在a點前灰鑄鐵細桿已凝固完畢，粗桿處于共晶轉變期，粗桿石墨化所產生的膨脹受到細桿的阻礙，產生壓應力，到達a點時，粗桿的共晶轉變結束，應力達到極大值。

        從a點開始，粗桿冷卻速度超過細桿，二者溫差逐漸減小，應力隨之減小，到達b點時應力降為零。此后由于粗桿的線收縮仍然大于細桿，加上細桿進入共析轉變后石墨析出引起的膨脹，粗桿中的應力轉變為拉應力。

        到達c點時粗桿共析轉變開始，細桿共析轉變結束，兩桿溫差再次增大，粗桿受到的拉應力減小。

        到達d點時，粗桿受到的拉應力降為零，粗桿所受到的應力又開始轉變為壓應力。

        從e點開始，粗桿的冷卻速度再次大于細桿，兩桿的溫差再次減小，粗桿受到的壓應力開始減小。

        到達f點時，應力再度為零。此時兩桿仍然存在溫差，粗桿的收縮速度仍然大于細桿，在隨后的冷卻過程中，粗桿所受到的拉應力繼續增大。

        從上述分析可以看出，灰鑄鐵在冷卻過程中有三次完全卸載（即應力等于零）狀態。如果在其最后一次完全卸載（即f點）時，對鑄件保溫，消除兩桿的溫差，然后使其緩慢冷卻，就會使兩桿間的應力降到最小。對灰鑄鐵冷卻過程中的應力測定表明，灰鑄鐵最后一次完全卸載溫度在550～600℃。這與實際生產中灰鑄鐵的退火溫度相近。

        三、去應力退火工藝

        為了提高去應力退火的實際效果，加熱溫度最好能達到鑄件最后一次完全卸載溫度。在低于最后一次完全卸載溫度時，加熱溫度越高，應力消除越充分。但是，加熱溫度過高，會引起鑄件組織發生變化，從而影響鑄件的性能。對于灰鑄鐵件，加熱溫度過高，會使共析滲碳體石墨化，使鑄件強度和硬度降低。對于白口鑄鐵件，加熱溫度過高，也會使共析滲碳體分解，使鑄件的硬度和耐磨性大幅度降低。

        普通灰鑄鐵去應力退火的加熱溫度為550℃。當鑄鐵中含有穩定基體組織的合金元素時，可適當提高去應力退火溫度。低合金灰口鑄鐵為600℃，高合金灰口鑄鐵可提高到650℃。加熱速度一般為60～100℃/h.保溫時間可按以下經驗公式計算： H＝鑄件厚度/25＋H'，式中鑄件厚度的單位是毫米，保溫時間的單位是小時，H'在2～8范圍里選擇。形狀復雜和要求充分消除應力的鑄件應取較大的H'值。隨爐冷卻速度應控制在30℃/h以下，一般鑄件冷至150～200℃出爐，形狀復雜的鑄件冷至100℃出爐。表1為一些灰鑄鐵件的去應力退火規范，供參考。

第二節  石墨化退火熱處理

        石墨化退火的目的是使鑄鐵中滲碳體分解為石墨和鐵素體。這種熱處理工藝是可鍛鑄鐵件生產的必要環節。在灰鑄鐵生產中，為降低鑄件硬度，便于切削加工，有時也采用這種工藝方法。在球墨鑄鐵生產中常用這種處理方法獲得高韌性鐵素體球墨鑄鐵。

        一、石墨化退火的理論基礎

        根據相穩定的自由能計算，鑄鐵中滲碳體是介穩定相，石墨是穩定相，滲碳體在低溫時的穩定性低于高溫。因此從熱力學的角度看，滲碳體在任一溫度下都可以分解為石墨和鐵碳固溶體，而且在低溫下，滲碳體分解更容易。

