铸熔

一名词解释
碳当量：根据各元素对共晶点实际碳量的影响，将这些元素的量折算成碳量的增减，称之碳当量。

共晶度：铸铁的实际含碳量和共晶点实际含碳量的比值。

以Sc来表示。

SC=C铁/Cc ′
球化率：在铸铁微观组织的有代表性的视场中，单位面积上球状石墨数目与全部石墨数目的比值
蠕化率VG：在有代表性的显微视场内，蠕虫状石墨的数量与全部石墨数量的百分比由于片状石墨较少，所以石墨总数只计算蠕虫状和球状石墨的数量
热过冷：因纯金属的理论凝固温度是恒定的，凝固过程中过冷度完全取决于实际温度分布，即过冷度的大小和过冷区的形态是由传热所控制，这种过冷称为热过冷
缩减作用：石墨在铸铁中占有一定的体积，几乎没有强度，是金属基体的有效承载截积减小。

主要取决于石墨的大小、数量和分布，以数量为主。

数量越多，尺寸越大，缩减程度越大，铸铁的强度和塑韧性降低越严重。

缺口作用：石墨的片端好像是存在于铸铁中的裂口，在承受负荷时造成应力集中，导裂纹的早期产生并发展，出现脆性断裂，使灰铁的塑韧性几乎表现不出来。

主要取决于石墨的形状和分布，尤以形状为主，如为片状石墨则主要取决于石墨片的尖锐程度，通常可以用石墨的表面积与体积之比来说明。

尖锐程度越大，造成应力集中越严重，强度越低。

因
此，可通过改变G的形态来提高铸铁的力学性能
球化衰退：球化处理后的铁液在停留一段时间后，球化效果会下降甚至消失，极为球化衰退。

磨料磨损是指由硬颗粒或突出物作用使材料迁移导致的磨损。

耐热性：铸铁在高温下抗氧化和抗生长的能力。

耐热铸铁：在高温下具有一定的抗氧化和抗生长性能，并能承受一定载荷的铸铁。

耐磨铸铁是指用于抵抗磨料磨损的铸铁。

可锻铸铁：将一定成分的白口铸铁毛坯经退火（石墨化退火和氧化脱碳退火）处理，使白口铸铁中的渗碳体分解成为团絮状石墨，从而得到由团絮状石墨和不同基体组织组成的铸铁，称为可锻铸铁。

孕育处理：铁液浇注前，在一定条件下，向铁液中加入一定量的孕育剂以改变铁液的凝固过程，改善铸态组织，从而达到提高性能的目的的处理方法。

炉料的遗传性：当由一种炉料换成另一种炉料时，虽然
铁液的基本成分并未改变，但铸铁的组织，包括石墨化
程度、白口倾向及石墨形态和基体组成却发生了变化，
这种变化的原因来自炉料，称为炉料的遗传性。

生铁中石墨的遗传性：某些生铁中Si、C含量较高，组
织中有粗大的初生石墨。

重熔时，由于石墨熔点较高，
铁液在炉中停留的时间较短，因此，粗大的石墨来不及
完全溶解在铁液中，而在铁液凝固过程中，残留的石墨
作为石墨析出的晶芽而继续长大，故有时在亚共晶铁液
中出现粗大的初生石墨，这是由于生铁中石墨的遗传性
所致。

焦铁比分为层焦铁比（一批层焦与一批铁料的重量比）
和总焦铁比（将底焦用量分配到一次熔炼过程中所有批
数层焦中，计算的比值）。

通常用的是层焦铁比。

炉气燃烧比：ηv=CO2/(CO2+CO)*100%
炉壁效应:炉气有自动趋于沿炉壁流动的倾向，即炉壁效
应。

铸造低合金钢: 是在铸造碳钢的化学成分的基础上加入
为量不多的一种或几种合金元素所构成的钢种，其合金
元素的总含量一般不超过5 %。

铸造高合金钢: 加入合金元素在10%以上的碳钢。

是以钒、铌、钛、锆、硼和稀土作为合金元素构成的铸
造低合金钢。

合金元素<0.10%，故称为微量合金化铸钢，
耐空气、蒸气和水等弱腐蚀性介质腐蚀的钢称为不锈钢
热强性：是指高温下工作时对断裂的抗力（持久强度），
或在高温下长时工作时抗塑性变形的能力（蠕变抗力）。

