有关硅钼球铁的一些问题.docx

有关Si-Mo球墨铸铁的一些问题中国铸造协会资深顾问李传拭（在上海铸造展会期间论坛发表演讲）硅钼球墨铸铁是一种价格比较低廉、应用面较广的耐热材料，用以制成的铸件可以长时间在不超过850°C 的高温下作业。为了有助于现场工作的同仁对其有更好的了解，想在这里就有关的问题作简要的介绍。一、Si-Mo球墨铸铁的由来1、硅在灰铸铁中的应用19世纪，继英国之后，一些工业国家都相继完成了工业革命，促进了生产力的快速发 展。20世纪起， 各产业部门的生产技术不断进步，增强了对耐热材料的需求。20世纪初期，灰铸铁是最重要的铸造合金，用 量是其他各种铸造合金总和的若干倍。各种在高温条件下作业的部件，从炉用部件到当时的汽轮机壳体，都 用灰铸铁制造。因此，首先考虑的问题是，如何改善灰铸铁的耐热性能。80多年前，英国铸铁研究学会（BCIRA） 就开发了碳含量1.82.2%、硅含量为57%、锰含量0.50.8%的西拉尔（Silal）耐热铸铁，1931年， BCIRA 的A. L. Norbury 和E. Morgan在Journal of the Iron and Steel Institute 杂志（Vol. 23）发表 了论文Effects of Carbon and Silicon on Growth and Scaling of Cast Iron，公布了西拉尔铸铁的化 学成分及生产工艺的要点。这种灰铸铁中，基体组织以铁素体为主，石墨形态以0型为主，由于硅对铁素体的固溶强化作用，铁素 体的硬度较高、强度也明显提高。由于基体组织是铁素体，常温下，这种铸铁的抗拉强度可能略低于常规的 珠光体灰铸铁，但脆性反而高一些，承受冲击载荷的能力也较差，但是，在260C以上其抗拉强度和抗冲击能 力都高于常规的灰铸铁。提高了铸铁中的硅含量后，不仅铸铁的高温强度提高，更为重要的是，显著增强了 铸铁在高温下的抗氧化能力和抗热生长能力，铸件可以在850C、甚至900C的高温下作业。不久以后，为了 改善西拉尔铸铁的常温力学性能，将硅含量修订为46%。这样的成分，一直沿用至今。早期，西拉尔铸铁 是世界知名的耐热铸铁。2、由西拉尔铸铁到Si-Mo球墨铸铁20世纪40年代，球墨铸铁问世，为铸铁的发展开创一个新的纪元。随着球墨铸铁的推广应用，50年代 就有人研究将西拉尔铸铁的经验用于球墨铸铁。将球墨铸铁中的硅含量提高到46%，铸铁的抗氧化能力、 抗热生长能力都显著改善，60年代，一些工业国家就已在生产中应用。硅含量56%的球墨铸铁抗氧化能力很好，但是，硅含量超过5%以后，铁素体有一部分会转变为脆性相 Fe印i，使韧性大幅度下降，出于兼顾二者的折衷考虑，耐热球墨铸铁的硅含量一般都不超过5%。提高了硅含量的球墨铸铁中，加入0.62.0%的钼，可以提高常温下的强度和韧性，高温力学性能的改善尤 为明显，钼含量从0.2%逐步增加到2.5%，铸铁的蠕变性能也逐步改善。但是，从价值工程的观点看来，最 相宜的加入量为0.51.0%。从20世纪70年代起，Si-Mo球墨铸铁就是一种常用的耐热铸造合金，其用途 很广。早期的内燃机，燃烧效率不高，排出的废气温度约在500C左右，排气歧管一般都用灰铸铁制造。随着技 术的进步，内燃机排气温度逐渐提高，排气歧管的材质也随之不断改进。