碎块状石墨是厚大断面球墨铸铁、高Si球墨铸铁以及奥氏体球墨铸铁件中常见的组织缺陷之一，碎块石墨会导致球墨铸铁件力学性能大幅度下降，严重碎块状石墨会导致加工面呈灰斑特征。根据碎块状石墨在组织中所占体积分数的不同，会使铸件的抗拉强度降低20%~40%，伸长率降低50%~80%，冲击韧度降低50%。
关于碎块状石墨形成机理的解释较多，但大都存在一定的局限性，而且不能从实际生产角度分析其形成原因。笔者结合生产实例来分析其形成原因，对高Ni奥氏体球墨铸铁与厚大断面球墨铸铁中的碎块状石墨的形态、分布进行了分析，提出了碎块状石墨形成的原因和影响因素，对如何防止碎块状石墨提出了有效的解决措施。
1碎块状石墨的形貌特征
笔者公司生产一种内燃机铸件，牌号为QT600-3，某批次65件铸件中有30件厚大部位加工后出现灰斑，该部位壁厚80 mm，放置2个发热冒口。灰斑部位的石墨形态如图1（a）所示，为典型碎块状石墨，其它部位的石墨形态正常。基体组织如图1（b）所示，正常部位为珠光体、牛眼状铁素体与球状石墨，而碎块状石墨周围是大片的铁素体组织。
图2为一种高Ni奥氏体球墨铸铁涡壳的金相组织，材料牌号为D5S，原材料采用Q10生铁、普通碳素钢打包料和高Ni球墨铸铁回炉料，加入Ni板、Cr-Fe和Mo-Fe等合金，利用3t中频感应电炉熔炼。采用Ni-Mg-Si球化剂(不含RF)球化包内加入0.1%~0.3%孕育剂，倒包加入0.4%~0.6%孕育剂，球化处理温度1600~1630℃，浇注温度1380~1450 ℃。从图2(a)可以看出，除少量球状石墨外，其余为碎块状石墨，图2（b）表明碎块状石墨分布在奥氏体枝晶间。
2碎块状石墨的形成原因及影响因素
2.1 原因分析
从图2 (b)碎块状石墨和正常球状石墨的形态、分布特点的对比发现，碎块状石墨沿奥氏体枝晶分布，而正常石墨是分布在奥氏体基体上，表明碎块状石墨和正常球状石墨的形成机理不同。Adrian认为碎块石墨的形成是由二次石墨膨胀压力的“楔子效应”导致的初生石墨球破裂，该理论无法解释碎块状石墨沿奥氏体枝晶间分布的现象，显然“楔子理论”并不正确。周继扬等人认为碎块状石墨在共晶凝固即将开始前先于奥氏体枝晶析出，石墨与奥氏体之间的松散偶合是碎块状石墨形成的原因，但无法解释为何会形成松散偶合，对生产实践没有明确的指导意义。
笔者认为球状石墨和碎块状石墨都是从液态中直接析出的，但形成原因和生长条件不同，当铁液正常凝固时，先析出初生石墨球和共晶石墨球，球状石墨是在液态中自由形核生长，然后石墨球周围贫C铁液开始形成奥氏体，最终奥氏体壳包围球状石墨，从图2（b）可以看出，正常的球状石墨分布在奥氏体基体之上。反之，当铁液凝固时，初生石墨或共晶石墨的形核能力弱，或者由于冷却条件差，石墨晶核析出后再溶解，此时过冷铁液会优先析出初生奥氏体枝晶并长大，奥氏体枝晶间形成了相互连通的、狭长的残余液体，C原子在这些残余液体中呈过饱和状态，在这种条件下，C原子只能在残余铁液的凝固后期中析出，由于周围固态奥氏体的限制，无法呈正常球状石墨析出，而只能快速形核并自由长大，形成沿奥氏体枝晶分布的多分支碎块状石墨，与图2 (b)观察到的结果一致。Hideo、Haruki等人的研究也表明当球状石墨不能有效形成或停止生长后，在奥氏体枝晶间会形成碎块状石墨的生长。如果残余液态中过饱和C原子的石墨化能力弱，或有反石墨化元素的偏析等原因，过饱和的C原子就会以碳化物形式析出，形成莱氏体组织。
2.2 Ni、Si的影响
