一、前言为进一步扩大白口铸铁的应用领域，提高白口铸铁的韧性是主攻目标。关键是使白口铸铁中 的脆性相碳化物向孤立化和球化发展，减小对基体的割裂作用，充分发挥基体吸收裂纹的能力。近 几年来，研究者通过塑性变形法、合金化、热处理和变质处理等途径对改善碳化物形态做了大量工 作。二、改善碳化物形态途径1．塑性变形白口铸铁在奥氏体温度范围内具有较好的塑性变形能力 ，因此，在反复的锻打、轧制过程中较大的碳化物发生断裂，并使碳化物在平行于压延方向呈断链 分布，使基体的连续性大大加强。姜振雄等人［‘］在研究锻造强韧白口铸铁时发现，锻造后与铸 态相比强度提高2倍以上，冲击值提高5～10倍。文献［别指出，高铬铸铁在850～1150 C经热塑性变形后，共晶碳化物被破碎并在基体中均匀分布，使韧性大幅度提高，由铸态的SJ／ cm’提高到12～18J／cm’。锻造的效果取决于白口铁在锻造温度范围的组织，即脆性相 碳化物形态和数量［’1。并指出破断形变量。m。随着组织中碳化物数量、形态发生明显变化。 要求锻造用白口铸铁组织中碳化物为断网状、块状或不封闭骨架。在塑性加工时，共晶碳化物以位 错运动、晶体的滑移为机制进行塑性变形。否认共晶碳化物脆性相不能进行塑性变形的传统观占［ “塑性变形法使白口铸铁中共晶渗碳体网破碎孤立化、是所有方法中直接、效果较显著的工艺措施 之一。但此法只适合于形状简单的铸件，并且工艺复杂、消耗大量能量。2．热处理高温热处理是 常用的改善白口铁中碳化物形状与分布的方法。北科大「’］研究表明：高温热处理时，网状共晶 碳化物的粒化包括断网、团聚和团状粒的球化三个阶段。其中断网主要是通过网状中连接缝隙的扩 大、缩颈部位的溶解和表面孔洞的扩大等三种方法进行；团聚和球化是通过尖角部位和表微凸部位 的溶解、小粒子的溶解和大粒子的长大三种方式进行的。其共晶碳化物的原始形貌对粒化过程具有 重要的影响，这一点引起了研究者的注意。力争在铸态下改变碳化物的形状，以便加速热处理时碳 化物溶解和粒化。文献［6］中采用变质处理改善碳化物形状与分布，然后进行热处理，取得了很 好的效果。如表1、图且可见，采用稀土变质处理后，结晶组织细化、碳化物形状因子增大，在热 处理时加速了碳化物溶解和粒化。由于热处理时受到奥氏体清碳量和动力学条件限制，共晶碳化物 只能部分改善，再者热处理时温度高、时间长、工艺复杂等，目前很少单一采用热处理工艺来改善 碳化物的形态及分布。一般采用变质处理，再进行热处理可显著改善共晶碳化物的形貌。这种复合 工艺有良好的应用前景。3合金化对白口铸铁的合金化有以下三个方法：①加入强碳化物形成元素 ，使Fe3C型正交晶系碳化物转变为M，C3型三角晶系或MC型立方晶系等，所谓“逆变结构 ”碳化物；②以改变共晶碳化物的形态和分布，保持基体的连续性，并细化晶粒，达到强韧性；③ 形成合金碳化物，提高耐磨性。通过合金化法发展起来的白口铁有络系、硼系等。门）铬系白口铁 由于它具有高的耐磨性和韧性，获得了广泛的应用。80年代以来对铬系合金做了大量的工作，这 是因为它在抗磨方面具有独到之处。当含铬量大于10％时，那种低铬白口铸铁中连续、片状的（ Pe·Cr乃C型碳化物被断续、块状的（Fe·Cr），C。型所代替。这种M，C。型不但比 M。C型硬度高，而且在冲击条件下不易碎裂；另外铬系合金的基体可根据实际工况的要求选择铸 态奥氏体、珠光体以及通过热处理的马氏体和贝氏体。国2销盘式月我再动磨损试验耐磨性与铝含 五关系曲线1．180目石榴石2二120目石榴石3．140国刚玉沈天一等人＊‘研究碳化物 特性对高铬白口铸铁耐磨性影响时发现，菊团状碳化物（e·Cr入C及圆柱状碳化物（Fe·C r）7C。由于分布形态不同而呈现不同的耐磨性。从碳化物三维形态可以看出，圆柱状碳化物（ Pe·Cr），C。和基体的结合状态与菊团状碳化物（Fe·Cr）3C不同。前者碳化物是孤 立相，基体为连续相，而后者是连续相，基体为孤立相，因而呈现不同的耐磨性。（Fe·Cr） 7C。碳化物与基体接触表面大，保护了基体，基体对碳化物又有较好的支撑作用，从而充分的发 挥碳化物（Fe·Cr），C。的抗磨作用。图2看出，Cr含量不同，碳化物类型、形态不同， 呈现出不同的耐磨性，相同碳量和相同类型碳化物（Pe·Cr），C。的情况下，随着铬含量的 增加，碳化物量增加其耐磨性随之增加。当随着铬量的提高，组织中出现（Fe·Cr入。C。型 碳化物，显微硬度仅为1500HV左右。而这种碳化物一般是在热处理条件下以二次碳化物形式 析出的。英国JTHPearce教授［‘j使Cr量提高到30％，铸态组织仍为奥氏体十M， C3，经过热处理后碳化物结构发生变化。即共晶M，C。变为双层结构，外层为M。。C6型， 并在磨损过程中极易出现裂纹。中心区域为M，C。型不易出现裂纹。因此，M，C。是高铬合金 中理想的坚硬相，要想获得M，C。型碳化物，合金中含Cr量必须大于10％。