80年代以后，档次较高的内燃机排 气温度超过了 800°C，所用的排气歧管和涡轮增压器，灰铸铁、蠕墨铸铁、硅铸铁等材质都不能适应要求。于 是，Si-Mo球墨铸铁大行其道，广泛用于世界各国的汽车行业，其需求量猛增。90年代以后，一些汽车发动机的排气温度超过了900C，Si-Mo球墨铸铁不能胜任了，开始用高镍奥氏 体球墨铸铁。2000年代早期，高档汽车发动机的排气温度又越过了950C，排气歧管和涡轮增压器不得不改 用铁素体耐热钢。2005年以后，为了进一步提高燃油的燃烧效率，排气温度超过了1000C，又要改用高镍奥 氏体不锈钢。在内燃机燃烧效率不断提高的条件下，Si-Mo球墨铸铁在汽车行业的应用是有所减少了，而且 还有继续减少的趋向。但是，在柴油机方面的应用仍然很多，而且，其他方面对耐热铸件的需求量也非常可 观，Si-Mo球墨铸铁仍然是一种重要的铸造合金。二、Si-Mo球墨铸铁的化学成分及其对力学性能的影响Si-Mo球墨铸铁中的主要合金元素是硅，钼是为改善铸铁而加入的辅助合金元素，在硅、钼含量确定之 后，对碳、锰、磷、硫等元素的含量也应该予以严格的控制。1、硅在Si-Mo球墨铸铁中，硅是重要的组分，其在球墨铸铁中的作用是多方面的，主要是提高抗氧化能力和 降低热生长率，同时还可以使铁素体固溶强化。其负面作用是，硅含量太高时导致铸铁脆化。(1) 促进石墨化、抑制渗碳体的析出在铸铁中，硅固溶于奥氏体中的溶解度约为2%，在铁素体中的溶解度可高达18.5%。铸铁中，硅是促进 石墨化作用最强的合金元素，其促进石墨化的能力大致是镍的3倍、铜的5倍。无论在液态铸铁或固态铸铁 中，铁与硅结合的能力比与碳结合的能力强。增加铸铁中的硅含量，可以使铁碳平衡图中铁-石墨系的共晶 转变温度略有提高，铁-渗碳体系的共晶转变温度明显降低，从而使二者之间的间隔显著扩大。对二者的共析 转变温度也有类似的影响。液态铸铁中含有硅，就会使碳的溶解度降低。铁液中硅的含量愈高，能溶解的碳量相应地愈低，就会有 更多的碳脱溶析出。铁液为过共晶成分时，硅含量高，凝固过程中，有更多的碳以初生石墨的形态析出，直 到剩余的铁液达到共晶成分后发生共晶转变。铁液为亚共晶成分时，凝固过程中，硅富集于初生奥氏体中。 共晶转变时，硅富集于早期结晶的共晶奥氏体中，抑制碳与铁化合成渗碳体，增强碳在奥氏体中的扩散速度， 促使碳以共晶石墨的形态析出。共析转变时，固溶于奥氏体中的硅，仍然抑制碳与铁形成渗碳体，增强碳在 奥氏体中的扩散速度，促使碳以共析石墨的形态析出，硅含量为4%左右的铸铁，基体组织大体上全是铁素体。 在加入了钼，而且用于制造薄壁铸件的条件下，组织中就可能含有少量的珠光体和碳化物。Si-Mo球墨铸铁 中，硅含量较高，因而，薄壁铸件中形成碳化物的倾向较低，这对于制造排气歧管之类的薄壁铸件是很适宜 的。(2) 提高铸铁的抗氧化能力一般说来，耐热铸件的作业条件是，在高温下、长时间与氧化性气体(主要是02、H2O、CO2)接触。在这 种条件下，铁基铸件的表面层会被氧化。高温气体介质中有时还含有硫化物，硫对铁的作用也属于氧化反应。 耐热铸件应具有在高温下抗氧化的能力，也就是高温下的化学稳定性。铁在高温下的氧化从表面开始，先形 成一层薄氧化膜，然后逐渐增厚。由于铸铁件的基本成分是铁，其氧化过程实际上是铁被氧化的过程。在570°C以上的高温下，铁基铸件表面的氧化膜为三层结构。内层（贴近金属本体）为FeO,中间层为Fe3O4， 外层为Fe2O3。