浇注前向铁液添加少量物质，引起某种反应的产生，影响生核过程、改善凝固特性的处理工艺称孕育。

孕育是球铁生产的必备工序，因为铁液经球化处理后硫氧含量明显降低，纯净度显著提高，核心减少。

此外，铁液中存在有残余镁使其过冷度增大。

只球化而不孕育的球铁熔液凝固时，石墨核心数过少，白口倾向强烈，因而球化处理后必须进行孕育处理。

另外，球铁的孕育除能增多球数外，还能改善石墨球的圆整度，提高球化率。

孕育处理时，孕育剂中各种元素与高温铁液产生不同的物化反应。

反应产物或直接作为石墨核心，或对原夹杂物粒子进行催化，使石墨核心数增加。

片状石墨、球状石墨有着相同的形核物质与形核机制，使用的孕育元素基本类同，大多数的孕育剂对灰铸铁与球铁可以通用。

但因为两种铁液的硫氧含量、原始核心状态、核心成分（球铁含稀土、Ce 、La 及Mg）以及铁液的过冷度不同，孕育效果会出现差异。

由于球铁铁液的过冷度远比灰铸铁大，所以，孕育效果明显优于灰铸铁。

如纯硅在灰铸铁中的孕育效果很弱，但对球铁却可显示出一定的孕育能力；含Sr硅铁增加球墨数十分有效，却不增加灰铸铁的共晶团。

某些对球铁是好的孕育剂，对于灰铸铁则不一定产生好的效果。

衡量球墨铸铁孕育效果的方法是检查石墨球数的增加状况以及观察衰减时间。

提高孕育的措施如下。

（1）选择强效孕育剂。

在以硅铁为基的孕育剂中最好含少量的Al、Ca、Ce、Sr 、Ba 等元素。

（2）保证球化后铁液必要的含S量。

过低的S量不利于提高球数，文献介绍，对球化后含w（S）=0.005%的铁液，用FeS2进行后孕育使硫提高到 1 w（S）=0.012%，发现石墨形状不受影响，但石墨球数却由528个mm-2增加到585个mm-2。

（3）改善处理方法。

尽量缩短孕育至凝固的时间，因为所有孕育剂的孕育效果都在刚加入瞬间为最大，之后立即发生衰退，不存在衰退的酝酿期。