铸钢的金相组织及检验

铸钢的金相组织及检验（精选3篇）

铸钢的金相组织及检验 第1篇

铸钢的金相组织及检验

一、铸造碳钢的金相组织及检验

（一）铸造碳钢的显微组织

1．铸态组织 为铁素体＋珠光体＋魏氏组织。如图8-

1、图8-2。

图8-1 ZG230-450铸钢铸态组织(100×)图8-2 ZG310-570铸钢铸态组织(100×)

铸态组织的形貌和组成相的含量与钢的碳含量有关。碳含量越低的铸钢，铁素体含量越多，魏氏组织的针状越明显、越发达，数量也多。随铸钢碳含量的增加，珠光体量增多，魏氏组织中的针状和三角形的铁素体量减少，针齿变短，量也减少，而块状和晶界上的网状铁素体粗化，含量也增多。若存在严重的魏氏组织，或存在大量低熔点非金属夹杂物沿晶界呈断续网状分布，将使铸钢的脆性显著增加。

2．退火组织 为铁素体＋珠光体。铁素体呈细等轴晶。珠光体分布形态随钢的碳含量增加而变化。随钢的碳含量增加，珠光体呈断续网状分布→网状分布→珠光体与铁素体均匀分布，其含量也不断增多。若退火组织中存在残留的铸态组织或组织粗化均属于不正常组织。

3．正火组织 为铁素体＋珠光体，分布较均匀，如图8-3。与退火组织相比较，正火组织的组成相更细、更均匀，珠光体含量稍多。若存在残留铸态组织或组织粗化均属不正常组织。

4．调质组织 ZG270-500以上牌号的铸造碳钢可进行调质处理，组织为回火索氏体，见图8-4。若出现未溶铁素体或粗大的回火索氏体属不正常组织。

图8-3 ZG230-450 铸钢正火组织(100 ×)图8-4 ZG35CrMo铸钢调质组织(650×)5．几种常用铸造碳钢的组织 见表8-1, 表8-1 常用铸造碳钢的组织

铸 造 碳 钢 ZG200-400 ZG230-450 ZG270-500 ZG310-570 ZG340-640 显 微 组

织 铸态 魏氏组织+块状铁素体+珠光体 珠光体+魏氏组织+铁素体 珠光体+铁素体 部分铁素体呈网状分布 铁素体呈网状分布 退火 铁素体+珠光体 珠光体+铁素体 珠光体呈断续网状分布 珠光体呈网状分布 正火 铁素体+珠光体 珠光体+铁素体 调质 回火索氏体

（二）铸造碳钢的质量检验

铸造碳钢多数用于一般工程，金相检验按照GB/T 8493-1987《一般工程用铸造碳钢金相》标准进行。主要是在金相显微镜下进行显微组织鉴别及晶粒度和非金属夹杂物级别的测定。标准规定金相试样从力学性能试块或试样上切取，特殊情况由供需双方协商决定。

1．显微组织检验 试样用2~4％硝酸酒精溶液侵蚀后，在显微镜下按大多数视场确定其组织。对铸态、退火、正火态组织放大100倍观察，对调质态组织在500倍下鉴别。

GB/T 8493-1987标准对ZG200-400、ZG230-450、ZG270-500, ZG310-577、ZG340-640五种铸钢分别按铸态、退火、正火及调质状态下的正常和非正常组织的特征列表作了文字说明，并列出了标准组织照片，供对照评定。

2．晶粒度测定 奥氏体晶粒度和铁素体晶粒度的测定方法，按 GB/T 8493-1987标准的规定执行。被测试样在放大100倍下与标准晶粒度图对照进行评级。若放大倍数为非100倍时，按YB/T 5148标准规定的方法评定。

3．非金属夹杂物的评级 GB/T 8493-1987标准将铸造碳钢中的非金属夹杂物分为五级，并列出了5张标准级别的照片，供对照评级用。

二、铸造低合金结构钢的金相组织

各种能进行压力加工（锻、轧）的低合金结构钢，基本上都可以作为铸钢，但为满足铸造性能的要求需适当调整化学成分。常用的铸造低合金钢有ZG22Mn、ZG40Mn、ZG40Mn2、ZG40Cr、ZG35CrMo、ZG35SiMn、ZG20MnMo、ZG50B和ZG25MnVCu等。

铸造低合金结构钢可以进行退火、正火处理。由于它们的淬透性较好，可以用淬火-回火方法进行强化处理。为消除铸造应力、细化晶粒和防止开裂，淬火前一般要预先经退火或正火处理。这类钢还可以进行表面淬火或化学热处理。

几种常用铸造低合金钢的热处理组织如下： 1．铬钢、铬钼钢

(1)铬钢。如ZG40Cr，经常在调质状态下使用。组织为均匀的回火索氏体。

(2)铬钼钢。如ZG35CrMo, 铸态组织为粗大的铁素体＋珠光体，略呈魏氏组织，并可见明显的枝 晶状组织。退火组织为铁素体十珠光体。其中珠光体含量的体积分数约占50％。正火组织为珠光体＋少量铁素体。细晶粒铁素体呈细网络状分布，其含量明显少于退火组织。珠光体分散度也更大，有时会出现贝氏体和铁素体组织（钼元素抑制珠光体析出的结果）。淬火组织为针状淬火马氏体。马氏体针中等粗细，分布较均匀（组织与35CrMo锻钢淬火相似）。调质组织为均匀的回火索氏体。2．钼钢如ZG15Mo钢、ZG25Mo钢。

(1)ZG15Mo钢．退火组织为铁素体十少量珠光体。其中铁素体呈等轴晶，珠光体呈块状均匀分布。正火组织为铁素体＋少量珠光体。调质组织为回火索氏体，有针状分布痕迹。

(2)ZG25Mo钢。退火及正火组织类似于ZG15Mo钢，仅其中珠光体含量较多，分布更均匀一些。对于大型铸件常采用正火＋高温回火处理，得到的组织与正火态相似。调质组织为回火索氏体。若铸件不先作预处理，铸件内存在枝晶偏析严重，直接淬火＋高温回火（调质）后的索氏体分布不均匀。3．锰钢、硅锰钢

(1)ZG40Mn2钢的正火组织为珠光体＋铁素体。铁素体量少且呈较细网状分布。淬火组织为淬火马氏体。调质后得到均匀的回火索氏体。

(2)硅锰钢常使用调质态，组织与相应的锰钢相似。这两种钢都有过热敏感性和对回火脆性敏感的特点。4．铬镍钢、铬镍钼钢及硼钢例ZG40CrNiMo或ZG50B钢，它们都使用调质态，组织均为均匀分布的回火索氏体。