氧化过程中，氧原子以扩散的方式通过氧化膜进入铁中，使铁氧化，铸铁中的铁原子则向氧化 膜方面扩散。铁逐层被氧化成FeO, FeO逐层被氧化成Fe3O4，Fe3O4又逐层被氧化成Fe2O3。结果是各氧化 层不断增厚，金属本体逐渐减薄（见图1）。铸铁的氧化过程中，在金属本体逐渐减薄的同时，由于氧化膜的 密度小于铁，铸件的体积却反而会增加。铸件外表面产生的氧化皮，是可能剥落的。如果铸件的内部氧化， 则产生的氧化皮不可能剥落，结果是导致铸件的体积增大，这就是因氧化而致的热生长。图1铁基铸件表面氧化的示意图要提高铸铁的抗氧化能力，必须使其中含有能形成致密氧化膜的合金元素，而且这种氧化膜还应与金属本体 结合紧密，从而抑制外界的氧原子通过氧化膜向铸件内部扩散、以及铁原子向氧化膜扩散。如果铸铁中含有加入铝、硅、铬等元素，形成的氧化膜的成分和结构都有变化，可以增强铸铁的抗氧化 能力。铬、铝含量高时，铸件的表面上形成致密的Cr2O3或A12O3氧化膜，有良好的保护作用。铬、铝含量 不很高时，铸件的表面上形成FeOCr2O3、FeO - A12O3等尖晶石型氧化物，能与铁结合牢固，也有一定的保 护作用。硅含量较高的铸铁中，氧化膜的主要组成成分是铁橄榄石（Fe2SiO4），致密程度大为改善，能抑制 外界的氧原子通过表面进入铸铁内部。就提高铸铁的抗氧化能力而言，硅是很强的抗氧化元素，其作用能力 大约是铬的3倍。几种常用合金元素对铁氧化速率的影响见图2。图2常用合金元素对铁氧化速度的影响0. 01IIiii048121620合金元素含量（%）（3）减少铸件的热生长铸铁件热生长的定义是：铸件长时间暴露于高温下，或在反复加热、冷却作用下所产生的永久性体积增 大。热生长不仅使铸铁的强度降低，还可能损坏与之接触的其他部件。铸铁发生热生长的原因，可以简要地归纳为以下三个方面。1）高温下珠光体中的渗碳体分解、析出石墨所致的体积膨胀球墨铸铁中的珠光体在540°C以下比较稳定。超过540°C以后，其中的渗碳体就会逐渐分解，碳以石墨的 形态析出，通过扩散方式沉积在石墨球上。650C以上，石墨化的速度提高。在700C以上，石墨化在短时间 内就可以完成。石墨化的结果就导致铸铁的体积膨胀。基体组织全部为珠光体的球墨铸铁件，因石墨化而致 的体积生长，按计算，大约是1%。由于铸件内部存在疏松和其他细小的孔隙，实际铸件因石墨化而致的生长 低于此值。有研究报告称：珠光体组织的球墨铸铁件，在高温下长时间保持，因石墨化而致的体积生长约在 0.250.5%之间。完全铁素体基体的球墨铸铁件，在820C以下保持，实际上不可能因石墨化而产生体积增长。Si-M。球墨 铸铁中，硅含量提高到4%左右，不仅基体组织基本上是铁素体，珠光体很少，而且可以使铁石墨系的共析 转变温度Ac提高到870C以上。因此，在作业温度不超过850C的条件下，不必担心铸件因石墨化而产生热生 长的问题。2）相变所致的体积膨胀铸件作业过程中，即使是铁素体基体的球墨铸铁，如果所处的温度不断通过铸铁共析转变温度范围，铸 铁周期性地发生铁素体一奥氏体、奥氏体一铁素体的相变。加热到基体组织为奥氏体时，少量石墨溶入奥 氏体，留下一些微小的孔隙。冷却时，奥氏体中的碳又以石墨的形态析出，但不会析出在原来留下的孔隙中， 从而造成石墨化膨胀。长时间反复经历这种转变，铁就会有可观的体积膨胀，导致很坏的后果。