铸铁主要缺陷及防止课件

铸铁主要缺陷及防止铸铁主要缺陷及防止一、灰铸铁一、料硬、白口与反白口在灰铸铁中，碳化物可造成下列组织缺陷：料硬、白口和反白口。“料硬”一般指发生在铸件局部（如棱角、凹槽、凸面、表面等）的难加工点。料硬、白口和反白口缺陷的特征和控制见下表一、灰铸铁一、料硬、白口与反白口组织缺陷料硬与白口反白口特征铸件断面上，局部或全部出现白亮组织（渗碳体），通常位于薄断面、棱角、边缘等部位。硬度高，性脆，难加工在热节部位出现白亮块或隐约呈现有方向的白亮针。其金相特点为过冷密集细针状渗碳体，穿透分布。小件多出现，厚大件的心部有时会产生网状渗碳体。形成原因1、碳当量过低，锰、硫等阻碍石墨化的元素过多；2、铸件的冷却速度太快，如薄壁，冷铁设计不当，开箱过早在铸型内的冷却时间不足等。1、碳化物稳定元素Cr、Mn、Mo、Mg、Ce等富集在铸件中心。镁、铈偏析强烈形成反白口。2、铸件结构。反白口常发生在薄壁交叉的热节处，如连杆的杆身。3、孕育失效。如包底剩余铁水常造成反白口。4、铁液含氢量高，凝固过程中氢气集中在铸件中心部位，阻止石墨化而促使形成反白口。预防措施1、正确配料，注意废钢、白口铁、含气炉料对白口倾向的遗传性。废钢尤应薄料、小块进炉。2、保证碳当量（宜低碳高硅），限制反石墨化元素硫、铬、碲、钒等。3、合理选 择孕育剂及其加入量，减少白口、增加共晶团数量。4、合理使用涂料、冷铁；造型起模、修型时，不宜多刷水。5、复杂、薄壁灰铸铁件，延迟开箱。1.严格控制铁液的化学成分和反石墨化元素。2.加强孕育，减少孕育衰退。如在浇口杯内孕育剂量由0.15%增加到0.3%，解决了120柴油机连杆的反白口。3.提高小铸件的浇注速度。组织缺陷料硬与白口反白口特征铸件断面上，局部或全部出现白亮组二、缩孔与缩松（一）形成原因铸铁件在凝固过程中，因液态收缩和凝固收缩，在铸件的热节或最后凝固的部位将出现缩孔和缩松。缩孔的容积大而集中，形状不规则，表面粗糙，可以看到相当发达的树枝状晶末梢。缩松细小而分散，常分布在铸件的热节轴心处或集中性缩孔的下方。灰铸铁在凝固过程中还将伴随石墨的析出而发生体积膨胀，这种膨胀可能将凝固前期所形成的体收缩的一部分或全部抵消。如果铸型刚度较差，在石墨化膨胀压力作用下，就会造成型壁向外迁移，使铸铁件的尺寸增大，体积也相应增加，最终将使铸铁件内缩孔总容积增加。当铁液的结晶温度或凝固区域较宽，倾向于糊状凝固方式，或铸铁件断面上的温度梯度小，均易形成细小分散的缩松。形成铸铁件缩孔和缩松的总体积可用式（3-7）表示：V缩总V液缩+V凝缩-V石胀+V型移式中，V缩总缩孔、缩松总体积 V液态收缩体积 V凝缩凝固收缩体积 V石胀石墨化膨胀体积 V型移型壁迁移增加的缩孔体积按含碳量的不同，灰铸铁的凝固体收缩率在+4.3%-1.5%之间。碳当量为4.43%灰铸铁，在1300，浇注时缩孔率为0.91%。二、缩孔与缩松（二）防止方法主要从铁液本身、铸型条件和铸造工艺等方面考虑。（1）铁液的化学成分，特别是碳、硅含量的选择，能影响到灰铸铁的石墨化膨胀体积。对于亚共晶灰铸铁，含碳量增加，析出的石墨量较多，使石墨化膨胀体积增大，有利于减少或消除缩孔和缩松。（2）铁液的浇注温度直接影响到液态收缩体积的大小，故不论对何种铸铁，都应有适宜的浇注温度。浇注温度太高，析出的石墨量增多，将使液态收缩体积增大，也将增加缩孔、缩松的趋势。（3）铸型刚度的大小将直接影响到灰铸铁在凝固过程中因型壁迁移所增加的缩孔体积大小，所以应根据铸铁件的要求及实际生产条件合理地选择铸型。（4）根据灰铸铁的凝固特点，采用合理补缩的原则来设计浇冒口系统。应充分利用铸件的自补缩能力，冒口只是补充自补缩不足的差额。三、铸造应力、变形和开裂（一）影响铸造应力的因素铸铁件在凝固、收缩时受到阻碍会产生铸造应力。当铸造应力（有时还有外力作用）超过铸铁的屈服强度，则会产生变形和挠曲。而当铸造应力超过铸铁的强度极限时，则会使铸铁件开裂。凡是能促进石墨化、降低弹性模量、减少收缩量及减缓铸件冷却速度的因素都有利于减少铸件中的残余应力。为此应提高碳当量，尤其是碳量。在相同碳当量下，硅量过（二）防止方法高（Si3%）会减少石墨量、降低热导率、增加收缩。锰和硫阻碍石墨化，尤其是锰高硫低会增加应力。合金元素含量较高时，使传热系数降低、弹性模量提高、线收缩增加、铸造应力加大。铸铁件产生变形和开裂的共同原因是由于在冷却过程中产生了铸造应力。因此将铸造应力减至最小程度是防止铸铁件产生变形和开裂的最根本方法。（二）减小铸造应力的方法减小铸铁件中的铸造应力，可使经机械加工后的铸件具有较好的尺寸稳定性和精度的持久性。主要应设法减小铸件在冷却过程中各部分的温度差，实现同时凝固原则；改善铸型和型芯退让性；适当增加铸铁件在型内的冷却时间，以免扩大各部分的温差。形状比较复杂，尺寸稳定性要求较高的铸铁件应用人工加热时效、振动时效或自然时效的方法来降低铸造应力。铸造应力一般在400-600之间产生。有时过强的抛丸清理也会在铸件表层产生压应力。铸造应力可在480-600 之间的人工时效热处理来削除，但仅推荐用于单件小批、尺寸精度要求特别高的铸件。四、非金属夹杂物（一）存在形态铸件中的非金属夹杂物是指石墨、碳化物、基体、磷共晶以外的组成物。按其成分有氧化物、硫化物、硅酸盐、氮化物，以及由它们组成的多种元素的复杂化合物。在普通灰铸铁中，用电解法分离发现，在1立方厘米体积内，仅稳定的氧化物SiO2、FeO-MnO、Al2O3等高达500万个，其中70%的尺寸在0.2-1.0m之间。用定量金相分析方法发现，1立方厘米体积中约有4300万个硫化物（Mns、FeS-MnS等）夹杂，其尺寸高（Si3%）会减少石墨量、降低热导率、增加收缩。锰和硫阻为2-23 m。上述这些夹杂物在普通灰铸铁中的总含量约为0.01%。在合金铸铁中有各种合金元素的硫、氧、氮化合物和复合物。夹杂物的形状和分布方式与夹杂物的类型及来源有关。