        但是，石墨化過程能否進行，還取決于石墨的形核及碳的擴散能力等動力學因素。對于固態相變，原子的擴散對相變能否進行起重要作用。由于溫度較高時，原子的擴散比較容易，因此實際上滲碳體在高溫時分解比較容易。尤其是自由滲碳體和共晶滲碳體分解時，由于要求原子做遠距離擴散，只有在溫度較高時才有可能進行。

        1.石墨的形核

        對于可鍛鑄鐵，滲碳體的分解首先要求形成石墨核心。

        在固相基體中，石墨形核既要克服新相形成所引起的界面能的增加，同時又要克服石墨形核時體積膨脹所受到的外界阻礙，因此其形核比在液態時要困難得多。由于在滲碳體與其周圍固溶體的界面上存在有大量的空位等晶體缺陷，石墨晶核首先在這里形成。

        在滲碳體內，盡管也可能存在有晶體缺陷，但是由于石墨形核會引起較大的體積膨脹，而滲碳體硬度高，體積容讓性差，必然會對此產生巨大的阻力，從而阻礙石墨核心在其內部形成。

        在實際生產中，鑄鐵內往往存在有各種氧化物、硫化物等夾雜物。其中一些夾雜物與石墨有良好的晶格對應關系，可以作為石墨形核的基底，減小了由于石墨形核所造成的界面能的增加。因此在實際條件下，石墨形核要比理想狀態容易些。

        對于灰鑄鐵和球墨鑄鐵，石墨化過程不需要石墨重新形核。

        2.高溫石墨化過程

        高溫石墨化的主要目的是使自由滲碳體和共晶滲碳體分解。如果把含有滲碳體的鑄鐵加熱到奧氏體溫度區域，石墨的形核則發生在奧氏體與滲碳體的界面上。石墨形核后，隨著滲碳體的分解，借助于碳原子向石墨核心的擴散不斷長大，最終完成石墨化過程。

        需要指出的是，對于可鍛鑄鐵而言，其鑄態組織是按亞穩定系凝固而成，其中奧氏體相對于穩定系奧氏體呈碳過飽和狀態，石墨化后，奧氏體中碳濃度也要發生變化。石墨化完成后，鑄鐵的平衡組織為奧氏體加石墨。如果此時將鑄鐵緩慢冷卻，奧氏體將發生共析轉變，其轉變產物是鐵素體和二次石墨，鑄鐵的最終平衡組織為鐵素體加石墨。

        3.低溫石墨化過程

        低溫石墨化是指在A1溫度（720～750℃）以下保溫的石墨化過程。可分為兩種情況：一種是鑄鐵經過高溫奧氏體化后再進行低溫石墨化處理；另一種是鑄鐵不經過高溫奧氏體化，而僅加熱到A1溫度以下進行低溫石墨化。

        前者的目的是使奧氏體在共析轉變時按穩定系轉變為鐵素體和石墨。后者不形成奧氏體，共析滲碳體直接分解為鐵素體加石墨。

        如前所述，從熱力學條件看，在低溫下石墨化是可能的。此時關鍵的問題是碳原子的擴散。在低溫下，碳原子本身的擴散能力很低，加之鐵素體溶解碳的能力很小，碳原子的擴散比較困難，主要通過晶粒邊界和晶體內部缺陷進行。因此，要提高低溫石墨化的速度，關鍵是減小碳原子的擴散距離。細化鑄態組織，增加晶界，增加石墨核心是減小碳原子擴散距離的有效措施。

        二、石墨化退火工藝

        1.鐵素體（黑心）可鍛鑄鐵的石墨化退火工藝

        圖2所示，黑心可鍛鑄鐵的石墨化有五個階段：（1） 升溫；（2） 第一階段石墨化；（3） 中間階段冷卻；（4） 第二階段石墨化；（5） 出爐冷卻。

在a點前灰鑄鐵細桿已凝固完畢，粗桿處于共晶轉變期，粗桿石墨化所產生的膨脹受到細桿的阻礙，產生壓應力，到達a點時，粗桿的共晶轉變結束，應力達到極大值。

        從a點開始，粗桿冷卻速度超過細桿，二者溫差逐漸減小，應力隨之減小，到達b點時應力降為零。此后由于粗桿的線收縮仍然大于細桿，加上細桿進入共析轉變后石墨析出引起的膨脹，粗桿中的應力轉變為拉應力。

