（1）为便于生产或为选择铸件用材料，不可不知在我国受到广泛应用的铁素体（黑心）可锻铸铁以及得到一定应用的珠光体可锻铸铁的牌号和力学性能 国家标准GB/T 9440—1988规定了可锻铸铁的牌号和力学性能，其中黑心（铁素体）可锻铸铁和珠光体可锻铸铁的，见表3-32。表中所规定的四项性能：抗拉强度、屈服强度、断后伸长率和硬度，是由规定直径的铸造拉伸试棒，经退火后测定的。不同的试棒直径将影响力学性能，如图3-31所示。

图3-31 试棒直径与力学性能的关系

（2）选定可锻铸铁化学成分的禁忌

1）生产可锻铸铁的白口坯件，不得有麻口和灰点（石墨）。可锻铸铁生产主要包括白口铸坯件的熔制和白口铸坯件的退火，因此熔制出合乎要求的白口铸坯件是可锻铸铁生产的第一道工序。

表3-32 黑心可锻铸铁牌号及力学性能（GB/T9440—1988）

注：1.试样直径12mm只适于铸件主要壁厚小于10mm的铸件。

2.牌号KTH300—06适用于气密性零件。

3.牌号B系列为过渡牌号。

正常状态下，白口铸坯件的金相显微组织为亚共晶白口组织，即由珠光体加莱氏体组成，不允许有麻口和石墨存在。因为铸态断面上存在麻口和有石墨的可锻铸铁铸坯件经退火后，石墨形态会恶化，强度和韧性会降低，通常称这种缺陷为麻点和灰点。造成麻口和灰点（石墨存在）的原因，主要有两方面：一是化学成分选定不正确，例如铁液碳、硅量过高；二是孕育处理不当，例如加促进石墨化元素太多，与之配合的反石墨化元素加入过少，如单加铝孕育时，加铝过多；或用铋时，铋量不足，或包内投铋过早造成铋的过多烧损等。当然铸件较大，浇口过于集中，也会产生这类缺陷。为此，应从产生的原因采取对策，来防止可锻铸铁铸坯件存在麻口或出现灰点缺陷。

2）选定可锻铸铁化学成分中碳、硅含量时，牌号越高，碳量越不可高；在保证得到铸态白口坯件前提下，其硅含量不宜过低，但也不可过高。碳和硅是可锻铸铁中两个主要元素，它们对铸造性能、退火周期和力学性能影响很大，且彼此相关，通常应综合加以考虑。一般先从力学性能要求出发来决定碳含量：牌号越高，碳量应越低，也就是碳低有利于提高力学性能；同时碳越少，也越容易得到白口坯件。但碳含量过低，不仅冲天炉熔炼有困难，而且碳含量过低（C＜2.3%），将会恶化流动性，无法浇注薄壁铸件，铸件也易产生裂纹和缩松。碳高可改善铸造性能，碳也可增加退火时石墨核心数。不过碳多时，退火过程中需分解的渗碳体也多，因而对第一阶段石墨化影响不大，但碳能缩短第二阶段石墨化时间。碳含量过高，还会由于铸件晶粒粗大而降低力学性能。对硅来说，硅强烈促进石墨化，适当增加硅含量，有利于细化组织，改善铸造性能；但硅含量过高，会引起低温脆性，易出现片状石墨（使铸坯件中产生灰点），降低铸铁力学性能；硅高（Si＞1.8%），也使退火碳容易松散，出现分叉。但硅能加速退火过程第一阶段和第二阶段的石墨化，对第二阶段石墨化作用尤为突出，因此在保证得到白口组织的前提下，适当提高硅含量是有利的。当然，硅含量的增加，也就是硅的最终含量的确定，还应与碳一起进行综合考虑，也就是还应参照碳硅总量（C+Si），以铁素体可锻铸铁为例，有关的碳量和碳硅总量见表3-33～34。还要指出的是，由于团絮状石墨对基体的削弱作用远小于片状石墨，碳量对力学性能的影响已变为次要，重要的是由热处理控制基体。表3-33～34中数据的取值应视零件使用要求和生产条件而定。

