1。3。2 Si 在基体中的固溶强化作用

球墨铸铁是以固溶体为基体相，球墨铸铁中的 Si 几乎全部溶于奥氏体和铁 素体，不进入碳化物。Si 与 Fe 结合成有限置换固溶体，与 C 在 Fe 中的固溶体 相比，Si 的固溶度更大。Si 使相邻的 Fe 原子聚集而产生晶格畸变，产生很大的 固溶强化作用。

为研究 Si 固溶强化铁素体的作用，1950 年左右，国外学者在 W(C)=0。1%、 不含其他合金元素（避免其他合金元素的影响）的钢中，加入不同含量的 Si，来 探究 Si 对力学性能的影响，如表 1。4 所示。

表 1。4 不同 Si 含量的铁素体的力学性能

硅含量（%）

力学性能 微量 0。82 2。28 3。4

抗拉强度/Mpa 280~290 315 540 645

伸长率（%） 60 55 50 21

硬度 HBW 75 88 124 150

由表 1。4 可知，Si 强化铁素体的作用显著。提高 Si 含量后，铸件的抗拉强度 和硬度都随之提高。球墨铸铁中，利用 Si 的固溶强化作用，可以减少 Cu、Ni、 Sn、Mo、Cr 等合金元素的加入，这是十分有意义的。但长时间以来，铸造行业 都未能充分地利用 Si 的这种潜能。如灰铸铁中，通常都要求基体组织为全部的 珠光体，为得到珠光体组织，铸铁中的 Si 含量不宜过高。因而，铸造行业并没 有十分关注 Si 的固溶强化作用。在球墨铸铁中，对伸长率的要求都十分严格， 由表 1。4 可知，固溶的 Si 量增加，伸长率随之降低，尤其当 W(C)>2。28%以后更 为显著，从许多有关球墨铸铁的实验中，都可得到类似的结果[15]。便有了这样 一种观念：铸铁中的 Si 含量过高，会导致其延展性、韧性降低。这样一来，只 是夸大了 Si 的“脆化”作用，Si 的固溶强化作用没有受到该有的重视。

之后，情况发生了改变，到了 1990 年之后，瑞典学者 Larker Richard 研究发 现[16]，早前球墨铸铁的生产中 Mn 含量没有受控，加上使用废钢等炉料带来的碳 化物形成元素，其中的元素部分偏析于晶界，导致球墨铸铁变脆。随着对球墨铸 铁认识的加深，关于 Si 固溶强化球墨铸铁的研究不断深化。

1。3。3 Si 的孕育形核作用

铁液含有大量的固体质点，它们与新相石墨一般都有润湿关系，其中润湿较 好、具备界面共格对应关系的质点，将优先作为衬底并形核，石墨得以在界面上 外延生长。这种异质形核的方法，几率低，且十分不稳定。为控制其石墨形核过 程而对铸铁进行孕育处理，是目前生产优质铸铁的重要方法。当前品种最多、应 用最广的孕育剂是以 FeSi 为基础的 Si 系孕育剂，可以同时起到异质形核和均质 形核的作用[17]。通常认为：(1)将 FeSi 加入到一定氧浓度的铁液中，可以生成 SiO2， 这种具有表面活性的 SiO2，晶格间距跟石墨接近，将作为晶体的衬底吸引 C 原 子靠近，形核并生长；(2)加入 FeSi 将形成高 Si 微区，Fe-Si 原子团中继续保持 Fe 和 Si 结合强的优势，使 C 原子远离，C 活度便增加。于是有了加入 FeSi 所产 成的过共晶微区跟低温微区叠加的效应，使得 C 变成共晶石墨而析出，进而促 进了石墨的均质形核作用。