【正文】 實(shí)現(xiàn)完全奧氏體化，加熱到 ZCA1 +(30～ 50)℃ 即 (880～920)℃ 保溫 1～ 2 小時(shí)，然后降到 XCA1 (20～ 30)℃ ，即 (780～ 790)℃ 保溫 ～ 小時(shí)，實(shí)現(xiàn)部分奧氏體化。 部分奧氏體化正火得到復(fù)相組織，故綜合性能好，強(qiáng)度韌性都比較適中，球墨鑄鐵部分奧氏體 正火后的性能 σb(800～ 900)MPa， δ(4～ 7)％， αk(49～64)J/cm2。缺點(diǎn)是部分奧氏體化溫度范圍窄，工業(yè)上較難準(zhǔn)確控制。 鑄鐵的淬火 回火： 如果鑄鐵完成奧氏體化以后不是在空氣中而是在冷卻速度很大的液體介質(zhì) (如水、油等 )中冷卻，這種熱處理稱為淬火。由于冷卻速度很快，鑄件的冷卻曲線不與 S 型曲線相交，冷卻過程不轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w或貝氏體，而是馬氏體。而馬氏體十分堅(jiān)硬，很難加工，必須進(jìn)行回火處理，降低硬度，以便獲得足夠的強(qiáng)度、硬度和可加工性。所以，淬火及回火是不可分割的工藝過程。 淬火 回火的目的是為 了獲得比正火 回火更高的力學(xué)性能，通常適用于 球墨鑄鐵的熱處理。 球墨鑄鐵的馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度 Ms 點(diǎn)約為 230℃ ，轉(zhuǎn)變終了溫度Mf 點(diǎn)位于負(fù)溫區(qū)，故奧氏體冷卻到室溫不可能全部轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，得到的淬火組織為馬氏體十殘余奧氏體。過冷奧氏體在 Ms 點(diǎn)以下向馬氏體轉(zhuǎn)變屬無擴(kuò)散相變，奧氏體在這樣低的溫度下其碳原子不能充分?jǐn)U散，鐵原子只能作不超過原子間距的錯(cuò)動(dòng)，面心立方晶格的奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橐环N變態(tài)的體心立方晶格 — 過飽和 α固溶體，即馬氏體。馬氏體的含碳量與母相奧氏體的含碳量完全相同。鑄鐵的馬氏體形態(tài)呈片狀，每一片都是一個(gè) 單晶體，它由非常細(xì)的成疊的孿晶組成。馬氏體的生長速度極快，形核后可在 104秒內(nèi)完成結(jié)晶?；鼗疬^程是馬氏體分解或過飽和 α固溶體析出過量碳原子并形成碳化物的過程，同時(shí)也是殘余奧氏體繼續(xù)完成其相變的過程。馬氏體在回火過程的分解程度與回火溫度有關(guān)。 (1)(140～ 250)℃ 低溫回火得到的組織叫回火馬氏體，由于回火溫度低，原馬氏體只析出極細(xì)小的碳化物微粒，含碳量略減少，仍保持馬氏體針狀形態(tài)，這種組織的強(qiáng)度、硬度、耐磨性很高，但脆性和內(nèi)應(yīng)力明顯減少。 (2)(350～ 500)℃ 中溫回火，馬氏體分解完 畢，得到回火屈氏體，具有較高的強(qiáng)度、彈性、韌性、耐磨性和一定的熱穩(wěn)定性 (＜ 500℃ )，可用于廢氣鍋爐的密封環(huán)等， 420℃ 回火的硬度為 HRC42～ 46。 (3)(500～ 600)℃ 高溫回火，從馬氏體中析出的碳化物聚集長大，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為回火索氏體，硬度 HB215～ 330?