        到達c點時粗桿共析轉變開始，細桿共析轉變結束，兩桿溫差再次增大，粗桿受到的拉應力減小。

        到達d點時，粗桿受到的拉應力降為零，粗桿所受到的應力又開始轉變為壓應力。

        從e點開始，粗桿的冷卻速度再次大于細桿，兩桿的溫差再次減小，粗桿受到的壓應力開始減小。

        到達f點時，應力再度為零。此時兩桿仍然存在溫差，粗桿的收縮速度仍然大于細桿，在隨后的冷卻過程中，粗桿所受到的拉應力繼續增大。

        從上述分析可以看出，灰鑄鐵在冷卻過程中有三次完全卸載（即應力等于零）狀態。如果在其最后一次完全卸載（即f點）時，對鑄件保溫，消除兩桿的溫差，然后使其緩慢冷卻，就會使兩桿間的應力降到最小。對灰鑄鐵冷卻過程中的應力測定表明，灰鑄鐵最后一次完全卸載溫度在550～600℃。這與實際生產中灰鑄鐵的退火溫度相近。

        三、去應力退火工藝

        為了提高去應力退火的實際效果，加熱溫度最好能達到鑄件最后一次完全卸載溫度。在低于最后一次完全卸載溫度時，加熱溫度越高，應力消除越充分。但是，加熱溫度過高，會引起鑄件組織發生變化，從而影響鑄件的性能。對于灰鑄鐵件，加熱溫度過高，會使共析滲碳體石墨化，使鑄件強度和硬度降低。對于白口鑄鐵件，加熱溫度過高，也會使共析滲碳體分解，使鑄件的硬度和耐磨性大幅度降低。

        普通灰鑄鐵去應力退火的加熱溫度為550℃。當鑄鐵中含有穩定基體組織的合金元素時，可適當提高去應力退火溫度。低合金灰口鑄鐵為600℃，高合金灰口鑄鐵可提高到650℃。加熱速度一般為60～100℃/h.保溫時間可按以下經驗公式計算： H＝鑄件厚度/25＋H'，式中鑄件厚度的單位是毫米，保溫時間的單位是小時，H'在2～8范圍里選擇。形狀復雜和要求充分消除應力的鑄件應取較大的H'值。隨爐冷卻速度應控制在30℃/h以下，一般鑄件冷至150～200℃出爐，形狀復雜的鑄件冷至100℃出爐。
第二節  石墨化退火熱處理

        石墨化退火的目的是使鑄鐵中滲碳體分解為石墨和鐵素體。這種熱處理工藝是可鍛鑄鐵件生產的必要環節。在灰鑄鐵生產中，為降低鑄件硬度，便于切削加工，有時也采用這種工藝方法。在球墨鑄鐵生產中常用這種處理方法獲得高韌性鐵素體球墨鑄鐵。

        一、石墨化退火的理論基礎

        根據相穩定的自由能計算，鑄鐵中滲碳體是介穩定相，石墨是穩定相，滲碳體在低溫時的穩定性低于高溫。因此從熱力學的角度看，滲碳體在任一溫度下都可以分解為石墨和鐵碳固溶體，而且在低溫下，滲碳體分解更容易。

        但是，石墨化過程能否進行，還取決于石墨的形核及碳的擴散能力等動力學因素。對于固態相變，原子的擴散對相變能否進行起重要作用。由于溫度較高時，原子的擴散比較容易，因此實際上滲碳體在高溫時分解比較容易。尤其是自由滲碳體和共晶滲碳體分解時，由于要求原子做遠距離擴散，只有在溫度較高時才有可能進行。