三、铸造高锰钢的金相组织

（一）高锰钢的组织和性能特点

高锰钢是在过共析碳钢（ωc=1.0％~1.3％）中增加锰含量（ωMn = 11％一14％），使Mn/C之比接近10/1，再经过水淬后得到室温下单一奥氏体组织的钢。这类钢具有在承受冲击载荷和严重摩擦作用下使钢发生显著硬化的特性，而且载荷越大，其表面层的硬化程度越高，耐磨性就越好，是一种典型的耐磨钢。由于它的加工硬化能力很大，不利于压力加工和切削加工，宜采用铸造成型，一般仅在铸造状态下使用，故属铸钢范围。典型的高锰钢牌号为ZGMn13系列。

水韧处理： ZGMn13钢铸态组织中存在着碳化物，使铸件的性能既硬又脆。欲使高锰钢具有高的韧性和耐磨性，必须获得单一奥氏体组织。将ZGMn13铸件加热至高温（1000~1100℃）保温一段时间，使铸态组织中的碳化物全部溶人基体奥氏体中。然后迅速淬水快冷，使碳化物来不及从过饱和的奥氏体中析出，以获得均匀的单相奥氏体组织，这种热处理称为水韧处理。

高锰钢的高硬度获得： 经过水韧处理的ZGMn13钢的组织为单一的奥氏体，具有高的韧、塑性，硬度一般为180~220 HB范围。在受到剧烈的冲击载荷和严重摩擦力（压应力）作用下，使受力表层发生强烈的塑性变形，迅速造成加工硬化，使硬度高达50~55 HRC，有效地提高了耐磨性，而铸件内部仍保持着原有良好的韧塑性。

水韧处理的质量对铸造高锰钢的耐磨性起着十分关键的作用。若水韧处理后的ZGMn13钢的组织未达到单相奥氏体，表明水韧处理温度过低，使韧性较差。若出现单相奥氏体的晶粒粗大（晶粒度大于5级），则表明水韧处理温度过高，铸件的屈服强度显著下降。

水韧处理后的ZGMn13钢一般不作回火处理，也不适合在250℃以上工作温度下服役。

（二）铸造高锰钢的组织

1．铸态组织 铸造高锰钢平衡态凝固后的最终铸态组织应为：奥氏体基体＋少量珠光体型共析组织十大量分布在晶内和晶界上的碳化物, 如图8-5。

图8-5 ZGMn13铸钢铸态组织(500X)图8-6 ZGMn13铸钢水韧处理组织(100X)2．水韧处理后的组织 正常组织为过饱和的单相奥氏休，晶粒大小不匀，如图8-6。也允许有少量均匀分布的粒状碳化物存在。

3．铸造高锰钢的常见缺陷 主要是分散分布的或串连成断续网状分布的显微疏松、气孔、非金属夹杂物及沿晶裂纹等。

（三）铸造高锰钢的金相检验

应按GB/T 13925-1992《铸造高锰钢金相》标准，进行显微组织、晶粒度和非金属夹杂物级别的评定。1．显微组织 高锰钢经水韧处理后的组织，应为奥氏体或奥氏体加碳化物。2．碳化物评级按未溶、析出、过热碳化物分别评定。3．晶粒度评级按YB/T 5148-1993标准评定。

4．非金属夹杂物(氧化物十硫化物)评级在100倍的Φ80 mm视场中选取最严重的视场评定。

铸铁的分类及金相检验

铸铁是一种含碳量的质量分数大于2.11％的铁碳合金。铸铁中的碳可以固溶、化合和游离三种状态存在。在铸铁的凝固、结晶和随后的热处理过程中，碳的存在状态还会发生变化，从而影响到铸铁的组织和性能。在工业铸铁中，除碳、硅以外，还含有锰、硫、磷等其他元素。特殊性能的合金铸铁分别含有铬、钼、铜、镍、钨、钛、钒等合金元素。铸铁的显微组织主要由石墨和金属基体组织所构成。铸铁金相检验主要检验：石墨的形态、大小和分布状况，以及金属基体中各种组织组成物的形态、分布和数量及其相互配置的情况等，并按相应的金相标准进行各项评级。

由于铸铁组织中的石墨比较柔软，有些石墨的颗粒尺寸较大，甚至结构较松散，应特别注意防止在铸铁试样制备过程中产生石墨剥落、石墨曳尾，或抛光不足等制样缺陷，以免有碍对铸铁石墨和组织的正常检验。铸铁的分类方法有多种，一般按铸铁中碳的存在状态、石墨的形态特征及铸铁的性能特点可将铸铁分为五类：白口铸铁、灰铸铁、球墨铸铁、可锻铸铁和蠕墨铸铁。

一、白口铸铁

（一）白口铸铁的分类及基本组织

按铸铁的化学成分，可将白口铸铁分为亚共晶白口铸铁、共晶白口铸铁和过共晶白口铸铁。

当共晶成分的铁水冷却时，先发生共晶转变，形成渗碳体和奥氏体的共晶体称莱氏体。当冷却至共析温度以下时，共晶体中的奥氏体转变成珠光体。因此，共晶白口铸铁的莱氏体组织在室温时由渗碳体（白色基体）与珠光体（黑色）组成，见图8-7。亚共晶白口铸铁的组织在室温时为莱氏体加珠光体，其中珠光体呈树枝状分布，见图8-8。而过共晶铸铁的组织为初生渗碳体加莱氏体，见图8-9。

图8-7 共晶白口铸铁组织(100×)图8-8 亚共晶白口铸铁组织(100X)图8-9 过共品自口铸铁组织(100X)由于渗碳体硬而脆．所以生产上使用的白口铸铁大多数采用共晶成分或亚共晶成分。

白口铸铁主要用于要求具有高硬度和高耐磨性的铸件，其应用较多的是激冷白口铸铁和高铬白口铸铁。

（二）激冷白口铸铁的金相检验

激冷白口铸铁（又称冷硬铸铁）是铁水在结晶时，通过对铁水的激冷作用而得到的白口铸铁。激冷白口铸铁一般选用高碳低硅铁水。高的含碳量有利于形成碳化物，低的含硅量可以避免白口区出现石墨。此外，为了获得必要的白口层深度，并细化晶粒．提高珠光体弥散度以提高白口层硬度，往往加人合金元素，如铬、钼、铜、镍等。

生产上，一般采用金属型浇注而获得。由于受金属型冷却能力所限，只能在距激冷面的一定深度内得到白口组织，其内层便出现麻口，并逐渐过渡至灰口。这样，便得到表面高硬度而心部具有一定韧性的激冷白口铸铁。

1．白口层深度 为了保证激冷铸铁的高硬度和高耐磨性，必须确保必要的白口层深度。检验时，应从激冷面开始沿着激冷方向制取金相磨面。

2．白口区的石墨 当铸铁的含硅量过高或浇注温度过低时，往往在白口区内析出石墨。这种石墨一般呈点状，故称点状石墨。点状石墨的存在，将降低白口层的硬度。为此，应对点状石墨的数量加以严格控制。点状石墨数量检验应在铸铁的激冷面上进行。