表3-33 铁素体可锻铸铁的牌号与碳量

表3-34 铁素体可锻铸铁的碳硅总量

3）选定可锻铸铁化学成分中锰的含量时，对铁素体可锻铸铁来说决不可过髙；对珠光体可锻铸铁来说，不宜太低。锰可抵消硫的有害作用，这是由于锰与硫共存时，生成MnS，可中和硫的反石墨化作用。此时抵消硫所应有的锰量为Mn=1.7S+0.15%～0.25%或Mn=3.3S。MnS熔点高（1650℃），存在于晶内，还有利于退火。但锰是阻碍石墨化元素，它溶于奥氏体，显著降低共析温度，稳定了珠光体，所以它阻碍第二阶段石墨化。因此锰是铁素体可锻铸铁的限量元素，其含量范围（质量分数）限定为0.4%～0.6%；锰是珠光体可锻铸铁的利用元素，其含量可以适当提高，含量范围为0.7%～1.2%。

4）选定可锻铸铁化学成分中硫的含量时，其含量决不宜高。硫是有害元素，它恶化铸造性能，降低强度和塑性，增加热裂倾向。同时硫强烈阻碍第一阶段和第二阶段石墨化。因此其含量决不宜高。通常制定其含量应＜0.15%，越低越好。

5）磷不影响可锻铸铁石墨化，但选定其化学成分时，磷含量不宜高。磷不影响石墨化。但磷过多时，石墨形态分枝，降低塑性和韧性；此外还会形成磷共晶，使铸铁产生冷脆现象，因此，石墨化可锻铸铁的磷含量应小于0.12%。低温工作零件，磷和硅是引起可锻铸铁低温脆性的元素。当零件在低温工作时，应综合控制磷量和硅量。图3-32所示为-40℃下工作的铁素体可锻铸铁，其磷、硅含量与断口特征的关系。磷、硅量应控制在图3-32所示黑断口区（韧区）。斜线以上的白断口区为脆区。

图3-32 磷、硅含量与断口特征的关系

6）在选定可锻铸铁化学成分时，除五大元素外，其他元素中的铬、钛、钨等应防止其进入。与球墨铸铁和灰铸铁不同，可锻铸铁的化学成分通常控制的是五大元素和铬等。在一些生产珠光体可锻铸铁的工厂，有时配加一些稳定珠光体的元素，以保证基体要求。

铬、钛、钨等来自废钢，它们在铸铁中是强碳化物形成元素，即使只有极少量的这类元素混入铁液，都会使渗碳体的稳定性大为增加，从而使渗碳体在石墨化退火过程中难于分解，甚至变得不可能。因此，在熔炼可锻铸铁铁液时，要加强对炉料的管理，严防含这类元素的合金废钢混入炉料。如果混入了含铬的废钢，铁液中铬的质量分数一般应低于0.06%。

生产珠光体可锻铸铁时，为了细化珠光体和增加珠光体量，可在炉前加入铜、锡、锑等合金元素。一般加入质量分数为：铜0.3%～0.8%；锡0.03%～0.10%；锑0.03%～0.08%。有时加钼和铬，但对第一阶段石墨化有明显的阻碍作用。