若夹杂物形成时间早，并以固态夹杂物的形式出现在铁液中，一般多具有一定的几何形状（如方形、三角形的TiN夹杂物）；若夹杂物以液态的第二相存在于铁液中，由于表面张力的作用，则多呈球状（如一些硅酸盐）。若夹杂物析出的时间晚，则多沿晶界分布，按其晶界湿润情况的不同，或呈颗粒状，或呈薄膜状（如FeS)。铸铁中氧化物夹杂的数量比钢中少。由于铸铁中的碳、硅含量高，足以脱氧，故不应有游离的氧化亚铁夹杂物。铸铁中锰高、硫低时，析出的夹杂物几乎纯粹是晶体状的硫化锰；而锰低、硫高时，在硫化物中主要是硫化铁，其形状较圆。（二）非金属夹杂物对灰铸铁件的质量的影响非金属夹杂物对灰铸铁件质量的影响见表3-20.（三）非金属夹杂物的控制（1）减少非金属夹杂物的途径见表3-21.（2）铁液的过滤。目前铁液的过滤多在浇注系统内进行，即在其适当位置安放高硅氧纤维网或小方孔蜂窝状的高温陶瓷或碳化硅等杂质的过滤片。铁液经过过滤，能阻挡住大量硫化物、氧化物、大尺寸的石墨等夹杂物和渣，从而改善了铸铁4的结晶，提高了灰铸铁的力学性能和切削性能，降低了铸件废品率。为2-23 m。上述这些夹杂物在普通灰铸铁中的总含量约为项目项目影响规律及说明影响规律及说明力学性能对于普通灰铸铁，粗大的片状石墨，对铸铁基体的削弱程度远大于非金属杂物，但不可忽视非金属杂物的作用，对于高牌号或特殊性能的灰铸铁而言，非金属夹杂物的破坏作用有时大于石墨的影响力疲劳性能1.疲劳裂纹。疲劳裂纹的起点处往往有夹杂物。铸件的脆断与由夹杂物生成的裂纹长大变宽的过程有关。2.疲劳强度。当夹杂物增多时，基体经热处理后，硬度越高，疲劳强度下降越显著。铸造性能1.流动性。当铁水中含有悬浮状难熔固体夹杂物时，其数量越多，对于流动性影响越大。低温氧化铁水的流动性极差，就是因为其中含有大量悬浮状硅、锰和其他合金元素的氧化夹杂物，这种铁水是由于炉内温度低，强氧化性炉气和氧化物不能被碳不愿所致2.裂纹。易熔的非金属夹杂物往往是造成铸件热裂的主要原因3.疏松与渗漏。一些非金属夹杂物，由于热膨胀系数的差异，在铸铁凝固时形成缩松组织，使承受水压或气压的铸件发生渗漏。电性能非金属夹杂物不是铁磁性物质，它的存在减少了铁磁性基体的体积，破坏其连续性；夹杂物的存在（在晶体上或晶粒内）使基体变形产生内应力，因而基体磁化不均匀对于磁性，细小分散的夹杂物比粗大聚焦的影响大，长条针状物比球状的影响大。非金属夹杂物各有不同的导电性质，其分布形态亦对铸铁的电阻有很大的影响。可切削性能铁液中的夹杂物数量多、分散性大时，其可切削性能差，对刀具磨损严重表3-20项目影响规律及说明力学性能对于普通灰铸铁，粗大的片状石墨，对表3-21减少非金属夹杂物的途径项目内容控制金属炉料带入非金属夹杂物1、要求选用低硫低磷生铁。2、对金属材料进行除绣除脏的滚筒处理。3、选用成分适宜的合金材料避免在炉内大量烧损。4、限制一些合金钢、废钢材料入炉。5、限制一些合金铸铁、废机铁材料入炉。高的铁水温度和静置1、炉内温度大幅度提高，就能在熔化过程中使碳还原各种氧化物，从而减少氧化夹杂物；高温和高碱度的炉渣能获得低硫铁水，减少硫化物夹杂。2、在高温下熔化和过热的铁水（达1500度）能减少氧化夹杂物，并有利于非金属夹杂物聚集，成渣。3、采用优质低硫的铸造焦。4、用感应炉化铁时尽量不过分长时间保温，以免产生较多的氮化物。5、高温铁水静置，可使非金属夹杂物聚集，上浮便于扒除。控制铁水成分，合理孕育根据化铁炉熔铁时元素的增减规律，控制配料、熔化，使出炉铁水化学成分既符合要求又具有足够高的温度，然后进行合理的孕育，使铁水的非金属夹杂物最少。防止在浇注过程中产生二次夹杂物1、浇道应避免产生二次夹杂物的条件。2、足够高的浇注温度能使卷入铁水的夹杂物漂浮出来。表3-21减少非金属夹杂物的途径项目内容控制金属炉料带入非金五、气孔铸铁中存在气孔将大大降低力学性能，尤其使冲击韧度和疲劳强度大幅度下降。铸铁件凝固时析出气体的反压力，阻碍铁液的补缩，造成微观缩松，降低铸铁件的致密性，使某些需经水压试验的铸铁件因渗漏而报废。析出性气孔一般在铸铁件的最后凝固处，冒口附近较多。铸铁件中形成析出性气孔的气体主要有氧、氮、氢。铸铁中的气体含量一般为：氧在80*10以下，氢在4*10以下。随着温度下降，气体在铁液中的溶解度减小。（一）析出性气孔的形成及其防止铸铁溶解气体是一个可逆过程。温度降低时，溶解的气体处于过饱和状态，气体能向铁液表面扩散而脱离吸附状态。溶于铁液中过饱和的气体能形成气泡的条件有以下几个。（1）气泡内各种气体分压的总和（气体总压力）大于作用于气泡的降低。（2）溶解在铁液中的某种气体析出的分压力应大于该气体在气泡中的分压力，该气体才能自动向气泡扩散而不断长大。要满足这一条件，主要领先铁液温度的降低。（3）必须要有大于某临界尺寸而稳定的气泡核心。铁液中存在的大量非金属夹杂物，熔炼、炉前处理或浇注过程中形成和卷入的气泡，以及包衬、型壁等都可能成为气泡的非自发核心的基础，气泡很容易在这些表面上形成。五、气孔铸铁中存在气孔将大大降低力学性能，尤其使冲击韧度和疲附着在外来夹杂表面的气核形成后，溶于铁液中的气体由于压差必将自动向气泡扩散，当气泡长大到一定临界尺寸时，就会脱离表面而上浮，有时附着在非金属杂物表面的气泡，可带着夹杂物一起上浮。气泡越小，上浮速度越慢。要使气泡能及时上浮而排除，气泡直径一般应大于0.001-0.01cm。铁液在铸型内降温较快，气泡上浮困难，或铸件表面已凝固，气泡来不及排除而造成的气孔。防止析出性气孔的最基本方法是减少铁液的吸气量，其次是将它含有的气体排除或阻止气体析出。如废钢应经清理流筒除锈，焦炭、铁料不应在露天堆放，炉衬、浇注工具必须充分烘干，孕育剂应烧烤后加入，提高浇注温度，提高铸铁件的冷却速度等。附着在外来夹杂表面的气核形成后，溶于铁液中的气体由于压差必将（二）反应性气孔的形成及其防止铁液与铸型之间或铁液内部发生化学反应而析出气体所产生的气孔，称之为反应性气孔。它们常分布在铸铁件表面皮下1-3mm处，所以通常称为皮下气孔。