3．白口组织 共晶激冷铸铁的组织为莱氏体。莱氏体沿激冷方向呈树枝状分布。对于亚共晶激冷铸铁，尚存在呈枝晶分布的珠光体。

（三）高铬白口铸铁的金相检验

高铬白口铸铁的含铬量的质量分数一般为12~34％。高的含铬量不仅可以形成高硬度的合金碳化物，而且可以改变基体组织。当含铬量的质量分数达10时，铸铁中会出现呈菊花状分布的(Cr, Fe)7C3碳化物，其硬度为1200~1600 HV。随着含铬量的不同，可获得三种不同基体的高铬白口铸铁：①含质量分数12 ~28铬的马氏体铸铁；②含质量分数30％~34铬的铁素体铸铁；③含质量分数13％~30％铬和10％~15％镍的奥氏体铸铁。

为了获得马氏体基体组织，高铬白口铸铁必须进行淬火、回火处理。高铬白口铸铁的金相检验主要是对碳化物和基体的检验。

1．碳化物 高铬白口铸铁中的碳化物，主要作用是提高铸铁的硬度和耐磨性。碳化物应是呈菊花状均匀分布的共晶碳化物。

2．基体组织 对于含铬量较高的铸态型高铬白口铸铁，其铸态基体组织为奥氏体。对于含铬量较低的高铬白口铸铁，其铸态基体为奥氏体和少量马氏体和珠光体。

（四）白口铸铁的热处理

白口铸铁热处理的目的是消除内应力，提高耐磨性或冲击韧性，以适应在冲击载荷下工作，扩大应用范围。常用的热处理有：消除内应力退头、淬火和回火及等温淬火等。

1．消除内应力退火 它大多应用于高合金白口铸铁，将铸铁加热到800~900℃保温一定时问后随炉冷却以消除铸件的内应力。

2．白口铸铁的淬火与回火 它主要应用于Mn-Mo、Mn-Si、Mn-Cr、Cr-Mo、Ni-Cr-Mo等合金白口铸铁，在吹风冷却，甚至在空气冷却时就可以获得马氏体加渗碳体加残留奥氏体，或获得贝氏体加渗碳体加残留奥氏体的基体组织，再通过低温回火得以提高综合力学性能。

3．白口铸铁的等温淬火 白口铸铁通过等温淬火则可获得下贝氏体加渗碳体加残留奥氏体的组织，这种组织具有较好的综合力学性能，特别是耐冲击性。

二、灰铸铁

灰铸铁是指金相组织中石墨呈片状的铸铁。由于这种铸铁具有生产简便、成本低和足够高的使用性能等特点，所以它是工业上应用最广泛的一种铸铁材料。按照灰铸铁的化学成分和性能特点，将其分为普通灰铸铁、合金灰铸铁和特殊性能灰铸铁。生产上，通过孕育处理而获得的高强度铸铁又称孕育铸铁。

（一）灰铸铁的牌号及基本组织

国家标准GB/T 9439-1988《灰铸铁件》，根据Φ30 mm的单铸试棒的抗拉强度分级，规定了HT100、HT150、HT200、HT250、HT300、HT350六级灰铸铁的牌号。各牌号中的数字为其单铸试棒具有的抗拉强度Rm(MPa)。不论灰铸铁的成分如何，其平衡冷却的室温组织均为石墨和铁素体。受到某些因素的影响（如化学成分和冷却速度等），则可能出现碳化物和磷共晶。因此，铸铁结晶后的组织可能是珠光体和铁素体，或全部珠光体。也有可能存在共晶碳化物或二次碳化物，甚至初生碳化物。可能还存在磷共晶。为了确保灰铸铁强度，一般需要获得珠光体基体。

灰铸铁中的片状石墨在空间的分布实际上并非是孤立的片状，而是以一个个石墨核心出发，形成一簇簇不同位向的石墨分枝，以构成一个个空间立体结构。同一簇石墨与其间的共晶奥氏体构成一个共晶团。铸铁凝固之后，便由这种相互毗邻的共晶团所组成。

（二）灰铸铁的金相检验

灰铸铁金相检验必须按照国家标准GB/T 7216-1987《灰铸铁金相》的规定方法和内容进行。

灰铸铁的金相试块应取自抗拉试棒距断口10 mm处，或从试棒的底部切除10 mm后再取金相检验试块。试块尺寸应包括试棒半径的一半。由于特殊需要，从铸件上取样时，应在报告中注明取样部位和壁厚等情况，但不允许直接从浇口和冒口上切取金相试块。1.灰铸铁石墨的检验

(1)石墨分布。标准规定灰铸铁石墨检验应在未侵蚀的试样上进行，观察放大倍数为100倍。将 石墨分布分为A型、B型、C型、D型、E型和F型。如图8-10所示。1)片状(A型)石墨：特征是片状石墨均匀分布。

2)菊花状(B型）石墨：特征是片状与点状石墨聚集成菊花状。其心部为少量点状石墨，外围为卷曲片状石墨。这种石墨一般铁水经孕育处理后在较大的过冷度下形成。

3)块片状(C型)石墨：特征是部分带尖角块状、粗大片状初生石墨及小片状石墨。4)枝晶点状(D型)石墨：特征是点状和片状枝晶间石墨呈无向分布。5)枝晶片状(E型)石墨：特征是短小片状枝晶间石墨呈有方向分布。

6)星状（F型）石墨：特征是星状（或蜘蛛状）与短片状石墨混合均匀分布。

生产中，在同一铸件的同一部位上往往存在几种形状的石墨。从石墨分布形状对灰铸铁性能的影响看，一般以A型石墨和B型石墨为好。

片状（A型）石墨 菊花状（B型）石墨 块片状（C型）石墨

枝晶点状（D型）石墨 枝晶片状（E型）石墨 星状（F型）石墨 图8-10 灰铸铁石墨分布形态 100×

（2)石墨长度。在灰铸铁中，石墨长度也是影响铸铁力学性能的重要因素。抗拉强度随石墨长度的增加而降低。国家标准将石墨长度分为八级。

2．灰铸铁基体组织的检验 灰铸铁的基体组织一般为珠光体或珠光体加铁素体。在某些情况下，也可以得到贝氏体或马氏体组织。此外，由于受化学成分和冷却速度的影响，在铸铁结晶后，可能出现碳化物和磷共晶。

(1)珠光体粗细和珠光体数量。灰铸铁的珠光体一般呈片状，片状珠光体的粗细可以用渗碳体与铁素体的片间距来表示。珠光体的片间距愈小，铸铁的强度和硬度愈高。珠光体数量是指珠光体和铁素体的相对量。在灰铸铁中，珠光体数量愈多，铸铁的强度、硬度和耐磨性愈高。

(2)碳化物的分布形态和数量。生产中的大多数普通灰铸铁件碳化物含量均较少，但在合金铸铁和耐磨铸铁中，会出现较多碳化物。根据碳化物的分布形态，可分为条状碳化物、块状碳化物、网状碳化物和莱氏体状碳化物。虽然碳化物具有很高的硬度，却降低铸铁的韧性，并恶化加工性能。国家标准将碳化物分为1--6级，级别的名称依次为：碳