        1.石墨的形核

        對于可鍛鑄鐵，滲碳體的分解首先要求形成石墨核心。

        在固相基體中，石墨形核既要克服新相形成所引起的界面能的增加，同時又要克服石墨形核時體積膨脹所受到的外界阻礙，因此其形核比在液態時要困難得多。由于在滲碳體與其周圍固溶體的界面上存在有大量的空位等晶體缺陷，石墨晶核首先在這里形成。

        在滲碳體內，盡管也可能存在有晶體缺陷，但是由于石墨形核會引起較大的體積膨脹，而滲碳體硬度高，體積容讓性差，必然會對此產生巨大的阻力，從而阻礙石墨核心在其內部形成。

        在實際生產中，鑄鐵內往往存在有各種氧化物、硫化物等夾雜物。其中一些夾雜物與石墨有良好的晶格對應關系，可以作為石墨形核的基底，減小了由于石墨形核所造成的界面能的增加。因此在實際條件下，石墨形核要比理想狀態容易些。

        對于灰鑄鐵和球墨鑄鐵，石墨化過程不需要石墨重新形核。

        2.高溫石墨化過程

        高溫石墨化的主要目的是使自由滲碳體和共晶滲碳體分解。如果把含有滲碳體的鑄鐵加熱到奧氏體溫度區域，石墨的形核則發生在奧氏體與滲碳體的界面上。石墨形核后，隨著滲碳體的分解，借助于碳原子向石墨核心的擴散不斷長大，最終完成石墨化過程。

        需要指出的是，對于可鍛鑄鐵而言，其鑄態組織是按亞穩定系凝固而成，其中奧氏體相對于穩定系奧氏體呈碳過飽和狀態，石墨化后，奧氏體中碳濃度也要發生變化。石墨化完成后，鑄鐵的平衡組織為奧氏體加石墨。如果此時將鑄鐵緩慢冷卻，奧氏體將發生共析轉變，其轉變產物是鐵素體和二次石墨，鑄鐵的最終平衡組織為鐵素體加石墨。

        3.低溫石墨化過程

        低溫石墨化是指在A1溫度（720～750℃）以下保溫的石墨化過程。可分為兩種情況：一種是鑄鐵經過高溫奧氏體化后再進行低溫石墨化處理；另一種是鑄鐵不經過高溫奧氏體化，而僅加熱到A1溫度以下進行低溫石墨化。

        前者的目的是使奧氏體在共析轉變時按穩定系轉變為鐵素體和石墨。后者不形成奧氏體，共析滲碳體直接分解為鐵素體加石墨。

        如前所述，從熱力學條件看，在低溫下石墨化是可能的。此時關鍵的問題是碳原子的擴散。在低溫下，碳原子本身的擴散能力很低，加之鐵素體溶解碳的能力很小，碳原子的擴散比較困難，主要通過晶粒邊界和晶體內部缺陷進行。因此，要提高低溫石墨化的速度，關鍵是減小碳原子的擴散距離。細化鑄態組織，增加晶界，增加石墨核心是減小碳原子擴散距離的有效措施。