；鼗鹚魇象w的結(jié)構(gòu)不同于正火索氏體，回火索氏體中的滲碳體顆粒彌散分布在鐵素體基體內(nèi)，正火索氏體為細(xì)片狀碳化物與鐵素體結(jié)合的層狀組織，故回火索氏體具有更好的強(qiáng)度、塑性和耐磨性。 回火溫度與淬火球墨鑄鐵性能的關(guān)系可從下表的數(shù)據(jù)得到說明。 表 43 稀土 鎂球墨鑄鐵經(jīng) 900℃ /60min 奧氏體化后油淬，再回火 90min的力學(xué)性能和回火溫度的關(guān)系 回火溫度（ ℃ ） σb（ MPa） δ（ *100） αk（ J／ cm2） 硬度（ HB） 450 1211 — 52 395 500 600 650 1058 757 533 50 45 58 375 280 190 鑄鐵的等溫淬火： 等溫淬火是高溫奧氏體在共析點(diǎn)以下、 Ms 點(diǎn)以上進(jìn)行的等溫固態(tài)相變，相變產(chǎn)物相等溫溫度及等溫時(shí)間有關(guān)。 共析點(diǎn) ZrA1 以下， 550℃ 以上等溫產(chǎn)物為珠光體 +鐵素體 +石墨，在此溫度范圍內(nèi)，等溫溫度越低，珠光體量越多，其分散度越大，強(qiáng)度、硬度越高。 550℃ 附近的等溫產(chǎn)物為屈氏體。 550℃ ～ Ms 點(diǎn)范圍等溫產(chǎn)物為貝氏體 +殘余奧氏體 +石墨。 (330～ 550)℃ 等溫轉(zhuǎn)變形成的組織為上貝氏休，它由許多平行而密聚排列的鐵素體片形成，片間夾著斷續(xù)細(xì)小的滲碳體顆粒．外觀呈羽毛狀，硬度HRC31～ 39。 330℃ ～ Ms 等溫組織為下貝氏體 +殘余奧氏體 +石墨。下貝氏體中的鐵素體呈針狀，其中彌散分布著細(xì)小的滲碳體顆粒，腐蝕后呈黑色針狀。等溫溫度 越低，鐵素體針越細(xì)，針的成排性越差。下貝氏體的硬度約為 HRC50～55。 過冷奧氏體等溫轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w的過程，總是首先從石墨周圍開始，因?yàn)檫@些區(qū)域是富硅區(qū)，奧氏體的穩(wěn)定性最差，最有利于貝氏體轉(zhuǎn)變。共晶團(tuán)邊界是 Mn、 Cr、 Mo 等穩(wěn)定奧氏體元素富聚區(qū)，因而是殘余奧氏體形成區(qū)。 為 防 止 等溫 過 程引 起 表面 脫 碳和 氧 化， 高 溫奧 氏 體化 宜 在33%NaCl+65%BaCl+2NaCN 高 溫 鹽 浴 中 進(jìn) 行 ， 等 溫 淬 火 則 在50%KN03+25%NaN02+25%NaN02低溫鹽浴中進(jìn)行。 等溫淬火技術(shù)在鑄鐵中的主要應(yīng)用是生產(chǎn)奧貝球墨鑄鐵 ，這 是一種高強(qiáng)韌性合金，對于同一水平的延伸率的奧貝球墨鑄 鐵的抗拉強(qiáng)度比普通球墨鑄鐵約高一倍。奧貝球墨鑄鐵的抗拉強(qiáng)度和延伸率與合金鋼相近 。 它的接觸疲勞強(qiáng)度和滲氮鍛鋼相當(dāng)，接近滲碳鍛鋼水平。奧貝球墨鑄鐵的彎曲疲勞強(qiáng)度上限與滲氮鍛鋼及滲碳鍛鋼也處于同一水平。 此外，奧貝球墨鑄鐵內(nèi)因含 有 石墨而有比 較小的摩擦 系數(shù)和更低的運(yùn)行噪音，因而許多重要機(jī)械零件可用成本低廉的奧貝球墨鑄鐵取 代合金鋼，如齒輪、曲軸 、凸輪軸、萬向節(jié)、 農(nóng)機(jī)具等 。奧貝球墨鑄鐵的高強(qiáng)度、高韌性 和高耐磨性的統(tǒng)一，使它適用于要求耐磨和受沖擊 的零件，如泥漿泵、機(jī)車車輪 和 刮板等。 影響貝氏體組織和性能的主要因素如下： 原始組織狀況對等溫淬火組織和性能有直接影響。