1、碳

3、碳

5、碳

10、碳15,碳20。各级名称中的数字表示该级碳化物数量体积分数（％）。

（3）磷共晶类型分布形态和数量。根据磷共晶的形态特征，将磷共晶分为二元磷共晶、三元磷共晶、二元磷共晶-碳化物复合物和三元磷共晶-碳化物复合物四种类型。在金相检验中，为了鉴别碳化物和磷共晶，也可以采用染色法。

一般来说，灰铸铁的磷共晶数量随铸铁含磷量的增加而增多。磷共晶硬而脆，显著降低铸铁的韧性。国家标准将磷共晶数量分为1~6级，级别名称依次为磷

1、磷

2、磷４、磷

6、磷8和磷10。各级名称中的数字表示该级磷共晶的近似含量。

(4)灰铸铁共晶团的检验。灰铸铁在共晶转变时，共晶成分的铁水形成由石墨和奥氏体所组成的共晶团。由于共晶团边界上常富集一些夹杂物和偏析物以及某些低熔点共晶体，所以可以利用适当的侵蚀剂将共晶团边界显示出来。

灰铸铁共晶团的大小反映铸铁机械性能的高低。在其他条件相同的情况下，共晶团愈细小，铸铁的强度愈高。

三、球墨铸铁

球墨铸铁的石墨呈球状，或接近球状，因此铸铁中因石墨引起的应力集中现象远比片状石墨的灰铸铁小。此外，球状石墨不像片状石墨那样对金属基体存在严重的割裂作用，这就为通过热处理以提高球墨铸铁基体组织性能，从而发掘其性能潜力提供了条件。为此，对球墨铸铁的石墨和基体组织的检验，是球墨铸铁生产的一个重要环节。

根据球墨铸铁的成分、力学性能和使用性能，一般将其分为普通球墨铸铁、高强度合金球墨铸铁和特殊性能球墨铸铁。

（一）球墨铸铁的牌号及基本组织

球墨铸铁的牌号是根据其所具有的力学性能指标而划分的。共分为8种牌号，即QT400-

18、QT400-

15、QT450-

10、QT500-

7、QT600-

3、QT700-

2、QT800-

2、QT900-2。牌号中短划线前面的数字为该牌号所具有的抗拉强度Rm(MPa)，后面的数字为延伸率Ａ（％）。各种牌号的球墨铸铁有其相应的金属基体组织：QT400-18 , QT400-

15、QT450-10主要为铁素体；QT500-7为铁素体＋珠光体；QT600-3为珠光体十铁素体；QT700-2为珠光体；QT800-2为珠光体或回火组织；QT900-2为贝氏体或回火组织。此外，还可能存在碳化物及磷共晶等组织。

（二）球墨铸铁的石墨及其检验

1．石墨形态 所谓石墨形态，是指单颗石墨的形状。实际上，球墨铸铁中的石墨并不全是理想的球状。由于不同形态的石墨对金属基体连续性的割裂程度不同，因此石墨形态是影响球墨铸铁力学性能和使用性能的重要因素。

GB/T 9441-1988《球墨铸铁金相检验》根据石墨面积率(单颗石墨的实际面积与其最小外接圆面积的比率)值将球墨铸铁的石墨形态分为球状、团状、团絮状、蠕虫状和片状。

2．石墨球化率及其确定 在金相检验中，通常所见到的是几种形态的石墨共存。在这种情况下，评定石墨的球化质量须用球化率来解决。所谓球化率，是指在规定的视场内，所有石墨球化程度的综合指标。它反映该视场内所有石墨接近球状的程度。

国家标准根据石墨形态及其分布和球化率，将球墨铸铁石墨球化分为1-6级。标准还列出了各球化级别的标准等级图片，在使用时，可对照标准等级图片进行评级。

球墨铸铁的力学性能在很大程度上决定于球化率。一般来说，在其他条件相同的情况下，球化率愈高，力学性能也高。

3．石墨大小 石墨大小也会影响球墨铸铁的力学性能。石墨球细小可减小由石墨引起的应力集中现象。而且，细小的石墨球往往具有高的球化率。因此，均匀、圆整、细小的石墨可以使球墨铸铁具有高的强度、塑性、韧性和疲劳强度。国家标准参照国际标准中关于石墨大小的分级方法，将石墨大小分为六级。

（三）球墨铸铁的基体组织及其检验

球墨铸铁铸态下的基体组织为铁素休和珠光体。大多数球墨铸铁有必要进行热处理改善其基体组织，从而达到所需要的性能。球墨铸铁的正火处理，可以消除铸造应力，细化晶粒，而且可以获得全部珠光体或以珠光体为主的基体组织。铁素体基体组织往往是通过退火来达到的。此外，由于受到化学成分和冷却速度的影响，在基体组织中，可能出现碳化物和磷共晶。在某些高合金含量的特殊性能球墨铸铁的基体中，还会出现马氏体和奥氏体。在有些情况下，一些合金球墨铸铁（如铜钼合金球墨铸铁）经正火处理后，会在晶界处出现马氏体或贝氏体组织，这将增加球墨铸铁的脆性。

在基体组织中，各种相（或组织）的形态、分布和相对量对铸铁性能的影响起着决定性的作用。这正是金相检验所要解决的问题。

GB/T 9441-1988《球墨铸铁金相检验》对于球墨铸铁铸态和正火、退火态的基体组织的检验作了明确规定。1． 珠光体粗细和珠光体数量 在一般情况下，球墨铸铁的珠光体呈片状。按照珠光体的片间距，将其分为粗片状珠光体、片状珠光体和细片状珠光体。珠光体的粗细虽对球铁性能有影响，但其影响的程度远较珠光体数量和球化率对性能的影响来得小。珠光体数量是指珠光体与铁素体的相对量。对于高

(a)铁素体基体(b)铁素体+珠光体基体(c)珠光体基体 图8-11 不同基体的球墨铸铁

强度球铁，应确保高的珠光体数量；而对于高韧性球铁，则应确保高的铁素体数量。

在铸态或完全奥氏体化正火后，球墨铸铁的铁素体呈牛眼状(图8-11)。它在球墨铸铁中很常见。国家标准将珠光体数量分为珠95~珠5共十二级。

2． 分散分布的铁素体数量 如果采用直接加热至三相区进行部分奥氏体化正火工艺，则铁素体呈 分散分布的块状，如图8-12所示。当采用完全奥氏体化后炉冷至三相区保温，进行二阶段正火工艺时，图8-12 块状铁素体（100×）图8-13 网状铁素体（100×）