因此，常规 的铁素体球墨铸铁的作业温度，一般都不能高于共析转变温度（约在760C左右）。提高铸铁中的硅含量，可 以使其共析转变温度提高，铸铁作业的温度也可相应地提高，参见表1。表1硅含量对共析转变温度的影响碳含量，3. 993. 782. 513. 322. 193. 10硅含量，1. 603. 273. 431. 381. 165. 61加热时的临界温度，°C755835800815875935冷却时的临界温度，°C6557957408758109203）铸铁内部氧化所致的体积膨胀前面已经提到，铸铁件的内部氧化是导致热生长的主要原因之一，而铸铁组织中石墨的形态和数量又是影响 铸件内部氧化的重要因素。灰铸铁的显微组织中，石墨呈分散的片状，实际上是相互连接的团簇体，而且还有触及铸件表面的石墨片。 石墨是碳质材料，在高温、氧化性气氛下易于氧化，这样，就逐渐形成了氧进入铸件内部的通道。因此，灰 铸铁是易于发生内部氧化，所导致的热生长率也高。石墨片越粗大、数量越多、连续性越好，内部的氧化就 越严重。球墨铸铁中的石墨球是互不相连的，也没有联通外界的通道，可以有效地抑制内部的氧化。提高铸铁的硅含 量后，铸铁本身抗氧化能力又大为增强，这方面就更不成问题了°Si-Mo球墨铸铁件中，可能导致内部氧化 的因素是：在反复加热、冷却的条件下，可能产生延伸到铸件表面的细微裂纹。4）硅对铁素体的固溶强化作用在球墨铸铁中，硅固溶于铁素体，有抑制渗碳体析出、促进铁素体形成、提高铸铁抗氧化能力等作用，此外， 固溶于铁素体的硅能使铁素体强化、改善球墨铸铁的力学性能。将球墨铸铁中的硅含量提高到3.84.5%， 可以得到全铁素体组织。由于硅对铁素体的固溶强化作用，抗拉强度可以略高于600MPa，而且屈服强度、伸 长率都有较大幅度的提高。但是，硅含量超过4.5%以后，铸铁即显现脆性，伸长率随硅含量的增高而急剧下 降。由于铸铁组织全部为铁素体，铸件的硬度均匀，加工性能明显改善。硅固溶强化的球墨铸铁，疲劳极限 优于常规球墨铸铁。硅固溶强化的球墨铸铁，脆性转变温度很高：用V-形缺口试样和U-形缺口试样测定时， 脆性转变温度都高于室温，在60°C以上；用无缺口试样测定时，也在10°C以上。因此，硅固溶强化的球墨铸 铁不宜用于制造结构上有应力集中部位的铸件，尤其不宜用于在低温条件下承受冲击载荷的铸件。在脆性转 变温度以上，硅固溶强化的球墨铸铁的冲击韧性优于常规球墨铸铁。无论是铸铁或铸钢中，硅含量太高都会使铸铁（或铸钢）的脆性增大。因此，硅作为提高抗氧化性能的元素， 其应用受到了很大的制约，不像铬那样，加入量可高达2030%。灰铸铁是脆性材料，硅含量可略高一点， 一般宜在6%以下；球墨铸铁中，硅含量不宜超过5%；铸钢中的硅，一般都用作改善抗氧化性的辅助元素， 其含量应限制在3%以下。2、钼钳是促进碳化物形成能力很强的元素之一。钳在奥氏体中的固溶度可达3%，随着奥氏体中碳含量的增高，固 溶度还可提高。钳在铁素体中的固溶度更高，可达37%左右，有使铁素体固溶强化的作用。硅含量较高的铁 素体球墨铸铁加入钳，可以提高其常温强度、高温强度和蠕变性能，其正面作用是非常明显的。但是，加入钳不可避免地也会有一些负面作用，随着钳含量的增加，铸铁组织中可能出现少量碳化物。凝固 终了后，珠光体分解时，还可能在晶界附近析出富钳的次生相。