（3）选择孕育剂的禁忌

1）可锻铸铁孕育剂的选择原则通常不同于灰铸铁和球墨铸铁，孕育处理用孕育剂也不可直接采用硅铁。可锻铸铁孕育处理的目的是：希望铁液在一次结晶时促进形成渗碳体组织，而在随后的石墨化退火过程中对石墨的形成没有影响或促进石墨的形成。这是由于可锻铸铁生产正如前面介绍的分有两个步骤：①浇注白口铸坯件；②将白口铸坯件进行石墨化退火，从而得到可锻铸铁的铸件。这两个步骤是相互矛盾又相互联系的，因为使铸态易于得到白口组织的因素（或称反石墨化因素）往往延缓石墨化退火过程，必然影响劳动生产率、设备利用率和铸件的生产成本；而加速石墨化退火的因素（或称促进石墨化因素）往往不能保证铸态得到白口组织。所以可锻铸铁的发展历史，可以说就是要促使这一对矛盾相互转化，使相互矛盾的因素起相辅相成的效果。其中在铁液浇注白口坯件时，对铁液进行有效的孕育处理，是目前在实际生产中应用最多也是最有效的加快可锻铸铁石墨化的措施。但孕育剂的选择原则与灰铸铁和球墨铸铁明显不同。经常选作孕育剂的，不是硅铁，而是铋、铝、钛、硼、碲、稀土等。有的只用单一元素（如纯铋或铝）作孕育剂，大多数采用几个元素联合，即所谓复合孕育处理。复合孕育剂的配合原则是：一种元素主要起增加石墨核心、缩短碳原子扩散距离、加速石墨化过程的作用，但在凝固时对铸铁的石墨化没有强烈的促进作用，以避免在厚断面中出现麻点（如硼属此种元素）。另一种元素应有强烈地阻碍凝固时的石墨化作用，这样可以允许选择较高的硅量，又不致在厚断面白口坯件中因硅量较高而出现麻点，同时这个元素还要对退火时的石墨化没有很强烈地阻碍作用（如铋属此种元素）。这样，经复合孕育处理后，既能保证在凝固时得到全白口组织，又能加速石墨化过程。从而缩短退火时间。近年来，国内外研究用稀土元素铈、镧、钕、镨等作为可锻铸铁的孕育剂，取得了良好的效果。用稀土元素对铁液进行孕育处理，能在铁液中形成大量的硫化物及硫氧化物，在铸铁凝固后再进行固态石墨化过程中，这些化合物可以作为析出石墨的核心，从而加速退火过程。目前，广泛采用的有：低温时效和加铝孕育、铋-铝、硼-铋、硼-铋-铝、高硅-铋或铋-锑以及稀土-铋复合孕育处理等方法，其原理是一样的，即铋、锑以及某些情况下存在碲等元素，它们在铸坯件凝固时强烈阻碍石墨化，保证铸态得到白口组织；铝、硼、硅、稀土以及有时出现的钡、锶、锆等元素可加速石墨化退火，缩短退火时间。其中碲促进白口化的作用比铋强，其加入质量分数为0.003%～0.005%时即够，但碲较稀缺，价格昂贵，因此我国工厂没有采用的。在周期表中，锑与铋同属第五族，有一定促进白口化作用，但退火碳形态较差，当锑加入量偏高时，铁素体可锻铸铁中残余珠光体常较多，故也不推荐使用。

2）加铝孕育可锻铸铁铁液可缩短可锻铸铁退火周期，但其加入量不能过高。铝在铁液中起脱氧作用，可生成高度弥散的质点，促进石墨核心的形成，故能加速退火。加入少量的铝，还可改善石墨的形态和分布，细化组织，因而提高力学性能。铝加入铁液还有改善流动性，避免形成气孔的作用。但铝加入量过多时易出现灰点，石墨形状恶化，性能急剧下降。一般加铝的质量分数为0.005%～0.015%。当硅含量低于1.3%时，加铝量可为0.02%，退火周期约缩短15%～20%。

3）可锻铸铁铁液用硼-铋或铝-铋复合孕育剂处理后，其停留时间不能过长。加少量硼-铋或铋-铝复合孕育剂处理铁液，可加速退火过程。铋的突出优点就是既能强烈阻碍铸铁凝固过程的石墨化，可保证厚壁铸件获得白口组织，而又不阻碍退火过程的石墨化，这对可锻铸铁生产非常有利。生产中，就是利用铋的这一强烈促使铸件白口化的作用，在加铋的铁液中，进一步提高促进石墨化元素的含量，以加速退火过程。微量的硼能促进退火过程的石墨化，尤其是对第二阶段石墨化的促进作用更为显著，增加石墨核心的作用超过铝，故退火时可快速升温，不必低温时效。硼虽也能促使形成片状石墨，但作用比硅低。所以，同时加入硼、铋处理铁液，可使石墨化退火速度大大加快，退火时间明显缩短。加入硼、铋还有细化组织，提高强度和塑性的作用。硼加入量为0.0015%～0.0030%，铋的加入量为0.006%～0.020%，退火周期可缩短10%～15%。铁液中加铝，可促进铋的反石墨化作用；与低温时效配合，增加退火时的石墨核心，加速退火过程；对于铁液成分波动、退火炉温差较大的工厂，采用铝-铋复合孕育剂可以减少可锻铸铁力学性能波动。采用铝-铋复合孕育，一般加铝量为0.010%～0.015%，加铋量为0.006%～0.015%，可使退火周期缩短15%～20%。不过，采用硼-铋或铋-铝复合孕育时，如果加铋量不足，加入后铋损失过多或失效，会使白口坯件出现灰点，这是因为加入铋后，其促进铸态白口化的有效时间只有约8～10min，超过时间，由于其挥发、氧化而失效，就往往会造成铸态出灰点。为此，孕育处理后的铁液必须在8～10min内浇完，尽量减少其在处理后的停放时间。