铁素体呈分散分布的网状，如图8-13 所示。国家标准按块状和网状两个系列，各分为六级，依次为铁

5、铁

10、铁

15、铁20、铁25和铁30。各级别名称中的数字表示该级分散分布铁素体数量的体积分数（％）的近似值。

3．磷共晶数量 在铸铁中，磷共晶作为一种低熔点组织，总是分布在晶界处和铸件最后凝固的热节部位。球墨铸铁中的磷共晶，多为由奥氏体、磷化铁和渗碳体所组成的三元磷共晶。由于磷共晶显著降低冲击韧性，一般情况下，球墨铸铁的磷共晶含量的体积分数应控制在2％以下。

在球墨铸铁中，磷共晶数量对性能的影响比磷共晶形态对性能的影响要显著。国家标准中的磷共晶数量分为五级，依次为磷0.5、磷

1、磷1.5、磷

2、磷3。各级别名称中的数字表示该级磷共晶数量的体积分数（％）的近似值。

4．渗碳体数量 在球墨铸铁结晶后，往往在组织中出现一定数量的渗碳体。严重时，出现莱氏体。渗碳体显著降低球墨铸铁的塑性和韧性，并恶化加工性能。在球墨铸铁的生产中，若渗碳体作为硬化相单独存在时，其含量的体积分数一般应小于5％作为控制界限。对于某些高韧性球墨铸铁，应作更严格的控制。国家标准将渗碳体数量分为五级，依次为渗

1、渗

2、渗

3、渗5和渗10。各级别名称中的数字表示该级渗碳体数量的体积分数（％）的近似值。

（四）球墨铸铁等温淬火的组织及检验

1．等温淬火的组织 当等温温度比较低时，获得针状贝氏体，也称下贝氏体。针状贝氏体经侵蚀后在显微镜下呈针状。针状贝氏体具有高的强度和硬度，但塑性和韧性较低。当等温温度比较高时，获得羽毛状贝氏体也称上贝氏体。这种组织总伴有较多的高碳残留奥氏体，羽毛状贝氏体具有较高的综合力学性能。当等温温度在Ms附近时，获得针状贝氏体与马氏体的混合组织，在部分奥氏体化等温淬火的条件下，获得贝氏体与铁素体的混合组织，前者强度、硬度高，脆性大，而后者虽然强度稍低，但塑性和韧性较高。检验球墨铸铁等温淬火组织，可按JB/T 3021-1981《稀土镁球墨铸铁等温淬火金相标准》进行。2．贝氏体长度 奥氏体化温度愈高，则转变成贝氏体的尺寸愈长。在贝氏体形态及其他条件相同的情况下，贝氏体尺寸愈长，力学性能愈低。JB/T 3021-1981标准将贝氏体的长度分为五级。

3．白区数量 所谓白区，是指球墨铸铁经等温淬火后，集中分布在共晶团边界上尚未转变的残留奥氏体和淬火马氏体。试样经侵蚀后呈白色断续网络状。试验表明，奥氏体化温度愈高，等温转变愈不充分，铸铁中稳定奥氏体的合金元素含量愈高，则白区数量愈多。

白区增加球墨铸铁的脆性，为此，应控制白区的数量。标准将白区数量分为四级。

4．铁素体数量 球墨铸铁等温淬火后的铁素体一般出现于部分奥氏体化的淬火状态下，其数量决定于三相区内未溶铁素体的多寡。一般来说，少量铁素体的存在，虽使强度和硬度有所降低，但使塑性、韧性和疲劳强度有所提高。标准中将铁素体数量分为四级。

（五）球墨铸铁几种常见的铸造缺陷

1．球化不良和球化衰退 球化不良和球化衰退的显微组织特征是除球状石墨外，出现较多蠕虫状石墨。球化不良和球化衰退的球墨铸铁铸件只能报废。

2．石墨飘浮 石墨飘浮的金相组织特征是石墨大量聚集，往往出现开花状。在壁厚较大的铸件上容易出现。石墨飘浮降低铸件的力学性能。

3．夹渣 球墨铸铁的夹渣一般是指呈聚集分布的硫化物和氧化物。在显微镜下，为黑色不规则形状的块状物或条带状物，常见于铸件的上表面或泥芯的下表面。具有夹渣的铸件，力学性能低。严重时，使铸件渗漏。

4.缩松 缩松是指在显微镜下所见到的微观缩孔。缩松分布在共晶团的边界上，呈向内凹陷的黑洞。缩松破坏了金属的连续性，降低力学性能，严重时引起铸件渗漏。

5．反白口 反白口的组织特征是在共晶团的边界上出现许多呈一定方向排列的针状渗碳体。一般位于铸件的热节部位。在反白口区域内，往往都存在较多的显微缩松。

四、可锻铸铁

可锻铸铁是将铸态白口铸铁毛坯经过石墨化或脱碳处理而获得的铸铁。可锻铸铁具有较高的强度及良好的塑性和韧性，故也称延展性铸铁。

按照可锻铸铁的化学成分、热处理工艺及由此而导致的组织和性能之别，将其分为黑心可锻铸铁和白心可锻铸铁。黑心可锻铸铁是由白口铸铁毛坯经石墨化退火后获得团絮状石墨。白心可锻铸铁是由白口铸铁毛坯经高温氧化脱碳后获得全部铁素体或铁素体加珠光体组织（心部可能尚有渗碳体或石墨）。在黑心可锻铸铁中，又分为黑心铁素体可锻铸铁和黑心珠光体可锻铸铁。我国应用最多的是黑心铁素体可锻铸铁。其组织是团絮状石墨和铁素体。由于团絮状石墨对金属基体的割裂作用远比片状石墨小，因此可锻铸铁的性能比灰铸铁高。然而，不如球墨铸铁。

黑心可锻铸铁主要用于承受冲击、震动及扭转载荷下的零件，如汽车后桥、轮壳，低压阀门、水暖零件和机床附件等。

（一）黑心可锻铸铁的牌号及基木性能

我国的黑心可锻铸铁的牌号是按其力学性能指标划分的，共分为八级，即KTH300-06、KTH300-08、KTH350-

10、KTH370-

12、KTH450-06、KTH550-04、KTH650-02、KTH700-02。牌号中前面的数字表示其具有的抗拉强度Rm(MPa)，后面的数字为其伸长率A（％）值。

（二）黑心可锻铸铁的退火

(a)铁素体基体可锻铸铁(b)珠光体基体可锻铸铁 图8-14 不同基体的可锻铸铁

黑心可锻铸铁的石墨化退火需要很长的时间。铸铁化学成分、退火设备和退火工艺都是影响退火效率的重要因素。一般情况下，可选用较高的退火温度，但退火温度过高，会使石墨形状恶化。

1．对铸态白口铸铁的要求 在化学成分的选择上，一般选用低碳和低硅的成分，以利于铸态下能获得无铸造缺陷的白口铸铁毛坯，又利于在热处理时，在保证充分石墨化的前提下尽量缩短退火时间以及达到预定的力学性能。