皮下气孔的形成与铁液一铸型界面处的化学反应有关。在高温铁液的作用下，铸型中的水分被蒸发，黏土中的结晶水分解，产生大量水蒸气。铁液中的Fe、C、Mn、Mg、Al等元素都会与水蒸气发生作用，产生汽化反应，析出H2.造型材料中的自由碳（如煤粉等）及有机物会发生燃烧反应，产生CO和CO2，直至自由氧气耗尽为止。经氧化一热分解反应后，在界面处形成了H2O、H2、CO、CO2等气相，它们与铸型表层上残存的固体碳又继续相互作用，产生CO、CO2和H2。在高温下，CO和H2含量增加并渗入铸件表面而形成反应性气孔。皮下气孔的形成原因比较复杂，一般认为，皮下气孔主要是在铁液一铸型界面上的化学反应析出气体过程中产生的。（二）反应性气孔的形成及其防止生产中可采取如下措施防止皮下气孔：（1）采用湿型铸造时，必须严格控制型砂中的水分，其最高枯水分含量不得超过5.5%。（2）提高浇注温度，特别是对于薄型铸件，浇注温度不得低于1300。（3）提高铸型的透气性，有助于减轻皮下气孔。（4）避免铁液中含有铝，因为它易与水蒸气反应而产生氢气孔：3H2O+2Al Al2O3+H2。为此，硅铁中含铝量应限制在0.5-1.0%范围内。如含铝量大于2%，则容易生成氢气孔。（5）在型砂中附加还原性的碳质添加物，可防止皮下气孔的产生。（6）改进浇注系统设计。生产中可采取如下 措施防止皮下气孔：（三）裂隙状氮气的形成及其防止随着高牌号灰铸铁件的增长，我国铸造业采用电炉熔炼，呋喃树脂等有机树脂砂造型、制芯也越来越普通，炉料中废钢配比也逐渐增多，因此一种裂隙状的皮下气孔也增多起来。这种裂隙状的皮下气孔大都是由于铁液或树脂中的含氮量过高而引起的氮气孔。工艺上应采取如下措施来防止这种氮气孔的出现。1.防止铁液含氮量过高的方法（1）在含氮量过高的铁液中加入钛铁。对于灰铸铁，薄壁件的氮含量应控制在0.013%以下，而厚壁件的氮含量应控制在0.008%以下。当铁液中含氮量过高时，可加入与氮结合力强的钛。实践证明，铁液中残留有0.02-0.025%的钛，足以消除由于氮的析出而造成的铸件裂隙状的氮气孔。（2）降低熔炼时的铸铁白口倾向。生产中可采取以下方法：增加炉料中的新生铁比例，除孕育外，硅铁、锰铁均在冲天炉内加入；尽量不用锈蚀严重、薄壁的废钢；正确掌握冲天炉熔炼状况，防止铁液氧化。（3）尽量采用含氮量低的电极石墨作增碳剂，而不使用含氮量高的沥青焦炭。2.防止有机树脂砂中树脂含氮量过高的方法（1）选择含氮量低的有机树脂。为防止氮气孔，一般铸铁件可选用中氮树脂（2.0-5.0%N）。（三）裂隙状氮气的形成及其防止2）在型砂或涂料中加入氧化铁粉。在型砂中加入氧化铁粉后，当铸铁浇注温度在1300以上，型砂表面温度超过1000，在这样的温度下氧化铁粉促进呋喃树脂的热分解，起到将NH3分解成H2的催化剂作用。即便产生了N2气体，在某种条件下产生气体，但通常不溶入铁液和形成皮下气孔，为降低生产成本，通常在面砂中加入3%的氧化铁粉。在涂料中加入10%的氧化铁粉将更为有效和经济。（3）妥善保管树脂。要确保聚异氰酸脂容器的密封，减少它与空气的接触，防止NCO与水反应产生NH2.（四）渣气孔通常出现在铸件浇注位置的上表面或型芯的底部。多数渣气孔呈球状，偶尔也呈不规则形状。孔洞表面多具灰色或蓝灰色，偶见孔洞内含有金属铁豆。孔洞直径一般不10mm，呈密集分布，在初加工时即完全暴露。防止渣气孔有以下有效措施：（1）采用较高的浇注温度（1300以上），防止低温铁液进入型腔。（2）避免铁液长时间停留。（3）使用干净浇包，最好选用茶壶式泡包。加强浇注前挡渣。（4）强化浇注系统的撇渣功能。（5）适当控制硫、锰含量，一般要求Mn%=1.7*S%+0.3%。当含硫量过高时，可适当提高浇注温度约40-50。2）在型砂或涂料中加入氧化铁粉。在型砂中加入氧化铁粉后，当铸二、球铁一般认为，球墨铸铁的铸造缺陷多，导致废品率高，成品率低。但是，随着技术的进步，特别是随着球墨铸铁的广泛应用，以及对球墨铸铁基出理论的深入研究，许多问题得到澄清，球墨铸铁的生产工艺得到进一步改进和完善。因而，许多在生产中遇到的铸造缺陷被避免了。本单元讨论在球铁生产中常见的铸造缺陷，分析其产生的原因，并提出防止措施。第一节 球化不良与球化衰退1、球化不良球化不良是指球化处理没有达到预期的球化效果。球化不良的金相组织为：集中分布的厚片状石墨和少量球状、团状石墨；有时还有水草状石墨。随着球化不良程度的加剧，集中分布的厚片状三围的数量逐渐增多、面积增大，球化不良将使球墨铸铁的力学性能达不到相应牌号要求的指标。关于球化不良产生的原因及其防止措施分述如下：原铁液含硫高硫与镁有很大的亲和力。因此，硫是主要反球化元素，含硫高会严重影响球化，按目前国内的具体情况，一般要求原铁液含硫量的质量分数要不大于0.06%。为保证球化，当原铁液含硫量偏高时，必须相应提高球化剂的加入量，含硫量越高，则球化剂的消耗量也越多。二、球铁一般认为，球墨铸铁的铸造缺陷多，导致废品率高，成品率球化元素残留量低球化元素首先要与铁液中的硫、氧结合，但是，为使石墨球化良好，球墨铸铁中必须含有一定量的残留镁和稀土。在我国现今主要是在冲天炉生产条件下，残留镁量不得小于0.03%，残留稀土量不得小于0.02%。铁液氧化原材料中铁锈、污染及铁液在熔化与过热中的氧化，导致铁液中的 含量增多，因而在球化过程中要消耗更多的镁，致使残留的镁量过低。炉料中含有反球化元素铅、砷、铋、钛、锡、锑等这些反球化元素均能促使在晶界处出现片状石墨。当这些反球化元素超出允许范围时，就会影响球化效果。要注意废钢中可能含有钛，还要注意电镀材料、铝屑、铅系涂料进入炉料中。关于铁液的状态铁液中的硫、氧含量除了石墨形核需用处要尽量降低至最小，同时球化处理温度不能过高，否则反应剧烈，镁的回收率低。出铁液到浇包中的时间尽量缩短，使其在达到足够高的液面（如600 以上）以前，铁液不与放置在包内的球化剂进行反应。