次生相的组成挺复杂，其中含有Fe-Mo-Si金属间化合物、钼的碳化物、固溶有钼和硅的铁素体和珠光体，有时简化用分子式Fe MoC - M C表示。含有少量26珠光体和这种次生相，铸铁的伸长率和断面收缩率当然会相应地有所下降。关于钼含量对Si-Mo球墨铸铁性能的影响，美国Climax Molybdenum公司曾经进行过大量的试验研究工作。以下，引用该公司的一些实验数据，大致说明在Si-Mo球墨铸铁中的作用。1）钥对Si4球墨铸铁拉伸性能的影响采用碳、硅、锰含量基本一致的铸铁（碳含量为3.163.23%；硅含量为3.974.04%；锰含量均为0.31%）， 球化处理和孕育处理的工艺相同，只改变钼的含量，制成拉伸试样后，在不同温度下的拉伸性能见表1.1 （说 明：屈服强度均为残留变形为0.2%的屈服强度）。表1.1在不同温度下钼含量对Si4球墨铸铁拉伸性能的影响铝含量，0. 020. 490. 981. 451.9320 °C抗拉强度，MPa565596610626635屈服强度，MPa443470474485478伸长率，19. 517. 014. 512. 010. 0断面收缩率，26. 523. 013. o10. 09. 0320 °C抗拉强度，MPa490524546557579屈服强度，MPa388407414426446伸长率，%6. 56. 24. 64. 63.8断面收缩率，7. 56. 15. 84. 65. 5425 °C抗拉强度，MPa383422434446屈服强度，MPa3453653873 96403伸长率，1. 92. 31. 51. 51.9断面收缩率，1. 83. 13.42. 03. 0510°C抗拉强度，MPa249277302299320屈服强度，MPa224250273262281伸长率，%45. 035. 524. 523. 021. 5断面收缩率，43. 037. 529. 523. 019. 5650 °C抗拉强度，MPa83130130138145屈服强度，MPa67112111119120伸长率，%59. 071. 573. 048. 542. 5断面收缩率，56. 047. 539. o36. 024. 5700 °C抗拉强度，MPa6177899()97屈服强度，MPa506S767985伸长率，%87. 575. 5c：9. 035. 351. 5断面收缩率，62. 052. 543. 539. 036. 02）钳对Si4球墨铸铁蠕变性能的影响在硅含量为4%左右的球墨铸铁中，增加少量的钼，还可以降低铸铁在高温下的蠕变速度、提高蠕变断裂的强 度。钼含量对Si4球墨铸铁在705°C保持后的断裂强度的影响见图3。图3钥含量对Si4球墨铸铁在705C保持100h和1000h后的断裂强度的影响（试样经790C退火）Gd5H钼含量对Si4球墨铸铁在815°C下产生1%蠕变的应力和时间的影响见图4。图4钥含量对Si4球墨铸铁在815C下产生1%蠕变的应力和时间的影响3、Si-Mo铸铁中的其他组分1）碳和碳当量常规的球墨铸铁，随着硅含量的提高，碳含量要相应降低，以调整碳当量，但是，碳含量降低的程度，不能 按保持碳当量相同考虑。在降低碳含量的同时，往往要使碳当量略高一些。Si-Mo球墨铸铁中的硅含量较高，应该相应地调低碳含量，而碳当量的值则应略高于常规球墨铸铁。确定碳 含量，还应考虑铸件结构特点及壁厚等要求。