抗氧化性：抵抗氧化性介质（液态或气体:O2、H2O、CO2）
腐蚀的性能。

变质: 加入变质剂，改变某一种相在凝固时的生长方式
使其尺寸变小或形态发生变化。

细化：在液态金属中加入细化剂生成一些高熔点的物质
成为异质形核的核心，而使晶粒细化。

T6: 固溶处理后完全人工时效。

二问答。

1.铁-碳相图的二重性，硅对相图的影响
Fe-C合金中的碳有渗碳体Fe3C和石墨两种存在形式。

在
通常情况下，碳以Fe3C的形式存在，即Fe-C合金按
Fe-Fe3C系转变。

但Fe3C是一亚稳相，在一定条件下分
解为铁和石墨，所以石墨是碳存在的更稳定状态。

这样
Fe-C相图就有Fe-Fe3C和Fe-G两种形式。

硅对铁碳相图的影响①硅使共晶点和共析点左移，即减
小共晶和共析含碳量，其中对共晶含碳量影响较显著。

②硅略微提高共晶和共析转变温度，并使转变在一个温
度区间中进行，对共析转变温度范围的作用更为显著。

③硅的加入，使相图出现了共晶和共析转变的三相共存
区。

④随着硅含量的增加，相图上的奥氏体区逐渐缩小。

2 初生石墨的形态
初生石墨是在铁液中直接析出，铁液中的碳原子从各个
方向以相等的几率扩散到石墨晶核处而使石墨晶体长
大，因此石墨晶体的长大方式以及石墨形态完全受石墨
晶体结构以及铁液与石墨之间的界面能所决定。