2．退火工艺 生产中常见的黑心可锻铸铁的退火工艺分为五个阶段。

(1)升温阶段。从室温加热至950℃左右。在这一阶段中，白口铸铁组织中的珠光体转变成奥氏体。(2)第一阶段石墨化。在950℃左右保温，使渗碳体分解，析出石墨。第一阶段石墨化完成之后，铸铁在高温时的组织是石墨和奥氏体。

(3)中间降温阶段。从高温（约950℃左右）冷却至稍低于共析温度的过程中，碳从奥氏体中析出，并依附在原有的团絮状石墨上，最后，奥氏体转变成珠光体。在这一阶段内，冷速太快，会出现二次渗碳体。冷速太慢，会延长退火时间。

(4)第二阶段石墨化。在710~730℃保温，主要是共析渗碳体的分解。所析出的碳扩散至原有石墨表面上。在随后的冷却过程中，奥氏体转变成铁素体。

这一阶段也可以从高温炉冷至780℃左右，以缓慢的冷却速度通过共析区，使奥氏体直接转变成铁素体和石墨。

(5)冷却阶段。第二阶段石墨化后，炉冷至650℃左右后，出炉空冷。空冷的目的是防止回火脆性。如果铸件在450~550℃不快速冷却，将在铁素体晶界上析出三次渗碳体，使铸件产生白脆性。

3．加速石墨化退火的工艺措施 可锻铸铁的退火时间长，能耗大。缩短退火周期，提高退火质量对可锻铸铁的生产具有重要意义。对铁水进行孕育处理，通过孕育剂的作用，既能保证铁水在凝固时得到全部白口组织，又能使白口毛坯在退火时容易石墨化。

（三）黑心可锻铸铁的石墨及检验

白口铸铁在退火过程中，退火石墨也要经过石墨形核和石墨长大两个阶段。在正常的退火温度下，使退火石墨呈团絮状。如果退火温度过高，或含硅量过高，使退火石墨的紧密度降低，而出现絮状或聚虫状石墨。1．石墨形状 在黑心可锻铸铁中，常见的石墨有：团球状、团絮状、絮状、聚虫状、枝晶状。JB/T2122-1977《铁素体可锻铸铁金相标准》根据视场中各种形状石墨的数量，将石墨形状分为五级。2．石墨分布及石墨颗数 标准将石墨分布和石墨颗数分别分为三级和五级。

（四）黑心可锻铸铁的基体组织及检验

为了保证可锻铸铁高的塑性和韧性，其基体组织应为铁素体。在生产过程中由于某些工艺因素的影响，可能会出现其他组织。

对黑心可锻铸铁基体组织的检验，主要是对珠光体和渗碳体的残余量及表皮层厚度的检验。

1．珠光体残余量 珠光体残余是由于第二阶段石墨化退火不充分所致。标准将珠光体残余量分为五级。2．渗碳体残余量 渗碳体残余是由于第一阶段石墨化退火不充分所致。此外，在中间降温阶段冷却太快，会出现二次渗碳体。将渗碳体残余量体积分数分为小于或等于2％和大于2％两个级别。

3．表皮层厚度 黑心可锻铸铁的表皮层是指出现在铸件外缘的珠光体层或铸件外缘的无石墨铁素体层。表皮层的形成是铸件在第一阶段石墨化退火温度过高，使铸件表皮奥氏体强烈脱碳所引起的。将表皮层厚度分为四级。

在对黑心可锻铸铁的石墨及基体组织进行金相检验时，可按照JB/T 2122-1977标准中对各检验项目所规定的检验方法及组织特征的文字说明及其相应的标准图片对照比较进行级别评定。

铸钢的金相组织及检验 第2篇

1 锅炉用钢常见的金相组织

1.1 先共析铁素体

锅炉用钢都是亚共析钢, 由Fe-Fe3C状态图 (如图1) 可知, 奥氏体为过饱和固溶体, 其在临界点以下是不稳定组织, 故当奥氏体被冷却到临界点以下时, 将转变为较稳定的组织。如果冷却速度极慢, 则转变可以按Fe-Fe3C状态图进行, 即首先沿GS线析出先共析铁素体。先共析铁素体的形态与钢的含碳量及温度有关, 当碳含量大于0.4%时主要形成网状铁素体, 含碳量低于0.2%时主要形成块状铁素体, 含碳量为0.2~0.4%时主要形成魏氏组织铁素体。

当奥氏体转变温度较高时, 非共格界面迁移比较容易, 故铁素体将向奥氏体晶粒与铁素体无位向关系的一侧长大成球冠状。

若原奥氏体含碳量较高, 则当奥氏体晶界上的铁素体晶核长大并且相互接触连成网时, 剩余奥氏体的碳浓度已增加到接近共析成分, 通过共析转变转变成珠光体, 即形成了先共析铁素体呈网状分布的组织形态称为网状铁素体 (如图2) 。

若原奥氏体的含碳量较低, 当先共析铁素体析出时, 在单位体积内需要排出的碳原子数较少, 这使得受碳原子在奥氏体中扩散所控制的非共格界面的迁移更加容易。另一方面由于原奥氏体碳含量较低, 先共析的铁素体量也较多, 故先共析铁素体可以长入奥氏体晶粒内部, 最后形成先共析铁素体成块状分布的组织形态称为块状铁素体 (如图5中的白色组织) 。

当奥氏体转变温度较低时, 由于铁原子作长距离扩散变得困难, 故使非共格界面不易迁移, 而共格界面迁移则成为主要的。因此铁素体晶核将通过共格界面向与其有位向关系的奥氏体晶粒内长大。为减少弹性能, 铁素体将呈条片状沿奥氏体某一晶面向晶粒内伸长。铁素体的惯习面为{111}r面, 由于同一奥氏体晶粒内的{111}晶面或是相互平行或是相交一定角度, 所以片状铁素体常常呈现为彼此平行或互成60、90度。有时由于开始时析出温度较高, 最先析出的铁素体沿奥氏体晶界成网状, 随着温度降低, 再由网状铁素体的一侧以片状向晶内长大。通常将这种先共析片状铁素体称为魏氏组织铁素体 (如图3) 。

1.2珠光体

由Fe-Fe3C状态图可知, 随着铁素体沿GS线析出, 原奥氏体的含碳量也在逐渐提高, 其成分不断向共析成分靠拢。最后, 具有共析成分的奥氏体将在略低于A1的温度分解为铁素体与渗碳体的机械混合物。其形态特征呈层片状, 此种层片状的机械混合物即为珠光体。

根据所形成的片层间距的不同, 珠光体又可分为片状珠光体、索氏体、屈氏体。

缓慢冷却所得到的珠光体, 其片层组织能在光学显微镜下明显区分出来, 片间距约为150~450nm。称这种组织为片状珠光体 (如图4) 。当冷却速度增加, 在较低温度下得到的珠光体, 其片层组织片在光学显微镜下难以分辨时, 片间距约为80~150nm, 称这种组织为索氏体。在相对于索氏体更低温度下形成的片间距为30~80nm的珠光体在生产上被称为屈氏体。