原始組織不均勻、元素偏析都影響貝氏體轉(zhuǎn)變的速度和轉(zhuǎn)變的完全性，并造成等溫轉(zhuǎn)變過程的不均勻膨脹和變形。為避免這些不良后 果，淬火前的鑄鐵組織應(yīng)為單一金屬 基體 (鐵素 體或珠光體 )，而且共晶團(tuán)細(xì)小， 元素偏析少。 過冷奧氏體的轉(zhuǎn)變受 C、 Si、 Mn、 Mo、 Ni、 Cu 等元素的影響。球墨鑄鐵淬透的合適用量可參考下表的試驗(yàn)數(shù)據(jù)。 表 44 使球墨鑄鐵淬透的合金用量 鑄件壁厚 （mm） 淬火介質(zhì) 鹽浴 空氣強(qiáng)制冷卻 8 10 25 37 50 不加合金 不加合金 %Mo %Mo 或者%Mo+%Cu — %Mo %Mo+%Cu 或者%Mo %Mo+%Cu 或者%Mo+%Ni %Mo+%Cu %Mo+%Ni 奧氏體化溫度是鑄鐵熱處理十分重要的參數(shù)，它決定奧氏體的含碳量。奧氏體化時(shí)間則影響基體中碳分布的均勻程度。提高奧氏體化溫度，延長保 溫時(shí)間都增加奧氏體的溶碳量，因而增加奧氏體的 穩(wěn)定性，降低奧氏體向貝氏體轉(zhuǎn)變的速度，并增加殘余奧氏體的含量。相反，降低奧氏體化溫度，縮短保溫時(shí)間將使奧氏體的溶碳量減少，降低過冷奧氏體的穩(wěn)定性，促進(jìn)貝氏體轉(zhuǎn)變。 等溫溫度影響貝氏體的形態(tài)以及殘余奧氏體和馬氏體的數(shù)量。 在一定的奧 氏體化條件和一定的等溫時(shí)間內(nèi)，隨著等溫溫度提高，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度下降，延伸率上升。上貝氏體具有較高的塑性、韌性，完全歸結(jié)于它有比較多的殘余奧氏體。由于高溫等溫過程中，碳有更大的擴(kuò)散速度，使得板條狀鐵 素體在生長期間析 出的碳原子能很快擴(kuò)散到余下的奧氏體中，并達(dá) 到 2%C 飽和濃度，這就使得奧氏體的穩(wěn)定性大大提高，以致等溫轉(zhuǎn)變終止時(shí)獲得大量的殘余奧氏體。 下貝氏體在 330℃ 以 下的低溫區(qū)轉(zhuǎn)變，雖然片狀 鐵素 體在這種條件下能迅速形核并向奧氏體內(nèi)生長， 但碳的擴(kuò)散緩慢，滯留在鐵素 體內(nèi)的碳很快達(dá)到飽和 并析出ε 碳化物，這樣就有一部分碳原子不能擴(kuò)散到奧氏體內(nèi)，使轉(zhuǎn)變的部分成為低碳奧氏體，這種組織不 穩(wěn)定，它在冷卻過程中會(huì)轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體， 余下的殘余奧氏體通常不超 過 10%。 這就決定了低溫等溫轉(zhuǎn)變的下 貝 氏體球墨鑄鐵具有高的強(qiáng)度和相對低的塑性、韌性。 隨著等溫時(shí)間的延長，強(qiáng)度、延伸率提高．硬度下 降。這些變化趨勢與等溫轉(zhuǎn)變過程有關(guān)。 鑄件在凝固過程中 存在不可避免的元素偏析，最后凝固區(qū)域的合金元素濃度甚至超過平均濃度幾倍，以致同一鑄件的不同區(qū)域可能有不同的轉(zhuǎn)變時(shí)機(jī)和不同的轉(zhuǎn)變產(chǎn)物。鑄鐵的等溫轉(zhuǎn)變可以分為三個(gè)階段。 第一階段，在低合金濃度區(qū)內(nèi)首先發(fā)生貝氏體 形核和生長，然后向偏析區(qū)擴(kuò)展。由于貝 氏體析出使得末轉(zhuǎn)變的奧氏體含碳量增加，再加上偏析區(qū)富集較多的合金元素，使后轉(zhuǎn)變的奧氏體穩(wěn)定性逐漸增大，因此，第一階段貝氏體開始形核和生長迅速，隨后則逐漸減慢，如果在此階段的某個(gè)時(shí)刻終 止貝氏體的轉(zhuǎn)變，讓它冷卻到室溫，則 奧氏體將因 溶碳且不足而變得不穩(wěn)定，將在冷卻過程中轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，只有少量殘余奧氏體保留到室溫。