对于排气歧管之类的薄壁铸件，没有石墨漂浮的问题，碳当量 宜保持在4.8%左右，或者再略高一点。壁厚50 mm左右的铸件，碳当量则以控制在4.54.7%为好。2）锰车孟是大家熟知的碳化物形成元素，常规的铁素体球墨铸铁中，通常都要求车孟含量不超过0.2%，为此，炉料中 往往不得不配用高纯生铁。但是，球墨铸铁中可以容许的孟含量，与铸铁中的硅含量和铸件的壁厚有关。提 高铸铁中的硅含量，可以有效地削弱车孟促进碳化物形成的作用，而且铸件的壁厚愈薄，这种作用就愈明显。 大约每增加1%的硅，可容许车孟含量增加0.1%。铸件凝固过程中，硅偏析于石墨球附近，锰则偏析于最后凝固的液相中。因此，厚壁铸件凝固过程中，最后 凝固部位的锰含量很高，例如，平均锰含量为0.35%的中厚铸件，最后凝固部位的锰含量可能高达2.5%。铸 铁中的硅，则在铸件凝固的早期偏析于石墨球附近的铁素体中，最后凝固部位的硅含量很低。因此，对于中、 厚型铸件，不可能通过提高硅含量来解决锰在晶界处形成碳化物的问题。Si-Mo球墨铸铁中的硅含量相当高，对于铸造排气歧管之类的薄壁铸件，锰的负面作用不像常规铁素体铸件 那样严重，一般说来，锰含量的上限值可以是0.4%，美国SAE标准规定的上限值为0.5%。3）磷磷在球墨铸铁中是导致脆性的有害元素，其在铁素体中的固溶度随铁素体中碳含量的提高而降低。铸铁中的 磷含量如果在0.07%以下，可固溶在铁素体中，对铸铁的性能影响不大；超过固溶度以后，就可能析出分散 的新相Fe3P （熔点1166°C）；含量更高一些，就可能出现二元磷共晶（铁素体+Fe3P，熔点约1050°C ）或三元 磷共晶（铁素体+Fe3P+Fe3C，熔点约953C），析出于共晶团的边界，使铸铁脆化。磷还可能使铁素体球墨 铸铁的脆性转变温度提高。此外，有报道说，提高铸铁中的硅含量，还可能增强磷的脆化作用。Si-Mo球墨铸铁中的磷含量，一般都要 求低于0.05%，也有将上限值规定为0.07%的。4）硫总体而言，球墨铸铁中，硫是有害元素。硫与稀土、镁、钙、锰等元素结合的能力很强，球化处理时，原铁 液含有的硫首先与球化剂中的活性元素反应，耗用球化剂。因此，通常都认为硫是反球化的元素，其在原铁 液中的含量愈高，铸铁球化需用的球化剂量愈多。高硫原铁液还会导致铸件产生浮渣缺陷。球墨铸铁件表面 出现的浮渣，主要是由硫化镁、氧化镁和硅酸镁组成的。如浮渣中硫化镁含量高，在铸件与砂型的界面处， 可能与大气中的氧反应（2MgS+O2-2MgO+2S），硫返回界面处的铁液，使铸件表面的球化衰退，出现片状石 墨。硫化镁还可能与型砂中的水分反应（MgS+H2O-MgO+H2S），使铸件产生皮下气孔。但是，硫又是球墨铸 铁中不可或缺的元素。球墨铸铁凝固过程中，最先结晶析出的是石墨，而石墨析出所依托的是异质晶核。经 球化处理的铁液，纯净度高，其中的硫、氧含量显著降低。从热力学能位的角度看来，一些元素的硫化物比 氧化物稳定，因而先形成MgS. CaS和MnS等硫化物，作为晶核的核心。然后，在微细的硫化物上形成多种氧 化物，这些氧化物又与SiO2作用，形成复合的硅酸盐外层，其与石墨晶格的匹配度较好，这就是析出球状石墨 所依托的异质晶核。因此，从石墨化生核方面考虑，原铁液中不能没有硫，其含量还不宜太低，尤其不宜时高、时低，最好保持 在0.0100.015%之间，生产薄壁铸件时尤应如此。当然，原铁液还应该保留有一定的氧含量。