①从晶体生长理论出发，石墨沿基面（a向）生长是占
优势的。

因为在棱柱面的方向上存在着强的未饱和的键，
在这些面生长时不需要再形核，铁液中的碳原子能直接
地结合到未饱和的键上去。

②从界面张力方面考虑，由于石墨晶体结构的不对称
性，使得铁液-棱柱面与铁液-基面间的界面张力不同。

在纯净的铁液中，前者大于后者，使得石墨沿a向生长
时，所受到界面张力的约束作用比沿c向生长时要大得
多，因此，石墨主要沿c向生长。

③铁液中的杂质元素（特别是S）对石墨的生长方式有
重要的影响。

S是表面活性元素，在石墨晶体表面上进行
选择性吸附，优先吸附在棱面上，从而大大降低了铁液-
棱面之间的界面能，促使石墨沿a向生长。

④铁液中含有强力脱硫的元素（Mg、Ce）时，消除了S
的表面吸附作用，使石墨沿c向生长。

3. 影响石墨形态的因素
①石墨的晶体结构；②铁液-石墨之间的界面能；③
合金元素。

4.片状G的形成过程
石墨晶体呈六方晶格结构，从晶体学理论看，G的正常生
长方式应是沿基面（0001）的择优生长，最后形成片状。

但实际条件下，由于G的晶体缺陷及熔体中的杂质等而
成多种形态。

①形成条件
a. 螺位错台阶：即沿a向，又沿c向生长，最后长成具
有一定厚度的片状石墨。

b. 旋转晶界：取决于Va/Vc。

普通HT中G呈片状，这是
由于O、S等活性元素在G棱面上的吸附，使这个原本光
滑的界面变得粗糙，只需小的过冷即沿a向生长，使Va ﹥Vc，长成片状石墨。

5. 球状G的形成过程
①球状G的结构多晶体结构，从核心向外呈辐射状生长。

②球状G的形成条件
两个必要条件：铁液凝固时必须具有较大的过冷度和较大的铁液-G间的界面张力。

6. 蠕虫状G的形成过程
在共晶凝固过程中从铁液中直接析出的，最初形态呈小球状或聚集状，经过畸变，透过没有奥氏体包围的长出口，在与铁液直接接触的条件下而形成的。

球状G的形成机理
a. 石墨晶核的产生：外来杂质微粒。

b. 球状石墨的长大：螺位错占主导。

c. 球化元素的作用：去除O、S等对G球化的干扰。

6种片状石墨的形态、形成条件、对基体的性能的影响。

1. 片状石墨的分布类型及形成条件①均匀分布无方向性的片状石墨（A型）冷却速度较低的情况下形成的。

存在于石墨-奥氏体共晶团内，分布比较均匀。

由于冷速较低，结晶过程缓慢，故热流的方向性对晶体的生长影响不明显，石墨片的生长方向和个体尺寸不规则。

碳当量高、生长慢、共晶过冷度低时，片体粗大。

②菊花状石墨（B型）冷速较大时形成的。

共晶开始阶段，G 分枝多而密，随着共晶转变中结晶潜热的释放，外层G 片沿热流方向伸展较长，随着热流方向性减弱，外围G 生长进一步减缓而呈蜷曲状。

对基体的削弱作用大于A 型G③块片状石墨（C型）过共晶铁液在小的过冷度下形成的，常称为初生石墨。

液相中碳的来源充足，而且石墨的形成不受其他固相阻碍，结晶条件较好，晶体能充分发育，形成枝晶形态的分枝。

石墨片体比较粗大，对基体有严重的削弱作用。

④枝晶点状石墨（D型）初生奥氏体结晶温度范围宽，液相处于较高的共晶过冷条件下，由充分发育的奥氏体枝晶间熔液进行共晶转变而析出的点状或细片状石墨。

这是一种细小的过冷石墨，分枝频繁，普遍发生弯曲、扭转、片体尺寸小，分散度高，没有明显的方向性。

⑤枝晶片状石墨（E型）亚共晶铁液在小的过冷度下形成的。

共晶之前析出初生奥氏体，残留在奥氏体枝晶间的铁液在共晶转变中沿奥氏体枝晶方向析出而形成有方向性的石墨。

由于冷速较低，因此G片比D型大。

⑥星状石墨（F型）过共晶铁液在
大的冷速下形成的。

星状石墨中心的大块状G为初生G，
由于冷速较大，初生G不能长大，而共晶G则以初生G
为依附沿辐射方向生长。

提高灰铸铁性能主要途径：1、合理选定化学成分2、孕
育处理3、低合金化
在灰铸铁热处理:1、低温退火，消除内应力的热处理，
并称热时效2、改善加工性能，降低硬度（去除铸件内残
留的少量的由硫化物）的热处理（称为高温石墨化退火）
㈡球墨铸铁的退火：
目的去除铸态组织中的自由渗碳体及获得F球墨铸铁。

高温石墨化退火Ac3以上50～100℃，铸铁组织为G＋A。

低温石墨化退火是为了是珠光体分解成铁素体和石墨，
可采用两种方式：一种为加热到Ac1以上温度获得奥氏
体基体后，让铸件缓慢通过共析转变温区，是奥氏体直
接按稳定系进行共析转变，形成铁素体和石墨。

另一种
为在Ac1温度一下加热并保温，使珠光体分解为铁素体
和石墨。

退火完成以后铸件随炉冷至550~600℃后出炉空
冷，以免产生缓冷脆性
㈢球墨铸铁的正火处理：
目的在于增加金属基体中珠光体的含量和提高珠
光体的分散度, 并使其细化，提高铸铁的强度、硬度和
耐磨性。

当铸态存在自由渗碳体时，在正火之前必须进
行高温石墨化退火，以消除自由渗碳体。

正火后组织特
征为：铁素体被珠光体分割成分散状或破碎状，这种组
织使球墨铸铁具有良好的强度性能和较高的伸长率和韧
性。

高温完全奥氏体化正火（Ac1上限加30~50℃）以
获得尽可能多的珠光体组织。

部分奥实体化正火（Ac1上、下限之间）加热温度
处于奥氏体、铁素体和石墨三相共存区，仅有部分基体
转成奥氏体，而剩下的部分铁素体则以分散形式分布，
转变成奥氏体的部分在随后冷却过程中转变成珠光体。