片状珠光体、索氏体、屈氏体其形成机理是一样的, 跟碳原子的扩散距离有关。冷却温度越低, 碳原子扩散速度就越慢, 使其难以作较大距离迁移, 片层间距就会越小。

珠光体组织在长期高温作用下, 其形状和尺寸将会发生变化, 这种现象称作珠光体球化。珠光体中的片层状渗碳体 (或碳化物) 将逐渐变成球状, 并随时间的延长而不断聚集长大。珠光体球化和碳化物的聚集长大是通过原子扩散的方式进行的, 因此扩散的温度、时间、钢的化学成分和组织状态及其受力状态等都是影响珠光体球化和碳化物聚集的主要因素。温度越高, 球化进行得越快;时间越长, 球化越严重;存在拉应力, 会加速球化;能形成稳定碳化物的元素如Cr、Mo、V、W、Nb、Ti等均会减慢球化的进程。珠光体球化的结果将导致钢的室温强度、蠕变强度和持久强度的下降, 影响高温金属部件的安全经济运行。因此有好多标准都对珠光体球化进行了分级以更好地对金属材料进行监督, 如DL/T 773-2001《火电厂用12Cr1Mo V钢球化评级标准》、DL/T 674-1999《火电厂用20号钢珠光体球化评级标准》等。

1.3 粒状贝氏体

粒状贝氏体通常是在低碳或者中碳合金钢中, 在一定的冷却速度范围内连续冷却时获得的。一些低合金高强度钢在等温冷却处理时也可以得到粒状贝氏体组织, 但其等温温度必须稍高于上贝氏体的形成温度而又低于珠光体转变温度。粒状贝氏体由铁素体基体以及分布在基体上的岛状组成物组成, 小岛呈不连续形, 平行排列在铁素体基体中。其中小岛为富碳奥氏体, 在随后的冷却过程中有可能分解为铁素体与碳化物, 或者转变为马氏体, 或者以奥氏体状态保留到室温, 也有可能形成马氏体与奥氏体的混合物M-A组织。经研究表明粒状贝氏体的形成与碳原子的扩散有关。

2 锅炉检验中的实例

在正常的锅炉定期检验中, 常常会遇到上述介绍的金相组织或者上述几种组织并存。如某35吨锅炉主蒸汽器管道母材组织, 材质为20#, 正常的交货热处理状态为完全退火, 其金相组织为铁素体+片状珠光体 (如图5) 。若进行热处理时, 其冷却速度比较快, 比如达到正火的热处理状态, 则其金相组织为铁素体+索氏体;若冷却速度进一步加快, 得到的组织为铁素体+屈氏体。

在一些低碳合金钢的元件中, 由于制作过程中热处理不当, 常会遇到母材组织中出现粒状贝氏体的情况。如某厂75吨锅炉集汽集箱, 材质为12Cr1Mo V, 在出厂前进行整体热处理, 由于冷却速度过快, 得到的组织为铁素体+粒状贝氏体 (如图6) 。

还有某些焊缝在焊后进行整体热处理时未达到工艺要求, 焊缝及热影响区组织表现得非常复杂 (如图7) 。图片左上角为焊缝组织, 由于冷却温度比较高, 析出了网状的铁素体组织+索氏体组织, 向右下角过渡到焊缝熔合区后析出大块铁素体+粒状贝氏体组织。在图片右下角得到的是细小的铁素体+珠光体组织。最后由细小的铁素体+珠光体组织过渡到正常的母材组织 (如图8) , 左上角为细小的铁素体+珠光体组织, 右下角为正常的母材组织铁素体+珠光体 (注:图7、图8为同一焊缝及母材组织, 分成两张图片来表示) 。

在锅炉检验过程中遇到最多的是对高温高压部件进行珠光体球化等级评定, 以下是在检验过程中拍摄的珠光体球化照片。如图9、10、11所示。

3 总结

本文所介绍金相组织为锅炉安装监检及定期检验中经常遇到的碳素钢和珠光体耐热钢组织。在日常的检验中, 不论是母材还是焊缝, 不管热处理得当与否, 其所形成的金相组织基本上都是上述组织或者上述组织的组合。但是实际遇到的情况往往比较复杂, 比如说好多组织混合到一起并且组织特征不太明显, 使得对组织进行判定比较困难。因此需要对金相组织的形成机理进行深入的研究, 并辅以其他手段 (比如硬度、机械强度试验等) 来进行验证, 以便准确地对组织进行判定。

参考文献

[1]姜求志, 王金瑞.火力发电厂金属材料手册[M].中国电力出版社, 2000.

[2]刘会杰.焊接冶金与焊接性[M].机械工业出版社, 2007.

铸钢的金相组织及检验 第3篇

摘要：以含镍低碳铸钢为研究对象，通过改变一号稀土加入量，经过金相组织观察、拉伸试验、冲击试验、夹杂物形貌分析、能谱分析等，研究RE含量变化对铸钢试样组织和性能的影响.研究结果表明：铸钢试样经调质处理后，组织为细小回火索氏体，存在少量铁素体.随着一号稀土质量分数增加，回火索氏体含量增多，晶粒尺寸减小；长条状或者尖角状夹杂物减少，稀土夹杂物主要是以球状或者近球状的形态存在，大小在5～10um，抗拉强度、屈服强度和布氏硬度总体上呈现不断增加的趋势，在一号稀土含量为0.5%时，其值最高，抗拉强度为905.2MPa，屈服强度为776.7MPa，布氏硬度为274冲击功先增加后降低，一号稀土质量分数在0.3%时，冲击功值为80J。

关键词：一号稀土；铸钢；显微组织；力学性能；夹杂物

DoI：10.15938/j.jhust.2016.06.023

中图分类号：TGl42

文献标志码：A

文章编号：1007-2683（2016）06-0123-04

0.引言

铁路货运作为当今最为重要的一种货运方式，随着其规模的不断扩大与发展，货车载重量的持续增加和运行速度的不断提高，列车各部件承受的载荷也越来越大，货运列车的安全运行更显得重要，车钩作为一种用于车辆与车辆，机车与机车或动车与动车相互连接，随着运行条件日益恶劣，钩体经常出现裂纹等失效现象，尤其是在北方，它既要经受低温的考验，还要承受冲击、拉伸、弯曲等多种复杂的作用力，并经常受到较为严重的相对摩擦，这些已然成为铁路运输安全的重大隐患，其材质的要求被不断提高，开发研究变得刻不容缓，研制出具有较高综合性的车钩材料便具有重要意义。

稀土在钢中的作用主要是4点：细化晶粒、变质夹杂物、净化钢液和微合金化的作用，稀土元素可以显著提高铸钢性能，因此，本文采用一号稀土为变质剂，研究一号稀土加入量对含镍低碳铸钢组织和性能影响，为开发适宜于车钩用高强韧铸钢材料提供指导。