基于这样的 认识，就会想到：如果原铁液经球化处理后用含硫、氧的孕育剂进行孕育处理，应该有很好的效果。这种设 想，已在十多年前由欧洲同行的研究工作确认，采用含硫、氧的孕育剂，可以使球化率提高、石墨球数量增 多、石墨球尺寸减小，因而可以从多方面提高球墨铸铁件的质量。4、Si-Mo球墨铸铁的规格和标准迄今为止，国际标准化组织、欧洲标准化组织、美国的ASTM和日本标准化组织，都未发布有关Si-M。球墨铸 铁的标准。我国标准GB/T9437 2009耐热铸铁件中，列有两种Si-Mo球墨铸铁(QTRSi4Mo和QTRSi4Mo1), 化学成分要求见表2,力学性能要求见表3。表2 Si-Mo球墨铸铁的化学成分(%)牌号CSiMnPSMoQTRSi4Mo2. 7-3. 53.5-1. 5£0. 5CO. 07$0. 0150. 3-0. 7QTRSi4Mol2. 7-3. 51.0-1. 5£0. 3WO. 05$0. 0151. 0 1. 5表3 Si-Mo球墨铸铁的力学性能要求牌号常温抗拉强度，MPa常温硬度，HBW700°C短时抗拉强度,MPa800°C短时抗拉强度，MPaQTRSi4Mo5 10197280N101-46QTRSi4Mol三540197-280101-46美国汽车工程师学会标准SAE J2582 DEC200M用于高温条件的汽车球墨铸铁件也列有两种Si-Mo球墨铸铁， 标准中规定硅含量、钼含量和布氏硬度必须符合要求，见表4。表4对Si、Mo含量和硬度的要求牌号Si含量，%Mo含量,%硬度，HBW23. 504. 500. 51-0. 7018724133. 50-1. 500. 71-1. 00196269碳、锰、磷、硫等元素的含量和残留镁量，标准中只提出适用于两种牌号的大致范围，供参考：C 3.303.80%； Mn 0.100.50%； PW0.050%； SW0.035%； Mg 0.0250.060%。实际生产中，铸造厂应该根据客户的要求和对铸件的具体条件，规定更为严格的成分控制范围。至于对力学 性能的要求，铸造ASTM A536标准规定的单铸试块，截取试样，预期的测定值见表5。表5 Si-Mo球墨铸铁力学性能的预期值(SAE J2582 DEC2001)牌号抗拉强度，MPa屈服强度，MPa伸长率,%杨氏模量，GPa2485380615235154154152实际生产中，由于铸件的几何形状和截面的冷却速率不同，自铸件本体截取试样测定的值可能与表5中的数 值有所不同。应该符合客户根据铸件用途提出的具体要求。三、有关生产工艺的几个问题由于Si-Mo球墨铸铁化学成分和性能要求方面的特点，生产工艺方面不宜完全沿用常规球墨铸铁的方式，以 下简单地提及以下几点，供参考。1、熔炼理论上，熔炼Si-Mo球墨铸铁所需的原铁液，既可以用冲天炉，也可以用感应电炉。实际上，当前应用的Si-Mo 球墨铸铁件的大多是小型、薄壁铸件，单位时间需求的原铁液为量不多，而且要求控制的成分范围很窄，不 宜用大型冲天炉熔炼。小型冲天炉，在能耗、环保等方面又难以适应当前的要求。因此，熔炼设备宜优先选 用感应电炉。炉前最好配备有光谱分析仪。由于铸铁的硅含量比常规铸铁高，应该按要求的硅含量范围，用专用的标样校 定光谱仪。对钼含量的测定，也要经常校核。碳含量，应以燃烧法的测定值为依据。