錫鑄：球墨鑄鐵件實現無冒口鑄造的條件
球墨鑄鐵與灰鑄鐵的凝固方式不同是由球墨與片墨生長方式不同而造成的。
在亞共晶灰鐵中石墨在初生奧氏體的邊緣開始析出后，石墨片的兩側處在奧氏體的包圍下從奧氏體中吸收石墨而變厚，石墨片的先端在液體中吸收石墨而生長。
在球墨鑄鐵中，由于石墨呈球狀，石墨球析出后就開始向周圍吸收石墨，周圍的液體因為w（C）量降低而變為固態的奧氏體并且將石墨球包圍；由于石墨球處在奧氏體的包圍中，從奧氏體中只能吸收的碳較為有限，而液體中的碳通過固體向石墨球擴散的速度很慢，被奧氏體包圍又限制了它的長大；所以，即使球墨鑄鐵的碳當量比灰鑄鐵高很多，球鐵的石墨化卻比較困難，因而也就沒有足夠的石墨化膨脹來抵消凝固收縮；因此，球墨鑄鐵容易產生縮孔。
另外，包裹石墨球的奧氏體層厚度一般是石墨球徑的1.4倍，也就是說石墨球越大奧氏體層越厚，液體中的碳通過奧氏體轉移至石墨球的難度也越大[1]。
低硅球墨鑄鐵容易產生白口的根本原因也在于球墨鑄鐵的凝固方式。如上所述，由于球墨鑄鐵石墨化困難，沒有足夠的由石墨化產生的結晶潛熱向鑄型內釋放而增大了過冷度，石墨來不及析出就形成了滲碳體。此外，球墨鑄鐵孕育衰退快，也是極易發生過冷的因素之一[1]。
2 球墨鑄鐵無冒口鑄造的條件
從球墨鑄鐵的凝固特點不難看出，球墨鑄鐵件要實現無冒口鑄造的難度較大。筆者根據自己多年的生產實踐經驗，對球墨鑄鐵實現無冒口鑄造工藝所需具備的條件作了一些歸納總結，在此與同行分享。
2.1 鐵液成分的選擇
2.1.1 碳當量（CE）
在同等條件下，微小的石墨在鐵液中容易溶解并且不容易生長；隨著石墨長大，石墨的生長速度也變快，所以使鐵液在共晶前就產生初生石墨對促進共晶凝固石墨化是非常有利的。過共晶成分的鐵液就能滿足這樣的條件，但過高的CE值使石墨在共晶凝固前就長大，長大到一定尺寸時石墨開始上浮，產生石墨漂浮缺陷。這時，由石墨化引起的體積膨脹只會造成鐵液液面上升，不但對鑄件的補縮毫無意義，而且由于石墨在液態時吸收了大量的碳，反而造成在共晶凝固時鐵液中的w（C）量低不能產生足夠的共晶石墨，也就不能抵消由于共晶凝固造成的收縮。實踐證明，能夠將CE值控制在4.30%~4.50%是最理想的。
2.1.2 硅（Si）
一般認為在Fe-C-Si系合金中， Si是石墨化元素，w（Si）量高有利于石墨化膨脹，能夠減少縮孔的發生。很少有人知道，Si是阻礙共晶凝固石墨化的。所以，不論從補縮的角度考慮，還是從防止碎塊狀石墨產生的角度考慮，只要能通過強化孕育等措施防止白口產生，都要盡可能地降低w（Si）量。
2.1.3 碳（C）
在合理的CE值條件下，盡可能提高w（C）量。事實證明球墨鑄鐵的w（C）量控制在3.60%~3.70%，鑄件具有最小的收縮率。
2.1.4 硫（S）
S是阻礙石墨球化的主要元素，球化處理的主要目的就是脫S，但球墨鑄鐵孕育衰退快與w（S）量太低有直接關系；所以，適當的w（S）量是必要的?？梢詫?/span>w（S）量控制在0.015%左右，利用MgS的成核作用增加石墨核心質點以增加石墨球數，減少衰退[2]。
2.1.5 鎂（Mg）
Mg也是阻礙石墨化的元素，所以在保證球化率能夠達到90%以上的前提下，Mg應盡可能低。在原鐵液w（O）、w（S）量不高的條件下，殘留w（Mg）量能夠控制在0.03%~0.04%是最理想的。
2.1.6 其它元素
Mn、P、Cr等所有阻礙石墨化的元素越低越好。
要注意微量元素的影響，如Ti。當w（Ti）量低時，是強力促進石墨化元素，同時Ti又是碳化物形成元素，又是影響球化促進蠕蟲狀石墨產生的元素，所以w（Ti）量控制得越低越好。筆者公司曾經有一個非常成熟的無冒口鑄造工藝，由于一時原材料短缺而使用了w（Ti）量為0.1%的生鐵，生產出的鑄件不但表面有縮陷，加工后內部也出現了集中型縮孔。
總之，純凈原材料對提高球墨鑄鐵的自補縮能力是有利的。
2.2 澆注溫度
有實驗表明，球墨鑄鐵的澆注溫度從1 350 ℃到1 500 ℃對鑄件收縮的體積沒有明顯的影響，只不過縮孔的形態從集中型逐漸向分散型過度。石墨球的尺寸也隨著澆注溫度的升高逐漸變大，石墨球的數量逐漸減少。所以沒有必要苛求過低的澆注溫度，只要鑄型強度足夠抵抗鐵液的靜壓力，澆注溫度可以高一些。通過鐵液加熱鑄型減少共晶凝固時的過冷度，使石墨化有充足的時間進行。不過，澆注速度要盡可能地快，以盡量減少型內鐵液的溫度差[3]。