球化元素残留量低孕育效果差由于孕育效果差、孕育不充分，或者出现孕育衰退，均会造成石墨球数量少，并且石墨球也不圆整。二、球化衰退铁液的球化衰退铁液的球化衰退的特征是，在球化处理后炉前检验球化良好，但在铸件上球化不好；或者同一浇包的铁液，先浇注的铸件球化良好，后浇注的铸件球化不好。球化衰退的原因是镁量和稀土量，随着铁液停置时间的延长，而发生衰减。镁、稀土与氧的亲和力大于与硫的亲和力，所以浮在铁液表面的 夹杂物与空气中的氧要发生下列反应：2MgS+O2=2MgO+2S 2Ce2S3+3O2=2Ce2O3+6S此时，所生成的硫又返回到铁液中，与硫、稀土再次发生作用。这样，随铁液停置时间的延长，硫不断与镁和稀土作用，不断生成MgS、Ce2S3，它们又不断地被空气中的氧所氧化，循环进行。结果，消耗了铁液中的镁和稀土，硫又重新从浮渣进入铁液中，出现“回硫现象”。孕育效果差稀土铈、钇的沸点比镁高，在一般的铁液温度下它们不会发生汽化逸出。此外，稀土铈、钇的硫化物、氧化物的熔点高、密度大，上浮速度慢。所以，稀土铈、钇的衰减速率比镁要小，在13501400范围内，镁的误差率是每分钟0.001%0.004%；轻稀土铈的衰减率则国每分钟0.0006%0.002%。重稀土钇的衰减率是每分钟0.0008%。各种球化元素的衰减速率与铁液中的含硫量密切相关，含硫量越多，则衰减速率就越快。减少球化衰退的措施列举如下：缩短铁液的停置时间。从球化处理完成到浇注完毕，应在15分钟以内结束。降低原铁液含硫量。原铁液中含硫高，则需要消耗更多的球化元素，另外，也使渣中的硫化物浓度增大，促使“回硫现象“加剧。加剧覆盖与扒渣。球化处理后加结渣剂（如珍珠岩或目前常用的炎山岩结渣剂）覆盖，并采取多次扒渣措施，可减少“回硫现象“。适当增加球化剂用量。根据铁液中的含硫量，采取相应的增加球化剂用量的措施，是可行的、也是有效的，但不是最佳的士治本的措施是力求把铁液中的含硫量降至最低。另外，过多的加入球化剂，不仅增加成本，而且还会导致石墨球的恶化。稀土铈、钇的沸点比镁高，在一般的铁液温度下它们不会发生汽化逸界面反应的球化衰退在铁液浇注入型腔时，由于铁液与空气的氧化作用和在铸型材料中的 与铁液发生的界面反应，就可能使铁液中的镁元素损耗。特别是在内浇道与铸件的交界处，由于此处的铸型温度最高，这种界面反应就更容易发生。由此，可发生下列反应：2M+O2 2MgO 2Mg+SiO2 Si+2MgO此外，在铸型中的某些辅助材料（如煤粉）中含有硫，它与铁液中的镁也会发生反应。当采用焦炭或含硫量高的煤烘干铸型时，则含硫的燃烧产物便与铸型接触，在铸型表面形成富硫层，由此，甚至会在铸件表面形成厚达数毫米厚的片状石墨层。铸型中的硫与镁的反应是：但是，在一般情况下，这种表面形成的片状石墨层深度在0.51.5 之间。因此，它是在机械加工余量的范围之内，而在铸件表面层的内部则是健全的球墨铸铁，因此常不被发现。由此，在生产中常出现的情况是，在内浇口断面上出现一层外圈呈深灰色的灰铸铁薄层，甚至整个内浇口断面均呈灰铸铁组织。此时，应进一步检查铸件本体，如果本体也呈灰铸铁组织，则此铸件即当报废。但是也有这样的情况：虽然内浇口断口呈灰铸铁组织，但铸件本体却是完全良好的球墨铸铁组织，此时铸件是合格。界面反应的球化衰退这种界面反应造成的球化衰退现象也发生在铸件的侧壁，自下而上，高度可达25mm，其形成的原因也同样是铁液中镁与铸型表面的SiO2或S发生反应的结果。防止措施列举如下：在湿砂造型中广泛采用的含碳材料是煤粉，其含硫量最好是在1.0%以下。另外，含水在5.5%以下。防止不恰当地将新砂加入到砂处理系统中，这样会逐渐增加型砂中的含硫量。为此，每次加入的新量应该只占浇入到铸型中的金属液质量的10-15%。对于购进的煤粉含硫量及新砂中的含硫量应及时测定。煤粉的允许硫量为1.0%，新砂的允许硫量为0.1%0.15%。对于冷硬树脂铸型，在采用含硫的硬化的硬化剂时，可使用含有 CaO或MgO的涂料，以改善界面反应，并尽可能地减少树脂的加入量。此外，树脂中的S、O、N含量要尽可能降低。提高浇注速度和改善铸型的透气性也右改善界面反应。力求使铸件的残留镁量处于上限。这是因为适当提高残留镁量是解决内浇口断面上出现球化衰退最有效的措施。这种界面反应造成的球化衰退现象也发生在铸件的侧壁，自下而上，球片状畸变石墨当球化处理后的铁液中残留镁量过多时，会出现球片状石墨。经电子控针查明，镁的浓度分布可相差20倍之多。在石墨球的片状石墨交界处，镁量明显增多；而在片状石墨的表面及在未长出片状石墨的石墨球表面上，则镁量明显减少。并且，研究还表明，球片状石墨的出现与球墨铸铁中的残留镁量密切相关。当残留镁量为0.06%0.08%时，没有球片状石墨出现；当残留镁量的质量分数为0.10%时，有个别球片状石墨的光学显微镜照片。球状石墨首先形成，在其周界的某处则生长出片状石墨。据研究认为，在球墨铸铁的初始时刻，形成了球状石墨核心并开始长大。此时，石墨球与铁液相接触。由于镁在固态的石墨中和在奥氏体中的溶解度均比在铁液中的溶解度要小得多。因此，镁被排挤到石墨球与铁液的界面上。与此同时，由于石墨球的不断长大和由于温度的逐渐下降，则在石墨球周围形成固态的奥氏体壳。但是，镁使球墨铸铁的液相线温度降低。当含镁量很高，浓度的波动导致局部的球状石墨表面上有石墨穿过固态奥氏体壳而与液相的铁液相通。由此，石墨就沿这种通道长大，形成球片状石墨。并且，石墨沿这些通道长大的速度要比通过奥氏体壳以扩散形式长大要快得多。解决防止球片状石墨形成的措施就是要控制球墨铸铁中的残留镁量，过量的残留镁量（其质量分数一般不要超过0.07%）不仅在经济上不合理，而且还要使球状石墨畸变。球片状畸变石墨第二节 缩孔和缩松特点缩孔和缩松在球墨铸铁铸件中比在普通灰铸铁铸件中更为普遍。因此，必须给予更多的注意。能够明显看出的，尺寸较大而集中的孔洞叫缩孔；不易看清的、细小分散的孔洞叫缩松。大多在铸件热节的上部产生缩孔。