結(jié)果得到 馬氏體十貝氏體十殘余奧氏體的組 織。殘余奧氏體的占有量 隨等溫時(shí)間延長而增加。 第二階段，大約在 (103～ l04)秒內(nèi) ,貝氏體已有相當(dāng)轉(zhuǎn)變量 ,奧氏體固溶碳量及合金元素的富集度隨之增加 ,穩(wěn)定性顯著提高 ,以致貝氏體轉(zhuǎn)變基本停止，形成所謂的轉(zhuǎn)變窗口，轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為殘余奧氏體。轉(zhuǎn)變窗口大小與合金元素及奧氏體化溫度有關(guān)。由于合金元素的作用，窗口可能封閉，而低溫奧氏體化則可能使窗口張開。等溫溫度也影響等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)，高溫 (340～400)℃ 等溫轉(zhuǎn)變，碳在奧氏體中的擴(kuò)散速度加快，很快達(dá)到 (～ )%C 飽和濃度而變得十分穩(wěn)定， Mf 點(diǎn)降到－（ 230～ 330） ℃ 。若用高溫等溫并在第二階段冷卻將得到約 40%殘余奧氏體十上貝氏體，并有最好的強(qiáng)韌性。如果用低溫 (230～ 330)℃ 等溫，則碳在奧氏體中的擴(kuò)散困難，從下貝氏體轉(zhuǎn)變過程中奧氏體得到的溶碳量有限，穩(wěn)定性較差，在冷卻過程中容易轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。因此，第二階段的低溫轉(zhuǎn)變產(chǎn)物為下貝氏體十馬氏體十少量殘余奧氏體。 第三階段，由于等溫時(shí)間很長，富碳奧氏體被合金元素富集 后變得很不穩(wěn)定，硅的作用 也不足以抑制半條狀 碳化物從中析出，結(jié)果得到貝氏體十碳化物的等溫組織。這種組織的強(qiáng)度、硬度變化不大，但高溫等溫后塑性、韌性明顯下降。 三個(gè)階段的等溫轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)曲線都受合金元素的影響，如果低合金區(qū)轉(zhuǎn)變迅速，高合金區(qū) 轉(zhuǎn)變緩慢，則第一、三階段的轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)曲線將重疊，即過程時(shí)間窗口， 第二階段過程將消失， 整個(gè)等溫過程只有兩個(gè)階段。 第二節(jié) 熱處理曲線 一、退火 退火的目的是獲得高韌度的鐵素體球墨鑄鐵。當(dāng)鑄態(tài)球墨鑄鐵組織中滲碳體的體積分?jǐn)?shù)不小于 3%，磷共晶的體積分?jǐn)?shù)不小于 1%或出現(xiàn)三元及復(fù)合磷共晶時(shí)，均要進(jìn)行高溫石墨化退 火。球墨鑄鐵通常采用兩個(gè)階段退火，高溫階段消除滲碳體、三元或復(fù)合磷共晶；低溫階段是由奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素 體，最終獲得以鐵素體為主的基體組織，其典型工藝示于圖 41。也可在高溫保溫后隨爐緩冷完成第二階段退火，其工藝示于圖 42。但是，這種工藝難以保證得到全鐵素體的基體組織，其中將有少部分是珠光體組織。 當(dāng)鑄態(tài)組織中滲碳體的體積分?jǐn)?shù)小于 3%，無三元或復(fù)合磷共晶，鐵素體的