2、炉前的处理Si-Mo球墨铸铁的碳当量较高，生产壁厚20 mm的铸件时，宜采用稀土含量低、或不含稀土的球化剂，以避免 出现碎块状石墨。由于铸铁中的硅含量高，有利于石墨化，尤其是对于薄壁铸件，球化剂的用量可以略低于 常规球墨铸铁。这样，既可以节省球化剂，又有利于控制铸态组织中的珠光体含量和碳化物。国外一些铸造 厂，将残留镁量控制在0.0200.025%之间，效果很好。当然，提出这一数值只是供参考而已，各铸造厂的 最佳控制范围，要根据厂家的具体生产条件，如所用的球化剂、孕育剂、孕育方法、孕育剂加入量等，经实 际试验后确定。孕育处理方法一般都应该采用瞬时孕育方式，使孕育的衰退减至最小。最好在出炉前，用碳化硅对原铁液进 行预处理，以获得更好的显微组织。3、防止铸件出现收缩缺陷Si-Mo球墨铸铁是过共晶成分，碳当量较高，而硅含量又较高，碳大都在铁液中脱溶、以初生石墨析出。凝 固过程的早期，奥氏体析出，又促使石墨球长大，而凝固后期析出的石墨相当少，石墨化膨胀的补缩作用降 低。因而，铸件产生缩孔、缩松之类收缩缺陷的倾向较大。工艺设计时，要注意设置较大的冒口，而且补缩 的距离不可太长。4、冷隔缺陷及其对策生产Si-Mo球墨铸铁件、尤其是薄壁铸件时，易出现冷隔缺陷。如何应对这样的问题？不少人马上会想到提 高浇注温度。实际上，这种考虑是不够全面的，也是不很妥当的oSi-Mo球墨铸铁中的硅含量较高，充型时， 液流表面、紊流产生的液滴表面上，很快就会形成氧化膜，阻隔液流的对接。这种情况，往往是铸件出现冷 隔缺陷的主要原因。不必要地提高浇注温度，只会使氧化膜的形成更快、更多、更厚，反而更易于造成冷隔 缺陷。为防止冷隔缺陷，浇注系统的设计应力求液流充型平稳，不宜采用阻流式浇注系统。浇注系统中采用 过滤片，不仅可以吸附氧化物，而且，如系统设计适当，紊流的铁液可以转换为平流，防止冷隔的效果很好。5、铸件的热处理Si-Mo球墨铸铁中的钼含量较高，生产薄壁铸件时，组织中会出现一些珠光体、碳化物和次生相。如果组织 现珠光体含量不超过15%、碳化物不超过5%，铸件可不必经热处理。虽然这种铸铁常温下的脆性较大，如果 在铸件后处理过程中充分注意到这一特点，尽量做到轻取、轻放，一般都没有什么问题。如果组织中珠光体、碳化物的含量较高，铸件就应该进行热处理。在组织中不存在游离渗碳体的条件下，没 有必要采用高温下的全退火，最适当的热处理工艺是在亚临界温度下退火。硅含量为45%的球墨铸铁件，应用非常广泛的亚临界退火温度是790。在此温度下，珠光体和碳化物分解 的方式不是通过相变，而是逐渐扩散。将铸件加热到790°C，铸件厚度在20 mm以下，保温1h。厚度在20 mm以 上，每增加20mm，保温时间增加1h。保温后，随炉缓慢冷却。缓慢冷却的过程中，组织中的珠光体、碳化物 会逐步分解为石墨和铁素体。经亚临界退火后，既可以提高铸铁常温下的伸长率，又可以获得很好的高温力 学性能。6、增加其他合金元素近年来，也有客户要求在Si-Mo球墨铸铁中再增加其他合金元素的情况。例如：有的客户要求将硅含量提高 到5%，以改善铸铁的抗氧化能力；也有客户要求将钼含量保持在1.5%左右（我国标准规定的QTRSi4Mo1,钼 含量的上限值就是1.5%）；还有客户要求在铸造涡轮增压器壳体的Si-Mo球墨铸铁中增加0.70.9%的铬。 在这种情况下，最好请客户提供一些相关的试验数据，否则，最好在投入生产前先进行试验。