4）可锻铸铁用孕育剂除硼铁、稀土硅铁等熔点较高合金外，一般可不规定粒度大小要求。可锻铸铁用孕育剂大都以小块形式加到浇包底部或加到出铁槽，即多采用包内孕育或流槽孕育，个别件为防止孕育衰退，才采用型内孕育。其粒度大小方面，铋、铝等熔点低，加入量又少，熔化吸收容易，多对其粒度大小未作规定。熔点较高的铁合金，如稀土硅铁、硼铁、硅铁等才应有粒度要求：50～100kg浇包，粒度为3～5mm；25kg以下端包，粒度为2～3mm。硅铁使用前最好烘烤，以免铸件产生气孔。硼铁应加入包底或铁流表面，如被熔渣夹带，会影响硼的实际加入量。加铋时有黄色烟尘，应在出铁1/2后再投入包内。

（4）可锻铸铁铁液浇注前，不可忽视炉前检查；其出炉温度和浇注温度不得过低 为保证可锻铸铁件质量，一般要求铸件具有全白口组织，其炉前质量控制通常采用以下两种方法：

1）试样断口检验：将铁液浇成ϕ40mm×150mm工艺试样，待冷至暗红色，入水激冷。若断口全白，中心部有缩松，则是正常情况，可浇注各种铸件；若有轻微灰点，表明碳、硅量稍高，可浇注薄小铸件；若灰点多，达到断面1/4以上或呈灰口，则不能浇注。也可对工艺试样根据铸件壁厚分档，做成相应的圆棒、圆柱台阶试棒或矩形台阶试块等。以采用圆柱台阶试棒为例，有的工厂采用的试棒尺寸如图3-33所示。当所浇的铸件最大壁厚为d，则h=2d，D=2d，H=2d。试棒浇注后在砂型中冷至暗红色，淬于水中，冷却后打断观察。如细棒处全为白口，粗棒处全白口或稍有麻点，表明碳、硅含量合适，可浇注相当于最大壁厚为d的铸件。如细棒全白口，粗棒呈麻口，说明碳、硅含量偏高，宜浇注壁厚小于d的铸件。

图3-33 台阶试棒图

2）热分析法检测：由炉前热分析仪测定铁液的碳量、硅量，及时指导浇注作业和炉后配料的调节。

另外，铁液出炉温度不可低，这是由于可锻铸铁的碳低，铁液的熔点较高，流动性及充型能力均较差，加之可锻铸铁件多数为薄壁小件，故要求铁液有高的出炉温度和较高的浇注温度。冲天炉出铁温度一般应为1430～1480℃，前炉出铁温度不应低于1400℃；电弧炉的出铁温度宜为1500～1530℃。浇注温度一般不低于1360℃。

（5）可锻铸铁退火工艺的禁忌

1）铁素体可锻铸铁第一阶段石墨化退火中，保温不可超过980℃，中间阶段冷却不应太快；最后冷却阶段，在通过550～400℃时，不可冷却太慢。铁素体可锻铸铁的石墨化退火经五个阶段：升温、第一阶段石墨化、中间阶段冷却、第二阶段石墨化、出炉冷却，如图3-34所示。