由于我国贫铬， 成本高限制了应用。近年来，在中铝、低铬的条件下，获得M，C。型碳化物成为研究的焦点。沈 阳铸造所李卫等［’城功的研制了高St／C中铬白口铸铁，使组织中95％左右的共晶碳化物呈 现为理想的M，C。型，力学性能相当或优于M基体高铬铸铁（Cr15％），在冲击载荷、高应 力磨料磨损中抗磨性则明显高于M基体高铝铸铁。王久彬等［‘’I“‘采用Re－Cr作孕育剂 对含铬7％－8％的中铬铸铁进行孕育处理，获得大量M，C3型碳化物，性能大幅度提高。（2 ）W系白日铸铁它具有高韧性、高硬度的特点，用来制造搅拌机叶片、碾矿辊，已达到高铝铸铁水 平。哈科大［‘’］对W系合金白口铸铁组织及碳化物作了探讨性研究，取得结果表明，在含27 ％～3．3％C范围内，当W＜18％时为亚共晶组织；18％～22％W为共晶组织；W＞23 ％时为过共晶组织。在W／C＞2时，碳化物为M。C型；当W／C＞6时，碳化物才以块状的M 。C型为主，其硬度可达HVZ000以上，是基体中理想的硬质相。W价格昂贵，有没有必要进 一步研究开发，值得探讨。（3）B系白口铁它在抵抗低应力磨料磨损方面是一种良好的抗磨材料 ，故B系白口铁近年来发展较快。它有两种类型的碳化物，e。（CB）和FeZ3（C）6型“ ’‘。从抗磨观点出发，Fe；3（CB）型为好，显微硬度高，在含B量较高（0．53％～0 ．73％）时，则Fe23（CB）6型为主；含B量较低（0．124％～0190％）时，以 Fea（CB）型为主。含B较高时，可通过退火使连续网状变成断网或孤立状。（4）V系抗磨 铸铁V有强烈促进碳化物形成的倾向，形成细小、硬度高的VC颗粒（HV2800），对基体没 有明显切割作用，从而提高了材质的韧性和抗磨性。文献【14」研究了钒白口铁中碳化物形态， 含0．47％时，其铸态组织和普通白口铸态组织差不多；含V量增加到1．34％时，可以看到 碳化物有明显断网，二次针状渗碳体减少；当V量增加到4．25％时，碳化物呈孤立团絮状，这 是由于V奇取M。C型碳化物中碳形成VC的结果。在低铬白日铸铁中，碳化物呈M3C型，在此 基础上加入v后，随着v量增加碳化物由网状十孤立状十团球状发展。这是由于组织中圆球VC增 多，而M。C型碳化物减少。通过合金化改变碳化物的类型和形态受到资源和成本的限制，在生产 中不易多采用。4．变质处理通过变质处理改善碳化物的形貌。主要改变凝固过程中共晶碳化物的 形核和生长的条件。（1）加入能形成碳化物结晶核心的元素，如Ti、V、Nb、Re等，这些 元素在凝固时代先于其晶体生成高熔点的碳化物、硫化物和氨化物等，可作为共晶碳化物结晶核心 ，细化共晶碳化物。（2）加入微量的Re、K、Na等元素就能在共晶碳化物表面强烈吸附并阻 止其生长，从而使共晶碳化物孤立、细化。（3）加入St、AI等元素，在碳化物中溶解度近似 为零，这些元素富集在共晶结晶前沿处，阻止碳化物生长，从而细化、孤立碳化物。文献【15」 介绍了采用K、Na喷射对高铝铸铁进行变质处理时，铸态组织中碳化物变为蠕虫状、团块状。采 用高温梯度区域熔化走向凝固装置［‘’j研究低铬铸铁共晶生长时发现，随着稀土的加入共晶凝 固时领先相由碳化物变为奥氏体。由于生长过程中，奥氏体在碳化物前端相互搭桥，使许多板状碳 化物变成条状和杯状，稀土元素含量愈高，转变份额愈多，同时碳化物亦被明显细化。文献【17 」中采用Ti、V、Nb、N等元素对低合金白口铸铁处理时，形成高熔点的碳化物、氮化物，同 时可作为初生奥氏体、共晶碳化物的异质核心。从而共晶机理发生了变化，有利于离异共晶形成， 使共晶渗碳体发生分割并成为断网、孤立化。在实际生产中，多采用多元素复合变质处理，祖方道 等’‘’深用B、V、Ti及碱金属对低合金白日铸铁进行复合变质处理，使碳化物的形态明显改 善，铸态下冲击韧性达到10J／cm’。作者采用新型复合变质剂对中锰白口铸铁进行变质处理 ，铸态下获得粒状碳化物加屈氏体组织，冲击韧性可达10～15J／cm’，用作生产磨球，取 消了热处理工艺，并获得了满意的效果。采用变质处理改善抗磨白口铸铁中碳化物的形态获得了广 泛应用，但关于碳化物粒化机理的研究目前甚少。变质处理改善抗磨白口铸铁中碳化物形态，是所 有方法中最简单、最有效和最经济的方法。改善抗磨白口铸铁中碳化物形态的展望@许振明$吉林 工业大学!吉林长春130025@何镇明$吉林工业大学!吉林长春130025@姜启川$吉林工业大学!吉林长春130025白口铁;;碳化物;;变质处理综述了抗磨白口铁中改善碳化物形态的研究。指出变质处理与其它方法相结合的复合工艺是改善碳化物形貌、提高韧性最有效的方法。1姜振雄等.第一届金属耐磨材料学术会议论文集
2孙逊等.机械工程学报,1990.26(2)
3刑书明等.热加工工艺,1993(3)
4孙爱学等
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