2.3 冷鐵
根據筆者使用冷鐵的經驗及利用以上理論分析，冷鐵能夠消除縮孔缺陷的說法并不確切。一方面，局部使用冷鐵（如打孔部位），只能使縮孔轉移而不是消除縮孔；另一方面，大面積地使用冷鐵而獲得了減少補縮或無冒口的效果，只是無意識地增加了鑄型強度而不是冷鐵減少了液體或共晶凝固收縮。事實上，如果冷鐵使用過多，影響了石墨球的長大及石墨化的程度，相反會加劇收縮。
2.4 鑄型強度和剛度
由于球鐵大都選擇共晶或過共晶成分，鐵液在鑄型中冷卻至共晶溫度所經過的時間較長，也就是鑄型所承受的鐵液靜壓力的時間要比亞共晶成分的灰鑄鐵要長，鑄型也就更容易產生壓縮性變形。當石墨化膨脹引起的體積增加不能抵消液體收縮+凝固收縮+鑄型變形體積時，產生縮孔也就在所難免。所以，足夠的鑄型剛度及抗壓強度是實現無冒口鑄造的重要條件，有許多覆砂鐵型鑄造工藝實現無冒口鑄造既是這一理論的證明。
2.5 孕育處理
強效孕育劑及瞬時延后孕育工藝既能給予鐵液大量的核心質點，又能防止孕育衰退，能夠保證球墨鑄鐵在共晶凝固時有足夠的石墨球數；多而小的石墨球減少了液體中的C向石墨核心轉移的距離，加快了石墨化速度，短時內大量的共晶凝固又能釋放出較多的結晶潛熱，減少了過冷度，既能防止白口的產生，又能加強石墨化膨脹。因而。強效孕育對提高球墨鑄鐵的自補縮能力至關重要。
2.6 鐵液過濾
鐵液經過過濾，濾除了部分氧化夾雜，使鐵液的微觀流動性增強，可以降低微觀縮孔的產生幾率。
2.7 鑄件模數
由于鑄態珠光體球鐵需要加入阻礙石墨化的元素，這會影響石墨化程度，對鑄件實現自補縮目的有一定影響，所以有資料介紹，無冒口鑄造適用于牌號在QT500以下的球墨鑄鐵。除此之外，由鑄件的形狀尺寸所決定的模數應在3.1 cm以上。
值得注意的是，厚度＜50 mm的板類鑄件實現無冒口鑄造是困難的。
也有資料介紹，對QT500以上的球墨鑄鐵實現無冒口鑄造工藝的條件是其模數應大于3.6 cm。
3 應用實例介紹
3.1 大模數鑄件無冒口鑄造工藝實例
材料牌號為GGG70的風電增速器行星支架鑄件，重量為3 300 kg，輪廓尺寸為φ1 260×1 220 mm，鑄件模數約為5.0 cm。鑄件成分為：w（C） 3.62%；w（Si） 2.15%；w（Mn） 0.25%；w（P） 0.035%；w（S） 0.012%；w（Mg） 0.036%；w（Cu） 0.98%。澆注溫度為1 370~1 380 ℃
考慮到鐵液對鑄型下部的壓力較大，容易使鑄型下部產生壓縮變形，所以客戶推薦將冷鐵主要集中放置在下部（如圖1）。根據以往的經驗，開始試制時，我們決定使用無冒口鑄造工藝，也就是圖1去掉冒口的工藝。雖然客戶請專業人員對所試制鑄件做超聲探傷并未發現有內部缺陷，解剖結果也未發現縮孔缺陷。但對照其它相關資料及客戶提供的參考工藝，我們對這么重要的鑄件批量生產后一旦發生縮孔缺陷的后果甚為擔心，所以對圖1工藝進行了凝固模擬試驗，模擬結果如圖2。
圖2 根據圖1工藝的模擬結果
從模擬結果可見，液態收縮已經將包括內部的3個Φ140×170 mm圓形發熱保溫冒口及外側的3個320×200×320 mm腰圓形發熱保溫冒口內的鐵液全部用盡；因而，我們在原有320×200×320 mm發熱保溫冒口的上面再加上1個同等大小的冒口，即將冒口尺寸改為320×200×640 mm。但是，澆鑄后的結果卻是所有冒口一點收縮的痕跡也沒有，從而證實了這個鑄件完全可以實現無冒口鑄造。
3.1小模數鑄件有冒口鑄造實例
圖3所示的蜂窩板材料牌號為QT500-7，長×寬×高尺寸為1 230×860×32 mm，鑄件模數M=3.2/2=1.6 cm。
此鑄件模數遠小于3.1 cm，顯然不適用于無冒口鑄造工藝，但試制時為了提高工藝出品率，采用了立澆雨淋式澆口（圖4），原意是想使鑄件在凝固時產生自上而下的溫度梯度，以利用橫澆口補縮，但結果卻是在鑄件的中間部位加工后產生了大面積連通性縮孔（圖4中雙點劃線處）。試制4件無一件成品。
圖4 試制工藝方案示意圖
于是，我們改變思路，制定了如圖5所示的臥澆、冷鐵加冒口工藝。用冷鐵將鑄件分割成9部分，每部分的中央放置冒口。改進后的工藝出品率大于75%，產品質量穩定，廢品率在2.0%以下，由于原材料和工藝都較穩定，加工后幾乎沒有廢品。