与普通球墨铸铁相比，高Ni奥氏体球墨铸铁更容易形成碎块状石墨，其原因主要与合金元素含量有关，目前应用最广的为高Ni球墨铸铁(牌号为D5S) ，ω（Ni）34% ~36%，ω（Si）量高达4.9%~5.5% ，ω（Ni）≤2%。一方面，凝固过程中Ni、Si能够降低奥氏体壳的熔点，共晶石墨球在凝固过程中不易被奥氏体壳包围，共晶石墨不稳定; 另一方面，Ni是促进奥氏体的元素，使奥氏体枝晶的单独析出生长，同时ω（Ni）量超过30%时，室温下仍为稳定的奥氏体组织。图3是高Ni球墨铸铁表面的正常金相组织，可以看出明显的奥氏体树枝晶。另外，ω（C）量较低，凝固过程中石墨化能力较弱。由于上述不利因素的综合影响，最终导致形成碎块状石墨。
关于饱和度的概念，把C、Si、Ni综合作用作为影响因素，饱和度计算公式为A=C+0.2Si+0.06Ni，当A大于一个值时(通常是4.4)，就会出现碎块状石墨，但饱和度与壁厚有较大的关系，壁厚较大的铸件，其临界饱和度值较小，薄壁处临界饱和度的值可以高些，可以放宽到5.0左右。
2.3 RE的影响
RE对碎块状石墨的影响机理说法不一，其中三种说法如下：
①由于Ce元素的偏析导致共晶反应接近终点时在奥氏体与液相界面处形成碎块状石墨。
②有人认为，Ce元素的微观偏析引起球状石墨的退化，形成碎块状石墨。
③RE使共晶温度范围和共晶凝固时间增大，增加了碎块状石墨在残余铁液中形成的几率，当高Ni球墨铸铁中的ω（Ce）量达到0.003%，就会引起碎块状石墨。
高Ni球墨铸铁一般采用不含RE的Ni-Mg或Ni-Mg-Si系球化剂，笔者发现，由于某批次的Ni-M~-Si球化剂中混入微量Ce，生产的涡壳铸件除表面2 mm的石墨形态正常外，其余部位均为碎块状石墨，表明微量Ce能直接导致奥氏体球墨铸铁形成碎块状石墨。铸件浅表面由于冷却速度快，RE元素来不及偏析，加之石墨晶核较多，最终形成正常组织，而铸件其它部位，由于冷却速度慢，RE元素有足够的时间偏析到奥氏体中，破坏石墨球周围奥氏体壳的稳定性，不能形成正常共晶团，加上较高含量Ni、Si元素的影响，最终导致碎块状石墨的形成。而在普通球铁中，RE元素允许范围比高Ni球墨铸铁宽，但随着壁厚的增大，残余RE的允许含量也随之降低。
试验发现La同样会引起碎块状石墨，在开发高Ni球墨铸铁的过程中，采用La球化剂进行试验，最终全部形成碎块状石墨，如图4所示，可见，高Ni球墨铸铁的球化剂不能含有Ce、La等RE元素。Sb、Sn等表面活性元素对消除碎块状石墨有一定的作用，为防止RE元素的有害作用，笔者开发高Ni球墨铸铁时加入0.03%Sb，或0.07%Sn，但未能完全消除碎块状石墨，表明Sb、Sn的作用还受铸件壁厚、冷却速度、孕育效果的限制。
2.4 凝固时间的影响
厚大部位的凝固时间长，石墨的形核能力差，同时存在严重的石墨析出、再溶解倾向，不易形成正常共晶团组织，即使不含Ni元素，也容易形成碎块状石墨。要减轻或消除厚大件的碎块状石墨，需足够的石墨形核数量，因此强化孕育、添加Sb、Sn等表面活性元素、增强散热条件等可有效防止厚大部位碎块状石墨的出现。图5为一种柴油机铸件中发现的碎块状石墨形态，正常石墨球数较少，而碎块状石墨呈大片状分布。从图5(b)可以看出，碎块状石墨周围为铁素体，原因是碎块状石墨分支多，C原子的扩散距离较短，珠光体容易铁素体化。
2.5 孕育的影响
笔者公司在开发D5S高Ni奥氏体球墨铸铁时出现了碎块状石墨，饱和度达到了5.16，调整ω（Ni）和ω（Si）量到下限后仍未消除碎块状石墨。适当降低孕育温度，采用3次孕育后消除碎块状石墨，可见饱和度理论有片面性。这表明强化孕育可以促进正常石墨晶核，共晶团数增加，即使ω（Ni）、ω（Si）量高，但由于石墨核心数量多，在很大程度上有效抑制碎块状石墨的形成条件。当厚大部位冷却速度慢时，只要采用强化孕育，也可以很大程度上消除碎块状石墨。当普通球铁中含有少量的RE时，强化孕育也有明显效果。