为获得珠光体基体，还可采用淬火-高温回火的调制处
理，得到回火索氏体组织。

㈣球墨铸铁的等温淬火处理：
得到贝氏体或奥氏体-贝氏体基体组织的球墨铸铁。

前者
淬火液温度较低，通常得到下贝氏体。

后者一般采用较
高温度的淬火液，得到奥氏体加上上贝氏体组织。

① B下—QT(针状) 250℃低温回火高于300℃时B分
解②γ+ B
下
—QT(羽毛
②Ⅰ M 当γt↑时→ M↓ B↑α↑、M（c%↑）→γ（B）
→
γ过饱和Ⅱγ（c%↑↑）若t↑→B型α+Fe3C
QT的凝固特性
1. 球墨铸铁的共晶凝固范围较宽
灰铸铁共晶凝固时，片状石墨的端部始终与铁液接触，
因而共晶凝固过程进行较快。

球墨铸铁因为石墨球在长
大后期被奥氏体壳包围，其长大需要通过碳原子的扩散
进行，因而凝固过程进行较慢，以致于要求在更大的过
冷度下通过异质形核来维持共晶凝固的进行。

2. 球墨铸铁具有较大的共晶膨胀力
球墨铸铁共晶凝固过程中石墨很快被奥氏体壳包围，石
墨长大过程中因体积增大所引起的膨胀不能传递到铁液
中，从而产生较大的共晶膨胀力。