在铸件热节处、在缩孔的下方往往有比较分散的缩松。但是，对于一些壁厚均匀的中心；或者是在厚壁的中心部位，也可能出现缩松。有些缩松的体积很小，只有在显微镜下才能被发现。这种缩松呈多角形，有时连续、有时断续，分布在共晶轩边界。这种缩松叫显微缩松。形成显微缩松的原因是，在体枝晶凝固后，残留的铁液则在枝晶间最后凝固，因得不到补缩而形成显微缩松。球墨铸铁的缩孔和缩松体积比普通铸铁、白口铸铁和碳钢的都要大。表8-1中列出了它们的对比数据。可以看出，球墨铸铁的缩孔与缩松体积有可能是普通灰铸铁的34倍，或者更多。但是，在生产中，也可采用无冒口工艺得到健全的球墨铸铁件。、产生的原因（一）收缩前膨胀量大经球化处理后，球状石墨在铁液中析出，随着温度的，铁液中的石墨球逐渐长大。石墨球析出和长大的过程，伴随有铁液的膨胀。由此导致要补缩的量增大。第二节 缩孔和缩松（二）型壁移动球墨铸铁呈粥样凝固决定了铸件外表面的凝固层很薄，以致不能建立直足够强度的凝固外壳，以抑制共晶凝固期间产生的石墨化膨胀，致使铸型内壁向外移动。在铸型刚度不够的情况下，使型腔尺寸增大，由此导致缩孔和缩松体积进一步增大。球墨铸铁在凝固开始时，外壳表层比灰铸铁薄得多，并且增长很慢，即在较长的时间内球墨铸铁是在一个强度低、刚性差的塑性薄壳内凝固，薄壳内的铁液在很大范围内同时出现大量石墨并不断长大。析出石墨会引起体积胀大，每析出质量分数为1%的石墨，铸铁体积会增大2%。与之相应，会出现膨胀力，推动石墨四周的铁液，使之移动；并通过铁液，由石墨析出产生的膨胀力将传递给铸件表壳，致使铸型的型壁有向外移动的倾向。对于刚性差的铸型来说，它将和球墨铸铁表壳一样抵挡不住来自铸件内部的石墨膨胀力，遂即产生退回现象，出现圈套变形，铸件随之胀大。此时，倘若没有足够的铁液补充，将在铸件内部出现集中的缩孔。石墨球在铁液里第生长到一定尺寸后被奥氏体壳包围，如此形成三围奥氏体共晶团。随着这种共晶团的长大并逐渐彼此接触。这样，就造成铁液在期间的流动困难，不易补缩。因而在随后的凝固完成后形成缩松。（二）型壁移动(三)球化处理使铁液的过冷度加大球墨铸铁在铁液经过球化处理后，原有的氢、氧、氮和CO气体含量减少，铁液得到了净化，致使外来核心减少。并且，铁液的过热温度越高，净化程度也越高，由此导致的过冷倾向也加剧。此外，球化元素镁和稀土均能与碳形成碳化物，由此减少了石墨化程度，加大了收缩倾向。三、防止措施（一）铁液成分化学成分和球化剂量必须适当。含碳量高，可使缩孔和缩松的倾向减小，但含碳量过高，会产生石墨漂浮。对于薄壁铸件来说，碳、硅含量低时，易产生游离碳化物。对于厚壁铸件，可采用较低碳量，并适当增加硅量。锰高时易形成碳化物，容易促使形成缩孔和缩松。为此，应力求降低含锰量，尤其是对于铸态铁素体球墨铸铁，更是如此。此外，不要使镁和稀土残留量过高。（二）铁液性状采用热分析技术可判别铁液的收缩倾向。缩孔与缩松倾向小的铁液，所具有的冷却曲线的斜率应较小，过冷度要小，共晶凝固时的膨胀要小。（三）铸型的刚度铸型的刚度可用铸型硬度表征。对于湿砂型来说，铸型硬度要在90以上，希望能达到40MPA的抗压强度。此外，砂箱的紧固也时十分重要的。对于金属型覆砂（覆砂厚度68毫米左右）及用自硬砂制作大型铸件时，可以实现无冒口铸造。此时，要满足的条件：G1+2+(三)球化处理使铁液的过冷度加大式中G由碳的石墨化而引起的铁液膨胀量 铁液的液态收缩凝固收缩铸型膨胀量以下举例说明。如果铁液的浇注温度是1430，凝固温度为1155，含碳量C：3.6%，则铁液的过热度为275。液态收缩量的体积分数为0.015%*2754.13%。铁液的凝固收缩的体积分数为4.13%+3.0%+5%12.13%。另一方面，如果C：3.6%的碳全部石墨化，由此引起的铸型膨胀量为10.6%，综合两者，12.13%体积分数-10.6%体积分数1.53%，表明要收缩的体积分数为1.53%。此时，如果铸型膨胀量不是体积分数的5%，而是只有体积分数的2.5%，则此时就不会产生缩孔与缩松，也就是可以用无冒口工艺生产铸件。浇注温度为了防止产生缩孔和缩松，就要使液态收缩量减小。为此，浇注温度低是有利的。但是，对于薄壁（10毫米）铸件来说，容易出现碳化物及浇不足。此时，采用冒口补缩却难以发挥作用。因此，适宜的港湾温度则取决于铸件结构与壁厚，在厚度为37毫米、面积为100*100平板上进行的浇注研究表明，浇注温度为1350时，出现缩孔和缩松的几率最小。式中G由碳的石墨化而引起的铁液膨胀量浇注系统采取顺序凝固方式，对于铸件、冒口、冒口颈、内浇口和横浇口的设计与布置及外冷铁的设置和在必要时采取金属型等，均是行之有效的防止缩孔和缩松的措施。第三节气孔根据球墨铸铁铸件中形成气孔的具体情况，本节分别讨论氮气孔和皮下气孔的形成与防止。至于由于浇注温度过低而产生的 气孔，随着工艺水平的提高，这种表现气孔已不多见，故在本节中不再讨论。浇注系统氮气孔氮气孔形成的热力学氮是以溶解的原子态，以气体形成存在于显微裂纹中，存在于晶格有缺陷的地方，或者以析出的氮化物形式存在。在铁液中原子氮的溶解度为每100克铁液30立方厘米；在凝固时其熔解度约降至每100克铁液8立方厘米。氮在铸铁中的熔解度与其存在形式有关。如果氮是以氮化物形式存在，则与氮在铸铁中的溶解形式不同。在铸铁中各种氮化物的稳定性，取决于它们的生成自由能，后者的负值越大，则表明该氮化物越稳定。氮气孔热力学表明，气体在铁中的溶解度S与温度T和压力P的关系为：SK0Pexp(-H/RT)式中K0：常数H：气体溶解度R：气体常数对于氮气来说，和其它气体一样，在铁中的溶解度与温度、压力密切相关。氮在铁中的溶解度随温度的升高而增加，即铁液比其在固态可含有更多的平衡氮量。当铸件凝固、冷却后，氮在铁中的溶解度大幅下降。此时，析出的氮气有可能聚焦在铸件内部了，形成氮气孔。另外，在铁发生固态相变时，氮的溶解度发生突变。