图3-34 铁素体可锻铸铁的退火曲线及组织变化示意图

①升温阶段（图3-34中0～1）：1点的温度一般为950℃左右或更高些，升达这一温度，铸件组织由珠光体加莱氏体转变成奥氏体加莱氏体。(www.daowen.com)

②第一阶段石墨化（1～2）：在此阶段保温，自由渗碳体不断溶入奥氏体而逐渐消失，团絮状石墨逐渐形成。到此阶段完成时（到2点），组织为奥氏体加团絮状石墨。这个阶段的时间长短以自由渗碳体能全部分解为准，过长无实际意义。这一阶段的加热温度很重要。加热温度高，一方面提高了碳的扩散速度，另一方面也增加了渗碳体的不稳定性，增加了石墨晶核的数目。有人粗略地估计，大约每提高温度50℃，可使第一阶段石墨化时间缩短一半。但保温温度不宜过高，如果超过980℃，铸件晶粒粗大，石墨形态恶化（石墨粗大而松散或分叉），导致力学性能全面下降。温度过高（超过1050℃），会使形成晶界的化合物发生熔解，导致晶粒的合并长大，引起铸件表面粗糙，边缘熔化，晶粒粗，石墨粗大呈鸡爪状，即产生所谓“过烧”缺陷，故此阶段的保温温度决不可过高。

③中间冷却阶段（2～3）：指从高温冷却到共析温度稍下的温度（710～730℃的范围）的阶段。随着温度的降低，奥氏体中碳的溶解度减少而析出过饱和的碳，沉积于已生成的团状石墨上，使石墨略有长大。若冷却至共析温度以上，组织仍为奥氏体加团絮状石墨；若冷却至所指共析温度以下，则3点时的组织为珠光体加团絮状石墨。该阶段冷得太慢会延长退火时间，太快会出现二次渗碳体，降低其力学性能，冷却速度一般以90℃/h为限。不过，在现今生产实践中，炉内冷却速度通常不会超过90℃/h，因此一般不会出现二次渗碳体。

④第二阶段石墨化（3～4）：在共析温度稍下（710～730℃）处保温，可使珠光体逐渐分解成铁素体和石墨，石墨继续向已有的团状石墨上附着生长，到4点时组织为铁素体加团絮状石墨，这个阶段时间的长短根据珠光体是否分解完毕而定。这个阶段也可采用从780℃左右开始，缓慢冷却通过共析温度区域，使奥氏体按稳定系统转变（一般以3～5℃/h的速度通过共析转变温度区），最终也得到铁素体加团絮状石墨组织。这一方法，石墨化速度可较快些，但控制冷速是很重要的。

⑤冷却阶段（4～室温）：到4点以后，再继续保温并不发生组织上的变化，可在炉冷至650～600℃出炉空冷（快冷）。如果出炉过晚，在通过550～400℃时冷却太慢，会在铁素体晶界析出碳化物、磷化物、氮化物，使铸件冲击韧度和断后伸长率很低、断口呈白色，沿晶界断裂。但光学显微镜下观察，无异常，仍为铁素体加团絮状石墨，这种退火缺陷叫做回火脆性（白脆）。铸铁磷高，遇上硅高时，更易发生回火脆性。在夏季，散热条件差的车间，为防止出炉冷却中出现回火脆性，可采取风机吹冷风，强迫降温的办法。如果发生了回火脆性，为了挽救该批铸件，可将该批铸件重新加热到650～700℃保温后，随即出炉快冷，脆性即可消失。至此，整个退火过程即告结束。表3-35是铁素体可锻铸铁石墨化退火的几个实例。

表3-35 铁素体可锻铸铁石墨化退火实例

（续）

2）珠光体可锻铸铁的退火规范，除第一阶段的石墨化退火与铁素体可锻铸铁相同外，其后为得到不同的珠光体基体组织，其退火工艺都不得相同。珠光体可锻铸铁在化学成分上和铁素体可锻铸铁相比仅有很少差别，即稳定珠光体元素的含量稍高，例如可把锰的质量分数提高至0.8%～1.2%，有时可加入锑（0.005%～0.010%）、锡（0.05%～0.10%）及铜（0.8%～1.2%）等稳定珠光体的合金元素。在热处理规范上，除第一阶段石墨化退火与铁素体可锻铸铁相同外，为得到不同珠光体基体组织，不进行第二阶段石墨化，而是经风冷或空冷，再回火；或在第一阶段石墨化后淬火并回火，以消除内应力。其典型珠光体可锻铸铁件的热处理实例见表3-36。