1.试验材料及试验方法

制备铸钢试样选用的都是优质原材料，包括45*钢、纯铁（Fe≥99.997%）、低碳铬铁、钼铁、锰铁、硅铁、纯镍、工业纯铝、纯铜等。

制备试样所需钢水采用160kW中频感应炉（型号为GWJ-0.25）熔炼，在配料的过程中要考虑si和Mn元素的烧损率，确保试样成分一致性.根据积累的试验数据资料，确定si元素烧损率为16%，Mn元素烧损率为10%，c及其他合金元素不计烧损，配料时加入0.04%的Al终脱氧.制定的实验方案如表1所示。

熔炼过程中的加入原材料顺序为纯铁→45*钢→钼铁→铬铁→纯镍→纯铜→锰铁→硅铁，用工业纯Al条进行充分的终脱氧，将一号稀土砸制成适当的颗粒大小（直径大约在6mm）通过包底孕育方式加入，铁液的出炉温度在1600～1650℃之间，在1550°C左右进行浇注.其中一号稀土质量分数分别为0%、0.2%、0.3%、0.4%、0.5%.制备的五组铸钢试样为标准梅花试样.根据文[11]所述，确定铸态试样的热处理工艺：950°C×2h正火+900℃×2h淬火（水冷）+840°C×2h淬火（水冷）+590°C×3h回火（水冷），试样热处理在RJx-37-13型箱式加热电阻炉中进行，化学成分采用直读光谱仪进行分析.低温（-400°C）冲击性能用冲击试验机进行测量，冲击试样为夏比V型缺口试样，试样尺寸为10mm×10mm×55mm.室温拉伸性能用CSS44300型电子万能拉伸试验机测量，拉伸试样为圆棒，标距范围内直径为10mm，标距为50mm，试样硬度用HB-3000C型布氏硬度计測量.金相组织观察在OLYMPUS-GX71型金相显微镜上进行，金相试样采用标准金相试样制备方法制备，腐蚀剂用4%硝酸酒精溶液。

2.实验结果与讨论

2.1一号稀土含量对铸钢试样金相组织的影响

试样经过调质处理后，不同一号稀土加入量铸钢试样金相组织如图1所示，从图中可以看出，铸钢试样经调质处理后，组织为回火索氏体及少量铁素体；一号稀土加入后，试样的晶粒得到明显细化，组织大小均匀，随着一号稀土加入量的增加，铸钢试样的组织变细，分布均匀，当一号稀土加入量超过0.4%时，组织稍微变大。

细化晶粒的作用机理为：稀土作为表面活性元素可以使表面张力降低，从而降低了形成临界尺寸的晶核所需要的功，使晶核核心增加，另一方面，稀土为表面活性元素，易富集在结晶前沿，阻止晶粒长大，使铸态晶粒细化.同时稀土元素沿晶界富集，抑制了奥氏体晶粒的长大，使晶粒进一步细化.而且稀土元素与氧和硫有很强的亲和力，能形成高熔点的氧硫复合夹杂物，这些夹杂物以极微细粒悬浮于熔体之中，在钢液凝固过程中，这些夹杂物可作为非自发形核的核心，使晶粒细化，当稀土添加量过多时，过量的稀土中Ce形成了大量的二元或多元化合物，减弱了稀土原子成分过冷作用，使组织粗化。

2.2一号稀土含量对铸钢试样中夹杂物的影响

图2为未加稀土钢中的夹杂物形貌.可知钢中存在着一些长条或者具有尖角的S-O-Mn相夹杂物，这些钢的夹杂物破坏了钢的基体的连续性，当钢承受冲击载荷时，夹杂物周围应力集中，在带状夹杂物与基体界面处产生微裂纹，降低钢的韧性。

图3～图5是钢加入一号稀土后的夹杂物形貌和能谱.其中多为O-S-Ce，O-Al-Ce和Ca-S-Ce相.加入稀土后夹杂物变细小圆形含有Ce元素的复杂氧化物.夹杂物尺寸变小，一般大小在5～10um，没有长条和尖角，改善了形态，可改善材料的性能，

2.3一号稀土含量对铸钢试样力学性能的影响

不同一号稀土加入量的铸钢试样经调质热处理后，力学性能测试结果如表2所示。

从实验结果可知：随着一号稀土质量分数从0到0.5%不断增加，抗拉强度和屈服强度总体上呈现不断增加的趋势，在含一号稀土为0.5%时，抗拉强度和屈服强度最高，抗拉强度为905.2MPa，屈服强度为776.7MPa，随着一号稀土质量分数从0.2%到0.3%增加，延伸率逐渐增大，质量分数从0.3%到0.4%增加，延伸率逐渐降低，质量分数从0.40%到0.50%增加，延伸率增加.随着一号稀土质量分数从0.2%到0.3%增加，断面收缩率逐渐增大，质量分数从0.3%到0.4%增加，断面收缩率逐渐降低，质量分数从0.4%到0.5%增加，断面收缩率增加.这是因为随着含一号稀土量的不断增加，试样组织中的回火索氏体组织增多，回火索氏体是由渗碳体和铁素体组成，导致渗碳体质量分数增加，渗碳体增多可使试样具有较高的强度，但塑性较差，因此力学性能上总体上表现为试样的屈服强度、抗拉强度增加，一号稀土质量分数在0.4%时钢中的稀土夹杂物开始聚集，因此颗粒尺寸较大，铸钢的延伸率和断面收缩率下降，这是由于稀土质量分数增多，铸钢中产生的夹杂物较多，夹杂物影响了性能。

随着一号稀土量从0%到0.3%，冲击功缓慢升高，冲击韧性变好.一号稀土质量分数在0.3%～0.5%之间时，随着一号稀土质量分数增多冲击功逐渐下降，先缓慢下降，一号稀土质量分数到0.4%后快速下降，冲击韧性变差.当一号稀土质量分数为0.3%时冲击韧性最好，冲击功为80J.当一号稀土质量分数在0.5%时，稀土夹杂物聚集长大，尺寸增大，此时铸钢中出现脆性的稀土金属间化合物，降低铸钢的冲击性能。

随着一号稀土质量分数从0到0.5%增加，试样的布氏硬度逐渐升高，先快速增加，到0.3%后增加缓慢，一号稀土质量分数在0.5%时布氏硬度值最大，布氏硬度值为274，稀土元素的化学性质很活泼，可以与钢中的许多元素发生反应，细化了铸钢的组，从而提高了钢的力学性能。

3.结论

1）试样热处理之后组织为回火索氏体，与未加一号稀土试样相比，适当的加入一号稀土可以细化组织，使组织更加均匀。

2）加入一号稀土后，稀土夹杂物主要是以球状或者金球状的形态存在，大小在5～10um，长条状或者尖角状夹杂物减少，改善了材料的性能。