呈面心立方晶格-Fe比呈体心立方晶格-Fe更有利于氮的溶解由此表明，如果球墨铸铁件在奥氏体区域长时间保温进行热处理时，会吸收大量来自空气的氮，以致它在随后的冷却过程中，析出并聚焦庆铸件内部，形成氮气孔。氮气孔属析出性气孔，在铸件断面上呈大面积分布，在冒口、热节处分布较密集，形状呈圆球形。它常发生在同一炉次或同一包浇注的一批铸件中。热力学表明，气体在铁中的溶解度S与温度T和压力P的关系为氮气形成的冶金条件熔炼时，采用的废钢量越多，则铁液中的含氮量也就越高。例如，碳当量为4.36%时，不加入废钢，此时含氮量N=0.002%；如果炉料全部加入的是废钢，则含氮量 N=0.0075%0.0078%，即增加了3倍。此外，采用的铸造生铁中含碳、硅量越多，则其中含氮量就越少，由此熔炼出来的铸铁的含氮量也越少。采用数理统计法得出铸铁含氮量N 与碳当量CE的关系见式：N 0.089e-0.728CE 式中含氮量、碳当量均以质量分数表示。在电炉中过热铁液时，含氮量达N=0.0008%0.004%。电炉过热会使铁液的白口倾向增大，其中主要原因之一，就是含氮量增加；另一个原因则是含氧量的降低，由此导致外来晶核数量的减少，石墨化能力减弱，造成白口倾向加大。表8-2中列举了铁液经过不同处理时，含氮、氢、氧量的变化。由表8-2中可以看出，不同碳当量的铁液经电炉过热后，含氮量均有增加，但经Fe-Si孕育处理后，其含氮量略有下降。氮气形成的冶金条件试 样气体含量（质量分数，%）NHO1冲天炉铁液（C3.3%，Si1.2%）0.00410.000350.0027同样铁液，电炉过热0.00560.000220.0012同样铁液，用硅铁孕育0.00430.000160.00242冲天炉铁液（C3.36%，Si1.45%）0.00510.000330.0034同样铁液，电炉过热0.00590.00290.0018同样铁液，用硅铁孕育0.00470.000360.0051由于含氮量不同，是造成高炉生铁具有遗传性的重要原因之一。铸生铁由于含氮量少，会具有大量的粗大石墨，并容易出现石墨漂浮。在厚大断面的铸件或热节中心处易出现氮气孔。除了废钢带入氮以外，加入到铁液中的铁合金（锰、铬等），也会使铸件中的含氮量增加。此外，增碳剂、树脂粘结剂和涂料也会使球墨铸铁中的含氮量增高。试 样气体含量（质量分数，%）NHO1冲天炉铁液（防止产生氮气孔的措施业经研究表明，铁液中的含氮量N0.009%，一旦超过0.009%，则生成氮气孔的概率急剧增加。防止氮气孔的形成，可采取如下措施。降低废钢加入量，以减少带入的氮量，另外，增加碳当量也会使平衡含氮量降低。采用电炉熔炼。采用电弧炉或感应电炉熔炼时，铁液中的含氮量在球化处理前一般是：N0.004%0.007%；而用冲天炉熔炼的铁液，可高达N0.007%0.014%。但是，对于冲天炉熔炼的铁液，经过15-30分钟保温后，则含氮量达到平衡。由于球墨铸铁含碳量和含硅量高，致使铁液中的溶解含氮量降低。当用球化剂和孕育剂处理后，含氮量有所下降。对于冲天炉铁液含氮量可降至N0.0065%0.0075%；对于电炉铁液则可降至N0.004%0.005%。此时，不会氮气孔出现，也不会因含有许多的氮而导致形成碳化物或珠光体。防止产生氮气孔的措施降低含锰量。文献报导，若把含锰量由Mn=0.9%降至0.75%，并适当提高浇注温度，则可把由氮气孔而导致的废品率降低至原来的1/10。提高浇注温度。随着铁液温度的降低，铁液中含有的氮会析出，经聚集后会形成一定尺寸的气泡。此时若提高浇注温度，气泡会靠自身建立起来的压力，从铁液中逸出。如果是在较低的温度下浇注，则形成的气泡不能逸出，停留在铸件中，将形成氮气孔。降低含锰量。文献报导，若把含锰量由Mn=0.9%降至0.75皮下气孔（一）现象在球墨铸铁中最常见的缺陷就是皮下气孔。在湿砂铸型，特别是比表面积大的小型铸件中最易发生皮下气孔。皮下气孔往往位于铸件表面以下0.5-1mm处，孔径多为0.5-2mm的针孔，内壁光滑（内表面有时附有石墨膜），呈均匀分布在铸件上表面或远离内浇口的部位，但在铸件侧面和底部也偶尔存在。在铸态时，皮下气孔不易被发现；但是，铸件经热处理后，或是经机械加工，就会显露。皮下气孔影响铸件的表面质量，并且在出现皮下气孔的部位，往往伴随有片状石墨，因而恶化了该部位的力学性能。为此，对皮下气孔必须予以克服。皮下气孔（一）现象（二）产生的原因对皮下气孔产生的原因，至今已基本取得共识。在把铸件表层去除后，就会发现有许多小针孔，其中充满了硫化氢气体。由此，可以推断，此时会发生的化学反应是：当铁液中的硫化镁与铸型中的水相遇时，则产生硫化氢 （MgS+H2O MgO+H2S)。结果是，形成的H2S气体在铸件快速凝固时来不及上浮，就停留在靠近铸件表面上。因此，这些气泡不仅呈球形，有的还呈雨滴状，这些雨滴的尖端伸向铸件内部。皮下气孔也可能由产生的氢气造成的，在经处理后的铁液中。会发生如下的反应：（二）产生的原因(Fe、Mg）C+H2O（铸型中）（Fe、Mg)O+C2H2C2H2 2C(石墨膜）+H2 （气泡）Mg+H2O（铸型中)MgO+H2 （气泡）此外，在皮下气孔内，有时会发现渣状夹杂物，这些渣中Si、Al、Mn、Mg、Ca含量较高，由此，形成的 Al2O3/CaO/MgO/SiO2/MnO等氧化夹杂物可为气泡的异质形核提供结晶衬垫。在温度大于1530，会发生反应：SiO2+2C Si+2CO在温度1400，发生反应：MnO+C Mn+2CO在温度大于720时，会发生反应：FeO+C Fe+2CO上述三个反应均会形成CO气体，导致铁液中CO气体过饱和程度，产生过大的析出压力，因而加剧了皮下气孔的形成。防止措施：采用湿型铸造时，必须严格控制型砂中的水分，其最多含水量不得超过5.5%。(Fe、Mg）C+H2O（铸型中）（Fe、提高浇注温度，特别是对于薄壁铸件，浇注温度不得低于1350。球化处理后扒渣、浇注前挡渣，以防止更多的 随铁液进入铸型。球化处理后，令铁液静置片刻，这对 颗料上浮进入渣中后排除有利。