表3-36 珠光体可锻铸铁的三种退火规范

（续）

生产实际中，常根据铸坯化学成分、生产批量和热处理目的不同，对珠光体可锻铸铁采用不同退火工艺，其前提条件和退火要点如下：

如果为少量生产，采用铁素体可锻铸铁坯件来生产珠光体可锻铸铁，则可采用：

①先随铁素体可锻铸铁一起处理成铁素体基体，再重新加热至临界温度以上保温，使奥氏体均匀化后出炉空冷，再回火消除内应力，可得基体组织为粗片状珠光体的可锻铸铁。

②获得铁素体基体后，重新加热奥氏体化，再油淬-高温回火，可得到基体组织为细粒状回火索氏体的可锻铸铁。

如果为普通珠光体可锻铸铁坯件（w（Mn）=0.7%～1.2%）时，则其退火要点为：

①在完成第一阶段石墨化后，随炉冷至820～880℃（一般为840℃），出炉空冷或风冷或雾冷，再回火消除内应力，所得可锻铸铁基体组织为细片状珠光体（珠光体中渗碳体呈片状）。

②在完成第一阶段石墨化后，随炉冷至680℃，保温大约20h，在锰含量较高时，可得粒状珠光体（珠光体中渗碳体呈粒状）可锻铸铁。也可以在完成第一阶段石墨化后，炉冷至840℃，出炉空冷，再在670～700℃回火，也可得粒状珠光体可锻铸铁。其延伸性和韧性较普通珠光体基体的高。

③在完成第一阶段石墨化后，再油淬，高温回火，可得细粒状回火索氏体可锻铸铁。

如果为合金珠光体可锻铸铁坯件（含Cu、Sn、Sb、Cr、Mo等）时，其退火要点，完全同上面所述的普通珠光体可锻铸铁坯件一样，这里不赘述。

3）当需要生产少量珠光体可锻铸铁件时，不可忽视可直接将白口坯件随同铁素体可锻铸铁坯件一起处理成铁素体可锻铸铁件，再进行珠光体化退火获取。将所需珠光体可锻铸铁白口坯件，先随铁素体可锻铸铁一起处理成铁素体基体，再重新加热至临界温度以上保温，使奥氏体均匀化后出炉空冷，再回火消除内应力，可得到基体组织为粗片状珠光体的可锻铸铁。如果需要的基体组织为细粒状回火索氏体，则可在获得铁素体基体后，重新加热奥氏体化，再油淬，高温回火。

4）退火完成后，铁素体可锻铸铁断口不得出现亮白点。可锻铸铁断口出现亮白点，在退火缺陷名称中叫做“退火不足（硬品）”，其特征是：力学性能不合要求；断后伸长率低，硬而脆。金相组织中有过量珠光体和渗碳体。其产生原因主要有：

①铁液硅含量低，或硫含量高，锰硫比不当。

②铁液铬含量高或氧、氢、氮量超限。

③第一阶段退火温度低、时间不足；第二阶段退火时间短，或保温温度偏高。

④脱碳退火温度过低，或退火气氛控制不当。

⑤退火炉温差大。

⑥测温仪不准，不能指导生产。

⑦退火箱上煤粉过度堆积，影响传热。

防止方法，通常是根据产生的原因，采取相应的措施：

①调整和控制好铁液化学成分。

②当发现成分不当时，应提高第一阶段退火温度，延长退火时间。

③改进退火炉、减少温差。

④提高退火炉保温能力，以避免第二阶段退火时重新添加燃料的烧火操作，同时保证第二阶段退火能有足够缓慢的降温速度。

⑤注意煤粉粒度和加煤量，以免煤粉在炉内堆积。

⑥定期检修测温仪。

⑦厚铸件应装在炉内高温部位。