白口鑄鐵共晶組織的改性

為提高白口鑄鐵的韌性與耐磨壽命，除借助熱處理改變基體組織及碳化物形態外，另一重要途徑是控制凝固過程，改變共晶組織。

改善白口鑄鐵的共晶組織包括：

•細化共晶團；

•使共晶碳化物斷續；

•改變碳化物的形態(板片→桿狀→團球)。

細化共晶團的目的是通過細化共晶碳化物去改善白口鑄鐵的使用性能。對于可鍛鑄鐵的生胚件，細化共晶團則是為了縮短石墨化退火時間，因為細小的共晶碳化物顯著增加滲碳體/奧氏體界面，加速滲碳體分解進程。細化共晶團的方法是增多共晶團核心，所以，加大凝固時的冷卻速度、調整化學成分、改變核心狀態以及添加異質核心(即孕育處理)都是、使共晶團細化的措施。

破壞共晶碳化物的連續性是改善白口鑄鐵韌性的重要措施。普通白口鑄鐵萊氏體共晶團中的滲碳體連成一體并在初生奧氏體問形成網狀分布，嚴重地降低白口鑄鐵的韌性。

改變白口鑄鐵中碳化物形態是提高韌性、強度的有效途徑，因為板片狀碳化物與灰鑄鐵中的粗片狀石墨一樣，性脆、無強度、尖角應力集中嚴重、裂紋易沿尖角快速擴展。

改善白口鑄鐵共晶組織的工藝措施有：

1．調整化學成分大范圍增加合金中某些組元成分可改變碳化物類型，導致形態改變。鉻系白口鑄鐵中的含Cr量與碳化物類型關系十分密切，當含鉻w(Cr)≥10%，w(Cr)/w(C)>4時，共晶碳化物由板片狀Fe(Cr)₃C轉變成桿條狀Cr₇C₃。

在低鉻門門鑄鐵中，釩可改變碳化物形態，當w(V)=4%時，出現明顯碳化物斷網效果；w(V)=6%，開始生成團球狀碳化物；w(V)=8%時，絕大部分為圓球狀碳化物。

鎢在碳化物中的作用與鉻類似，能改變碳化物的形貌和分布。w(W)<6%時，碳化物呈M₃C型，仍保持網狀或斷續網狀。w(W)=13%～15%時，碳化物呈斷續網狀+孤立狀碳化物，棚結構多是M₆C型陽w(W)=20%左右，碳化物屬M₆C型，形貌呈緊密結構的孤立塊狀(棱形、多角形、桿形等)。

普通白口鑄鐵的共晶組織是萊氏體蜂房式結構，當w(Si)<0.5%，并在較大過冷的情況下，蜂房式網狀碳化物逐漸被斷續。然而，硅對高鉻白口鑄鐵組織的影響卻相反，隨硅量適當增加，能增加碳化物網的斷續程度，明顯提高斷裂韌度。因為硅的質量分數由0.4%增加到1.4%后，共晶碳化物的結晶取向發生改變，出現散射結構，從而使網斷開。

實踐證明，將鉻的質量分數為11%～135%的白口鑄鐵的w(Si)提高到11%～22%，抗沖擊疲勞剝落和抗沖擊磨料磨損優于w(Cr)=15%的高鉻白口鑄鐵。

低合金白口鑄鐵的碳化物形貌受碳量影響，控制低的碳量(w(C)=22%～26%)時，有利于碳化物在稀土復合變質處理后的球團化。

2．提高冷卻速度隨凝固速度增加，共晶團變小，碳化物同時得到細化，例如金屬型鑄造或表層堆焊都可生成極細的棒狀M₇C₃。但是，由于凝固速度很難改變所析出的碳化物類型，因而難于改變其形態。

3．孕育處理根據合金類型與用途，白口鑄鐵孕育處理的目的有：提高鑄鐵的韌性、耐磨性；降低可鍛鑄鐵的退火溫度、縮短退火時間。

白口鑄鐵的孕育處理與灰鑄鐵不同，它是通過細化初生奧氏體，使枝晶間區域變小，達到細化共晶碳化物的目的。用于白口鑄鐵的孕育元素有：V、Ti、B、RE、Al。其中稀土RE與熔液中S、O形成的夾雜以及Al脫氧生成的Al₂O₃作為初生奧氏體的形核基底，增多核心，細化奧氏體枝晶。Ti與碳形成TiC作奧氏體優良的異質核心，增加奧氏體形核率。V、B的碳化物都利于奧氏體形核。

4．變質處理白口鑄鐵的變質是指向鐵液中加入少量物質，以改變碳化物形狀為目的所進行的處理。

與灰鑄鐵類似，白口鑄鐵的共晶結晶也屬非小平面–小平面(金屬–非金屬)共晶，兩種鑄鐵的非金屬高碳相有相似的生長方式：石墨與滲碳體均為層狀組織，有較強的各向異性及擇優的生長取向。此外，兩者在共晶體的生長過程中都超前于奧氏體，引導著共晶的進行。因而，灰鑄鐵使用的某些變質工藝與原理對白口鑄鐵可有所借鑒。例如：Mg、Ce稀土元素能提高灰鑄鐵過冷，使石墨由片狀向球狀轉化的機制對于白口鑄鐵也存在這種相似，稀土變質劑同樣可使M₃C碳化物改變形狀，因為稀土金屬對白口鑄鐵鐵液也是表面活性元素，在固液界面前沿的熔體中富集，增加過冷，使奧氏體生長速度加快。當領先相由碳化物變為奧氏體后，有可能在碳化物前端相互搭橋，連成一體，使碳化物斷續，將板狀碳化物變成板條或桿狀碳化物。另外，稀土元素在碳化物晶體上選擇吸附，抑制M₃C晶體a向生長。

但是，由于M₃C在各原子層內是Fe–C強共價鍵結合，各層之間由弱的Fe–Fe金屬鍵連接，原子問鍵的各向異性遠比石墨強烈，a向的生長速度比c向快得多，使變質元素的上述作用不易發揮，導致普通白口鑄鐵的變質處理至今較難獲得像灰鑄鐵那樣成功的應用。然而，通過變質處理改變碳化物形狀，提高白口鑄鐵的強韌性，是十分有意義的課題，不少學者一直不懈努力于這方面的研究。

高鉻白口鑄鐵中的共晶碳化物M₇C₃的形狀為斷續的曲面板條(當過冷度大時呈細纖維桿狀)，與普通白口鑄鐵萊氏體中連續板片的M₃C相比，韌性明顯提高。但是，M₇C₃所固有的沿[0001]擇優生長的特性很難改變長度方向比徑向尺寸大的晶體形態特點，所以，材料的韌性仍然偏低。為此，M₇C₃團球化的研究一直受到關注。稀土金屬對M₇C₃的生長過程有一定抑制作用，例如：加入少量鋁和稀土，可使w(Cr)=4%的白口鑄鐵中的碳化物孤立；當w(Al)>8%，時可完全團球化，用含K，Na的變質劑對高Cr白口鑄鐵變質處理，M₇C₃能變成彌散分布的細顆粒，形成不規則的團塊狀。因為堿金屬K、Na作為表面活性元素吸附在碳化物與奧氏體界面上促使成分過冷，有利于形成離異共晶。另外K、Na的強烈脫氧作用使鐵液凈化，碳化物在限制擴散條件下生長，從而降低共晶碳化物在[010]擇優方向上的長大涑度。