当铸型刚度不高时，
由此产生的共晶膨胀将引起缩松缺陷。

3. 球墨铸铁的糊状凝固特性
球墨铸铁的共晶凝固温度范围较灰铸铁宽，其固液两相
区的宽度比灰铁大，表现出糊状凝固特性，灰铁则表现
出层状凝固特性。

4.球墨铸铁的石墨核心多
经由球化和孕育处理，球墨铸铁的石墨核心较灰铸铁多，
因而其共晶团尺寸也比灰铸铁细得多。

灰铸铁的热处理
一.消除铸造应力热处理（低温退火或热时效）
530-550℃保温：使铸件中的内应力得到一定程度的松
弛。

提高退火温度能有效地使应力得到松弛。

但温度过
高（﹥600℃）时，将会使珠光体发生分解，从而导致铸
铁强度、硬度降低。

二.消除局部白口组织热处理（高温退火）
当HT中的碳当量较低时，若铸件上某些局部的壁厚比主要壁厚薄得多，则在铸件中会产生局部白口的情况。

但又不宜通过提高碳当量来消除白口，因为这样会使铸件上主要壁厚处的铸铁组织中珠光体量减少和石墨粗大，从而使铸铁的性能降低。

这时可通过高温退火来解决。

QT的热处理工艺
① QT的退火处理
a. 目的
去除铸态组织中的自由渗碳体，得到α-QT。

b. 类型
a）高温G化退火（有自由渗碳体）：加热至AC3以上50-100℃，保温
2-4h，转变为γ+G球。

b）低温G化退火（ P →α+G）：加热至AC1以上
得到γ，然后缓冷通过共析转变区，使γ→α+G；或
在Asr1以下保温3-6h，使P →α+G。

退火后随炉冷至600-550 ℃后空冷，以免产生缓冷脆性。

② QT的正火处理
a. 目的
使基体中珠光体的含量增加，分散度增大，得到P-QT。

b. 类型
a）正火前高温石墨化退火（有自由渗碳体）：温度比α
-QT高10-
20℃。

由于P-QT中Mn%较高，难以分解。

b）高温完全γ化正火：AZC1以上30-50℃，得
到尽可能多的P，强度、
硬度较高，但塑韧性较低。

c）高温部分γ化正火：ASC1- AZC1（γ+α+G
三相区），部分基体转变
为γ，冷却后转变为P，剩余的是α分散分布。

组织特征：α被P分割呈分散状或破碎状，具
有良好的强度，较高的
塑韧性。

③ QT的等温淬火处理
a. 目的：得到B下-QT或γ+B上-QT
b. 类型
a）淬火液温度较低（300-330
℃）时：得到B下-QT，强度高，韧性
低。

b）淬火液温度较高（330-370
℃）时：得到γ+B上-QT，强度有所下
降，塑韧性提高。

KT的退火过程及控制
①α-KT的退火
a. 升温阶段（高温γ化）（0-1）
图3-3 QT等温淬
b.高温G化（1-2）：Fe3C→γ+G
C.中间冷却（2-3）：γ中碳的脱溶
d.低温G化（3-4）
e.冷却（4-室温）
0点：铸态组织Fe3C+P
1点：γ+Fe3C
2点：γ+G（团絮状）
3点：温度降低，γ中的碳发生脱溶，附在G上，使G长大，组织为P+G。

4点：略低于共析温度保温，进而 P→α+G，因此4点的组织为α+G。

3-4所需时间为16h。

或在780℃左右缓冷（3-5 ℃/h）通过共析区域，γ→α+G。

② P-KT的退火
a. 升温
b. 高温石墨化
ⅰ. 随炉冷却至820-860 ℃后空冷，使铸件以较快的冷速通过共析转变区域，形成P片-KT，具有较高的强度。

ⅱ. 随炉冷至680 ℃，保温6-8h，形成P粒-KT，具有较高的塑韧性。

ⅲ. 淬火成M，然后在590-630 ℃回火，形成P 回粒-KT，延伸率低，但强度较高。

③ KTB的退火
白口毛坯在氧化性气氛中退火处理， Fe3C高温分解出碳，被炉气氧化成CO和CO2，表层碳被氧化去除后，在铸件断面上形成碳的浓度梯度，使碳不断由里向外扩散，不断地被氧化，以使铸件发生从表面向中心的逐层脱碳过程，从而使铸件韧化
铸铁在高温下的氧化：
Fe+O2→FeO, Fe3O4, Fe2O3
随着温度升高，氧化产物有内向外依次为FeO、Fe3O4和 Fe2O3。

a. 空气中的氧通过石墨的边界和空洞由铁的晶格扩散进入铸铁内部，使铁氧化成Fe3O4, Fe2O3等，这些氧化物比容大于铁，故铁的氧化过程伴随有体积的胀大。

b. 铸铁组织中的渗碳体在高温下发生分解，析出密度小而体积大的石墨，也使铸铁的体积发生胀大。

影响铸铁氧化和生长的因素及防止措施
①氧化膜的性质：在铸铁表面形成一层牢固的、致密而
完整的氧化膜，使铸铁的内部不再继续氧化。

②②合金元素的影响：加入Cr、Si、Al进行合金化，
阻碍主金属铁离子的扩散，防止铸铁的进一步氧化。

③铸铁组织：铸铁中石墨越粗大，越连续，数量越多，
氧化气氛沿石墨浸入金属基体内越严重，氧化越严重。

因此应使石墨球化，球状石墨在基体中独立分布，互不
相连，故不致构成氧化性气体浸入铸铁内部的通道。

④铸铁的固态相变温度：提高其固态相变温度，使其在
工作温度范围内不发生组织转变，基体最好是单相，使
铸铁在高温下不发生渗碳体的分解反应。

冲天炉内的热交换过程的产生：
冲天炉内炉气温度从风口处向上沿炉身高度方向急剧升
高，在某一高度（一般是风口中心线向上400-500mm）处
达最高温度，再往上，炉温降低，高温炉气的上升与炉
料的下降形成了对流交换的过程。