提高铸型的透气性，有助于减轻皮下气孔。采用冰晶石粉可有效减轻皮下气孔，冰晶石粉遇水发生如下反应:NaAlF6+2H2O NaAlO2+2NaF+4HF由于冰晶石与水的作用结果，就避免了水与铁液中Mgs的作用。避免铁液中含有铝，因为它易与水蒸气反应，而产生氢气孔，按下式进行反应：提高浇注温度，特别是对于薄壁铸件，浇注温度不得低于13503H2O+2AL AL2O3+3H2为此，硅铁中的含铝量限制在0.5%-1.0%范围内。如果含铝量大于2%，则易生成氢气孔。在型砂中附加还原性的碳质添加物，可防止皮下气孔的产生。改进浇注系统设计。夹渣夹渣缺陷多出现在铸件上表面，或是型芯下表面的死角处，按形态，夹渣有三种类型：第一型粗大渣是2Mg.SiO2+MgS(FeS)；第二型是条状渣MgO；第三型细小渣是MgO+MgS。它们是以单独的或复合型析出的。另外，一型粗大渣中还常混有AL2O3。按形成的时间，夹渣可以分为一次夹渣和二次夹渣。一次夹渣产生于处理过程，一般容易清除干净，但有时也可进入铸件中，便构成一次夹渣。从球化处理铸件凝固结束这段时间形成的夹渣称作二次夹渣。这种渣不易清除，进入铸件中构成二次夹渣，使力学性能降低。3H2O+2AL AL2O3+3H2夹渣断口呈灰褐色，无金属光泽；有时呈大面积分布，有的则呈斑点分布在铸件的基体中。距铸件表面较近处往往是一次夹渣，在铸件内部则往往是二次夹渣。在光学显微镜空，在夹渣区域除有球状石墨外，还有片状石墨、晶间点状石墨及氧化物、硫化物等。夹渣区的石墨数量一般比正常组织中高出许多，甚至高出1倍。氧化物多以灰色树枝状或条纹状形式存在；硫化物则多以点状或不规则条状集合体形式存在。夹渣周围有白亮色的铁素体。在低倍光学显微镜下，很难区分夹渣物与片状石墨；但在高倍则很容易区分。在夹渣区，由铸件表面至内部，化学成分不断变化。为此，可将夹渣区分为夹渣层（一次夹渣）、夹杂物层（二次夹渣）和石墨偏析层。（表8-3）由表8-3中可以得知，夹渣层含硫、硅、镁较多。夹渣断口呈灰褐色，无金属光泽；有时呈大面积分布，有的则呈斑点表8-3球墨铸铁夹渣区和正常组织区的化学成分 化学成分部位碳硫硅磷锰镁夹渣层3.550.1983.150.0630.640.05-0.15夹杂物层4.20.132-0.082.660.0690.540.05-0.15石墨偏析层5.540.02-0.042.360.0640.580.05-0.08正常组织区3.440.02-0.082.400.0680.530.05-0.08例如，硫比正常组织区要高数倍，镁可高出1-2倍，硅可高出50%。在夹杂物层中硫镁硅的含量比夹渣层的要少，但仍比正常组织区的高出许多。在石墨偏析层（它与正常组织区紧密相连）中，含碳量稍高，其他硅、镁的含量则属正常。在夹渣区内，有相当部分的硅、镁、硫是化合物形式存在。经分析，夹渣区的化合物组成有：MgO/SiO2/Mg2SiO3/Mg2SiO4/MgS/AL2O3/FE2SiO4及表8-3球墨铸铁夹渣区和正常组织区的化学成分 一些玻璃相，其中，MgO/SiO2和镁的硅酸盐几乎占夹渣问题的一半。并且，一次夹渣多为 Mg2SiO4;。二次夹渣则多为MgSiO3。因此，要采取的预防措施就是：在保证球化的前提下，尽量减少残留镁量，原铁液中的氧、硫含量必须减至最低；在球化剂中含有稀土和钙，可减少加镁量和残留镁量。采用茶壶式前炉和铁液包，使所产生的熔渣完全分离开。浇注温度低，产生MgO和SiO2，它们相结合而形成镁橄榄石，与 Al2O3 也能结合，由此形成夹渣，在1350以下时会急剧产生镁橄榄石。另外，铁液紊流易氧化，促进了这些反应，因此，必须在浇注系统、浇注方法上注意，避免铁液发生紊流。球化处理时，在球化剂表面添加0.02%-0.1%的冰晶石粉或氟碳酸钠粉，能减少夹渣的形成。在浇注系统设计方面，可采取以下措施：一些玻璃相，其中，MgO/SiO2和镁的硅酸盐几乎占夹渣问题在直浇道底部或横浇道连接部位设置集渣包；或者在浇注系统中设置阻流挡渣及滤网。浇注时的压头必须尽可能降低。必要时，把横浇道分成上型、下型，以减小压力。也右在横浇道中设置集渣冒口，使铁液旋转渣子上浮。在型内孕育时，要使FeSi上浮至表面而形成异常的组织，造成机械加工性能恶化。还可以在横浇道的顶端延伸一段用作集渣段，但在此处不得开设内浇口。生产经验表明，采用珍珠岩或其他优质结渣剂对于消除一次夹渣具有明显效果。提高铁液纯净度和提高浇注温度可显著减少二次夹渣。在直浇道底部或横浇道连接部位设置集渣包；或者在浇注系统中设置石墨漂浮石墨漂浮是指在铸件的上表面，有大量的石墨球聚焦，并且，此时石墨球的形态，由原来致密的球状转变成开花状，由此，恶化了铸件的表面质量和力学性能。球墨铸铁件的健全程度与其碳当量密切相关。一般是采用共晶成分，以减少缩孔和缩松倾向。由于加镁进行球化处理，导致铁液过冷，致使铁液的共晶成分向右偏移。因此，对于一般的球墨铸铁，大多采用的碳当量为4.3%-4.7%，这对于中小型铸件是适用的，但是，对于厚大断面的球墨铸铁，则要把碳当量范围降至4.3%-4.4%。否则就会出现石墨漂浮现象。随铸件壁厚增加，液相线共晶成分CEL值会减少，以避免产生石墨漂浮。产生石墨漂浮现象的可能性，不仅与铁液的碳当量有关；也和铸件的几何形状和冷却速度有关。另外，它还可能与铁液的形核程度有关。但是，其中冷却速度的影响要明显得多。对于厚大断面的球墨铸件，如果采用金属型以加速冷却，则把碳当量提高到4.6%-4.7%，也不会出现石墨漂浮。石墨漂浮石墨漂浮现象还与浇注温度有关，当浇注温度过高时，铁液会较长时间不能凝固，致使在液态析出的石墨球，因热力学上不稳定，故它们会自动地彼此团聚，聚焦成体积更大的石墨球，由于石墨球与铁液的密度差很大，因而加剧了石墨的漂浮现象。由表8-4中可以看出，随着铸件壁厚的增加及浇注温度的提高，临界最大液相共晶成分降低，也就是允许的碳当量降低。此时，若超过允许的碳当量值，出现石墨漂浮的概率会增大。