当灰铸铁的孕育效果较差时，会形成D型石墨，如图6所示，其奥氏体枝晶较发达，D型石墨在奥氏体枝晶间分布，与奥氏体球铁中碎块状石墨的形成机理一致，解决D型石墨有效的措施是加强孕育，促进正常的A型石墨在液态中析出长大。因此解决碎块状石墨就是要尽可能多的在刚开始凝固时和共晶凝固时析出更多的石墨核心并生长，孕育是极其重要的手段，增加冷却速度、适当降低温度等均可以强化球墨铸铁的孕育效果。
3碎块状石墨的防止措施
笔者先根据饱和度理论控制CE，尤其是C、Si元素控制在下限，适当增加Sn，但未能消除碎块状石墨，随后采取了以下措施：
（1）出炉温度从1600~1630℃降低到1570~1600℃，降低铁液温度可以增强孕育效果，防止温度过高引起的孕育衰退，增加石墨球数。
（2）采用多次孕育，包内孕育为0.2% ~0.3%的Si-Ba孕育剂，倒包孕育为0.4%~0.6%的Si-Sr孕育剂，浇注时加入0.1%~0.15%的Si-Ba孕育剂进行随流孕育，同时孕育剂的粒度从2~5mm增加到3~8 mm，保证了有效的孕育效果。
（3）加入0.05%~0.08%的Sn。
采用上述工艺方案进行了多次生产验证，在要求的取样位置进行金相检测。厚处和薄处的无碎块状石墨、球化率均合格，石墨球数在150~400个/mm2，如图7所示。从图7可以看出，薄处的石墨球相对细小，数量较多，而厚壁处的石墨球相对较少，但石墨球圆整，分布在奥氏体基体上，经计算，饱和度最高达5.2，但没有出现碎块状石墨。后期生产中发现涡壳的舌尖部位(散热条件最差的部位)经常会出现少量碎块状石墨，通过控制出铁温度在1570~1580℃，彻底消除了碎块状石墨。
为解决球铁柴油机铸件厚大部位的碎块状石墨，采取了如下措施：ω（Si）量降低到2.2% ，ω（C）量降低到3.5%，加入了0.02%的Sb，采用低RE球化剂，3次孕育的孕育量为1.0%，经过验证，仍未完全消除碎块状石墨。为此笔者根据厚大部位的凝固时间长的特点，进行了强化冷却的相关措施，把发热冒口远离最大壁厚处，同时减小该处的加工余量，浇注温度控制在1350℃左右，通过采取上述措施，消除了该铸件厚大部位的碎块状石墨，铸件加工后未发现灰斑。
从上述碎块状石墨的解决措施来看，采取强化孕育的方法提高铁液中石墨的形核和长大能力是非常有效的解决方法，根据壁厚大小，适当降低ω（RE残）量，可以防止碎块状石墨，奥氏体球墨铸铁不能含有RE。当铸件壁厚大，采用强化孕育、降低、ω（RE）量等措施无法解决时，应从采取强化冷却措施(如改变冒口位置、加冷铁、降低浇注温度方函来解决。
4结论
（1）碎块状石墨形成的根本原因是铁液凝固过程中石墨形核能力差，或已析出核心再溶解，奥氏体优先析出长大，过饱和的C原子只能在残余铁液中析出，石墨不易正常析出并长大，最终形成了分枝发达的碎块状石墨，并沿奥氏体枝晶间分布。
（2）铁液凝固过程中Ni、Si能够降低共晶奥氏体壳的熔点，石墨球周围不易形成稳定的奥氏体壳，另一方面，较高的ω（Ni）导致发达的奥氏体树脂晶的单独析出生长，促进碎块状石墨的形成，但只要凝固过程中析出足够数量的共晶石墨核心，也能有效防止碎块状块石墨。
(3)高Ni奥氏体球墨铸铁中微量RE元素会直接导致碎块状石墨的形成，因此不能含有RE元素，厚大断面的普通球墨铸铁ω（RE）量需严格拧制，壁厚越大，ω（RE残）量要越低，且要有良好的孕育。加入微量Sn、Sb，一定程度上可消除RE的影响，但效果受铸件壁厚、冷却速度、孕育效果的影响。
(4)强化孕育是防止碎块状石墨的有效方法，但由于铸件壁厚过大或冷却条件差，强化孕育的措施达不到目的时，采取强化冷却、缩短凝固时间是最有效的措施，如改变冒口位置、增加冷铁、降低浇注温度等。