铁料（生铁、废钢等）
在下行过程中，先是被加热，后在大约1200-1300℃的温
度区域中被熔化。

铁滴在沿炽热焦炭的空隙中下落时，
为焦炭和高温炉气所过热。

因此，可将冲天炉内的空间分为预热区、熔化
区、过热区和炉缸区四个区域。

由于焦炭（块度、质量）
及供风条件（风量、风速）不同，炉温分布曲线形状有
变化，熔化区高度位置也有差别。

预热区的热交换特点
a. 炉气给热以对流传热为主；
b. 传递热量大（占总热量的65%左右）；
c. 预热区高度变化大。

熔化区的热交换
区内的热交换主要是熔化区内炉气和铁料之间的热交换
（炉气放热，铁料吸热，发生熔化）。

熔化热交换特点
a.炉气给热以对流传热为主；
b.区域呈凹形分布；
c.区域高度波动大。

过热区内的热交换
过热区是指铁料熔化完毕至第一排风口平面之间的炉身
高度。

冲天炉过热区热交换的好坏，对获得高温优质铁
液起着至关重要的作用。

热交换特点
a. 传导传热为主：铁液与焦炭接触受热，传导传热占
74.91%；
b. 传热强度大：停留10-30s，受热量147-209kJ/kg；
c. 炉气最高温度与区域高度起决定性作用。

炉缸区的热交换
炉缸区为冷却区，炉缸越深，冷却作用越强。

为了提高
此区域的温度，可以适当地打开渣口，使部分空气进入
炉缸内，使炉缸内的部分焦炭燃烧发热，有利于铁液的
过热。

但这样会加速铁水的氧化，所以当熔炼稳定以后，
需闭渣操作。

为什么说冲天炉熔化便宜过热贵？
当冲天炉总的热效率为30~50%时，预热区的热效率在20%
以上，熔化区的热效率为60%左右，而过热区的热效率仅
为7%。

正是由于过热区内传热的这一特点，提高铁液温
度比较困难，必须消耗更多的焦炭。

因此，人们对冲天
炉熔炼的总体评价是：熔化便宜过热贵。

为使冲天炉熔炼过程强化和使焦炭充分燃烧，以便
获得高温铁液，可
从焦炭、送风、炉料及熔炼操作等方面采取措施。

一. 焦炭质量 1. 焦炭成分 2. 焦炭强度和块度
3. 反应能力二.送风1. 送风量2. 进风温度
3. 进风速度
4. 风中氧气浓度三.焦铁比四.金属炉
料五.风口设计冲天炉熔炼过程中铁液化学成分的变化
1 铁液最终含碳量与炉料的含碳量及炉内燃烧状况有
关。

由于冲天炉熔炼中炉料的含碳量通常低于铸铁的共
晶碳量，因此一般总是增碳。

铁液含碳量的影响因素：一是焦炭中的碳向铁液内溶解
使碳量增加；焦炭的质量和块度、铁液在炉内停留时间、
铁液温度和铁液的碳含量都将影响碳的溶解过程。

二是
铁液中的碳被炉气、炉渣和溶解的氧所氧化而使碳量降
低；炉气的氧化性、炉内温度和渣中FeO的含量将影响
碳的氧化烧损过程
2 硅、锰在铁液化学成分变化中以烧损为主
影响硅、锰氧化的因素：炉温、炉气氧化性、炉渣的性质和金属炉料。