若要提高淳朴共晶成分值，例如，若要将其值由4.15%提高至4.31%，对于壁厚为80mm的铸件来说，就要把浇注温度从1455降至1315。CEL 质量分数 铸件壁厚mm2030508013154.564.524.444.3113404.534.494.414.2713704.504.464.384.2414004.474.434.354.2114254.454.404.324.1914554.424.374.294.15浇注温度CELC+1/4Si+1/2P表8-4出现石墨漂浮的临界最大液相共晶成分与铸件壁厚、浇注温度的关系石墨漂浮现象还与浇注温度有关，当浇注温度过高时，铁液会较长时反白口现象在铸铁件的断面上，出现与正常的断面相反的现象。在铸件件的中心部位或是在缓慢冷却（热节）的部位，本来是应该出现灰口组织，但却出现的是白口组织或是麻口组织；但是，在铸铁件的外表层或是在冷却较快的部位，本来应该是出现白口组织或是麻口组织，但却出现灰口组织。广义来说，在灰铸铁和球墨铸铁件都会出现反白口现象。不过，在灰铸铁领域，一般是在生产过共晶成分的活塞环时出现。在球黑铸铁领域，特别是在我国球墨铸铁件生产中，往往加入了更多的稀土和硅，因而，经常在缓慢冷却的厚大断面球墨铸铁件和热节部位出现反白口现象。在铸铁件中出现反白口现象，使机械加工困难、加剧刀具磨损；另外，在产生反白口现象的部位，往往出现缩松，基体组织中含有较多的碳化物，因而导致该部位的力学性能降低，特别是使塑性指标降低。反白口现象产生的原因近代对球墨铸铁的微分成分分析表明，成分偏析的确存在，尤其是慢冷的厚大断面球墨铸铁件，其偏析现象更为严重。用电子探针对球墨铸铁中石墨球周围及其共晶团边界元素分布所进行的分析结果。由图可以看出，在共晶团边界常富集的有锰、铬、钼、钒、稀土等形成碳化物元素及磷、硫、锡、锑、铋、砷等低熔点元素，这些元素富集在共晶团边界称作正偏析元素；而在共晶团内部、沿石墨球周围，则富集硅、铜、镍、铝等促进石墨化元素，这些元素称作负偏析元素。例如，某大型轧辊的平均成分是：4.0%，i:2.52%,Mn:0.71%,P:0.41%S:0.015%,Cr:0.086%;经测定，在呈正偏析的区域里，C:5.09%,Si:0.09%,Mn:1.72%,Cr:0.44%;在呈负偏析的区域里则C:0.93%,Si:2.55%,Mn:0.65%,Cr:0.08%.产生的原因S:0.015%,Cr:0.086%;经测定，在呈球墨铸铁中的含硅量越多，则硅的偏析也就越严重。根据FeCSi相图分析，在接近平衡的条件下，先结晶凝固的是高硅相，因而容易出现灰口组织；后结晶凝固的则是低硅相，因而容易出现白口组织（或是麻口组织）。在出现硅呈负偏析的同时，还会出现碳化物形成元素在共晶团边界的正偏析，特别是，由于球化剂中的稀土元素，它们易形成碳化物，因而在铸件缓慢冷却的部位出现稀土元素的写信，并形成碳化物，导致白口倾向加大，使反白口现象加剧。三、防止措施（1）控制球墨铸铁中的含硅量不得过高。即使是铁素体基体的球墨铸铁，建议其最高含硅量不超过2.5%-2.7%。对于珠光体基体的球墨铸铁，其最高含硅量不超过2.2%。（2）控制球墨铸铁中的含锰量，即使是珠光体球墨铸铁，建议其最高含锰量不超过0.8%；对于铁素体基体的球墨铸铁，其最高含锰量不超过0.3%。球墨铸铁中的含硅量越多，则硅的偏析也就越严重。根据FeC（3）控制球墨铸铁中的残余稀土量。为此，使用含稀土量较少的球化剂，球化剂中的稀土在3%以下为宜。（4）改善孕育技术，提高孕育效果，采取延后孕育，使球墨铸铁在一次结晶时，出现尽可能多的石墨球。（5）在工艺设计方面，尽量消除铸件各部位在冷却速度上的过大差别。可采用相应的冷铁工艺。（6）在熔炼方面，要防止底焦过低和送风量过大，由此会导致元素烧损严重和铁液中FeO含量过高。（7）采取高温退火工艺，可局部消除反白口现象，但要完全消除各元素的微区分析，即使采取高温均匀化退火，也是不可能的。碎块状石墨现象碎块状石墨是厚大断面（壁厚不小于100mm）球墨铸铁中或是在热节部位经常出现的畸变石墨。在宏观断口上，可看到（3）控制球墨铸铁中的残余稀土量。为此，使用含稀土量较少的球1-3mm大小的黑色斑点在铸件缓慢冷却的中心区域。出现碎块状石墨的部位，质地疏松，恶化力学性能，特别是塑性指标有明显下降。图8-12是典型的碎块状石墨光学显微镜照片。试样取自直径200mm的厚大断面球墨铸铁的热中心处。在光学显微镜下看来碎块状石墨是彼此孤立的，并且往往伴随有圆整的球状石墨。但是，把试样进行深腐蚀并在扫描电子显微镜下观察发现，碎块状石墨有其自己的共晶团，在一个共晶团内部，碎块状石墨是互相联系在一起的；并且，由于它是在缓慢凝固时得到的，因而共晶团要大得多，其几何形状也大全本上呈球形。图8-13是碎块状石墨共晶团经深腐蚀后的扫描电子显微镜照片。图8-14是经深腐蚀后，在高倍下揭示的碎块状三围呈角锥体互相联系在一起的情况。从图8-14中可以看出。碎块状石墨是沿（0001）向，向外长大的。由于这些石墨很细小而且频繁，所以碎块状石墨共晶团内往往伴随的金属基体是铁素体。1-3mm大小的黑色斑点在铸件缓慢冷却的中心区域。出现碎块状铸铁主要缺陷及防止课件二产生的原因关于碎块状石墨形成的机制，至今沿不完全清楚。由扫描电子显微镜观察表明，铁液对碎块状石墨有冲蚀作用。首先生成的是碎块石墨共晶团。后来，由于凝固过程进行十分缓慢，形成的共晶团尺寸粗大；又由于这种碎块状石墨分枝频繁和细小，因而在其端部的联系松散，在铁液热对流的作用下，有可能使靠近共晶团边界的石墨，被冲蚀而形成游离的碎块。另外，较大尺寸的碎块状石墨在热对流作用下，分裂成尺寸更小的碎块石墨，因而，从共晶团内游离出来，漂浮在共晶团边界处。别处，由于凝固收缩，析出的石墨球比一般的初生石墨球要大得多。当超过某一尺寸时，这些石墨球中的铁包含物增多。随着这些石墨球在铁液中的进一步长大，因尺寸变化会形成内