        二、石墨化退火工藝

        1.鐵素體（黑心）可鍛鑄鐵的石墨化退火工藝

        圖2所示，黑心可鍛鑄鐵的石墨化有五個階段：（1） 升溫；（2） 第一階段石墨化；（3） 中間階段冷卻；（4） 第二階段石墨化；（5） 出爐冷卻。

第三節 改變基體組織的熱處理
一、改變基體組織熱處理的理論基礎
     1.過冷奧氏體的轉變及其產物
    如果將奧氏體化后的鑄鐵冷卻到A1溫度以下（此時的奧氏體稱為過冷奧氏體），奧氏體就會發生轉變。其轉變可以是珠光體轉變、貝氏體轉變、或馬氏體轉變。究竟發生何種轉變一方面取決于各種轉變生成相在不同溫度下的自由能，另一方面與各種轉變所要求的動力學條件有關。
    對于鐵碳合金，珠光體轉變發生在A1以下至550℃左右。在此溫度下，原子可以充分擴散，轉變產物為珠光體。在一般情況下，珠光體內的鐵素體和滲碳體呈片狀相間分布，其片層厚度與珠光體轉變溫度有關。轉變溫度越低，所形成的珠光體分散度越高，片層間距越小，其力學性能越高。隨著轉變溫度的降低，其轉變產物依次為粗大珠光體或稱珠光體，細珠光體或稱索氏體，極細珠光體或稱屈氏體（托氏體）。
    如果奧氏體冷卻到大約220～550℃進行轉變，由于溫度較低，原子的擴散不能充分進行，奧氏體分解為介穩定的過飽和α-Fe與碳化物（或滲碳體）的混合物。這種轉變產物稱為貝氏體。貝氏體分為上貝氏體和下貝氏體。在接近珠光體轉變溫度（550℃稍下）所形成的貝氏體稱為上貝氏體，由平行的α-Fe相和其間分布的碳化物所組成。在金相顯微鏡下，上貝氏體呈羽毛狀，因此又叫做羽毛狀貝氏體。在靠近馬氏體轉變溫度（220℃稍上）所形成的貝氏體稱為下貝氏體，由針狀過飽和α-Fe及其上分散的微細碳化物所組成，又叫做針狀貝氏體。
    如果奧氏體冷卻到更低的溫度進行轉變，原子的擴散已無法進行，奧氏體只能以非擴散的形式轉變為馬氏體。奧氏體只有冷卻到某一溫度以下才可以發生馬氏體轉變，這個溫度稱為馬氏體轉變開始點，簡稱馬氏體點。馬氏體轉變的特點是在轉變過程中鐵、碳原子都不發生擴散，所生成的馬氏體與原來的奧氏體成分相同。從晶體結構上看，馬氏體仍是碳在α-Fe中的過飽和固溶體。高碳馬氏體在金相顯微鏡下呈針狀。
    2.過冷奧氏體等溫轉變動力學曲線（C曲線）
過冷奧氏體等溫轉變動力學曲線是表示不同溫度下過冷奧氏體轉變量與轉變時間關系的曲線。由于通常不需要了解某時刻轉變量的多少，而比較注重轉變的開始和結束時間，因此常常將這種曲線繪制成溫度─時間曲線，簡稱C曲線
等溫淬火的目的是使材料具有高強度和高硬度的同時具有較高的塑性和韌性，是目前有效發揮材料最大潛力的一種熱處理方法。在白口鑄鐵生產中，等溫淬火可用于犁鏵、粉碎機錘頭、拋丸機葉片及襯板等鑄件的熱處理。其工藝是將白口鑄鐵在900℃奧氏體化，然后根據不同成分鑄鐵的過冷奧氏體等溫轉變曲線確定等溫轉變溫度，在該溫度下等溫1～1.5小時后空冷。
    在球墨鑄鐵、蠕墨鑄鐵和灰鑄鐵生產中，等溫淬火工藝主要用來獲得貝氏體加殘余奧氏體基體組織。其工藝是將鑄鐵加熱到奧氏體化溫度，保溫后進行等溫淬火。提高奧氏體化溫度，會提高奧氏體含碳量，使形成上貝氏體的下限溫度降低，有利于形成上貝氏體組織。增加奧氏體化保溫時間，會提高奧氏體的穩定性，有利于保留一定數量的殘留奧氏體，從而改善材料的韌性。等溫淬火溫度要根據C曲線確定。等溫淬火時間過長會析出碳化物，降低材料的韌性；過短則貝氏體量不足。加入一定的合金元素，諸如Mo、CuNi可提高淬透性。