3一般以增硫为主
铁液增硫的主要因素有炉料含硫量、焦铁比、焦炭含硫量；炉渣碱度、炉温及炉气的氧化性则是铁液脱硫的主要影响因素。

4磷含量变化不大
要脱磷必须要求炉渣有强的氧化性，高的碱度，低的炉温，这些冲天炉都不能满足，因此，冲天炉无脱磷能力。

碳钢的结晶过程和铸态组织一、结晶过程
1、一次结晶：当钢液温度降至液相线(AB)时，有高温铁素体(δ－Fe)析出。

温度下降至包晶温度时，发生包晶转变，生成奥氏体。

温度继续下降，穿过L+γ区时，又有奥氏体自钢液中析出。

2、二次结晶：当温度下降至GS线与PS线之间的区域时，有先共析铁素体α相析出。

随着α相的析出，剩余奥氏体的含碳量上升。

当温度达到共析转变温度时，发生共析转变，形成珠光体。

结晶过程完，钢的组织不再变化。

3、一次结晶完了至二次结晶开始之前的温度区间(γ相区)，随着温度的下降，还会发生奥氏体枝晶的粒化，树枝晶→等轴晶。

铸态组织特征：晶粒粗大，有时还有魏氏（网状）组织。

1、晶粒粗大
与热处理组织比，铸态组织晶粒粗大，而且还有柱状晶，断面组织: Ⅰ—细等轴晶
Ⅱ——柱状晶区
Ⅲ——粗等轴晶区
①粗大晶粒→比表面积低
→强度低
②柱状晶→各向异性，横向上力学性能较低
铸件厚大→晶粒粗大，有柱状晶→性能低
二次结晶中，当温度通过γ+α相区时，先共析铁素α的析出会因钢的含碳量和冷速的不同而长成不同的形态：粒状，条状(魏氏体)和网状。

(1)粒状组织（形态见图6-3a）有最小的表面能，需要有较大规模的原子扩散，在含碳
量低、壁较厚的钢铸件中可得到。

(2)魏氏体组织(如图6-3b)
铁素体在奥氏体晶粒内部以一定的方向呈条状析出。

出
现在中等含碳量的、壁较薄的铸件中。

亚稳组织：热处理→稳定的粒状组织
③网状组织：铁素体在原奥氏体的晶界处析出。

晶体缺
陷
（仿晶界形貌析出相）热处理→粒状组织
具有粒状的铁素体和珠光体的组织性能最好碳钢铸件的
热处理、金相组织及力学性能目的：细化组织，消除魏
氏（网状组织），消除铸造应力。

一、退火
将铸件加热至奥氏体温度并保温一段时间，然后随炉冷
却。

温度AC3以上30～50℃，依钢的含碳量而定。

见图6-6
温度太低：不能完成由珠光体→奥氏体的转变，晶粒不
能细化，魏氏体不能消除。

太高：晶粒粗大
保温时间:要保证由珠光体→奥氏体转变完整，具体时间
依铸件厚度而定，一般每25㎜厚，加热1小时。

冷却速度：随炉冷却到200～300℃以下，出炉空冷。

优点：冷却速度慢，产生的应力小，可避免铸件变形
和裂纹。

缺点：炉子占用时间长，冷速慢，晶粒不能得到较好
细化。

因此，退火处理已基本上为正火处理所取代，仅用此处
理一些结构复杂的高含碳量铸刚件。

二、正火
正火所采用的加热温度及保温时间与退火相同。

不同
之处是保温时间达到后将铸件拉出炉外空冷至常温。

正火的作用：同退火相同。

优点：冷速快，奥氏体→细小分散的珠光体（索氏体）、
韧性高。

三、正火加回火
回火温度：为550～650℃。

保温时间：2～3h。

冷速：空
冷。

回火的作用：
使正火得到的索氏体中的片状渗碳体转变为粒状，使
钢的性能得到进一步提高。

注意事项：控制升温速度，防止应力及裂纹，特别在
650-800℃时，缓慢升温并保温一段时间（相变应力产生）。

不进行淬火的原因：
淬透性差。

影响铸造碳钢力学性能的主要因素
化学成分（基体铁以外，有C、Mn、Si、S、P等
气体和非金属夹杂物
非金属夹杂物
铸件壁厚（壁厚效应）
相对于铸铁、铸钢的铸造性能较差，其原因为：
①熔点高。

②结晶温度间隔宽，收缩量大，流动性低，缩孔、缩
松倾向大，易形热裂及冷裂缺陷。

影响铸造碳钢流动性的主要因素
1、钢液的浇注温度
2、钢液含碳量
3、钢液中气体和夹杂物的影响
获得超高强度铸钢的途径：
①低含碳量
②多种合金元素复合强化
③多阶段热处理
③钢液净化
高锰钢的加工硬化机理
1、位错堆积论
挤压力、冲压力→晶粒沿最大切应力方向产生相对滑
移→滑移界面两方造成密度位错→位错阻碍滑移的进一
步运动，起到位错强化作用→变形抗力、硬度↑
2、形变诱导相变论
奥氏体在受力发生变形时，由于应变诱导的作用，发
生奥氏体向马氏体的转变.
提高高锰钢性能的途径。