可锻铸铁的退火工艺研究.docx
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可锻铸铁的退火工艺研究
毕业设计说明书（论文）中文摘要
可锻铸铁的退火工艺研究
摘要可锻铸铁广泛用于汽车底盘零件，纺织器械以及输水输油管道接头的制造。
与其它铸铁相比，可锻铸铁具有较好的综合力学性能，良好的切削加工性能以及耐腐蚀性。
但由于可锻铸铁退火过程中的石墨化周期太长，能源消耗量大，对环境污染严重，因而有必要研究可锻铸铁的退火工艺。
本文从铁素体可锻铸铁的退火工艺出发，探索了铁素体可锻铸铁在退火前和退火后的金相组织的和力学性能的变化，并研究了各种因素对铁素体可锻铸铁组织以及退火周期的影响。
研究表明，可以通过调整原铁水化学成分、改进孕育剂及孕育处理和优化石墨化退火工艺等方面缩短可锻铸铁的退火周期，从而可以达到节省能源以及保护环境的目的。
关键词可锻铸铁退火工艺石墨化
毕业设计说明书（论文）外文摘要
MalleableCastIronAnnealingProcess
Abstract
Malleablecastironiswidelyusedinautochassisparts,textileequipmentandthejointmanufactureofwatersupplypipeline.Comparedwithothercastiron,malleablecastironhasgoodmechanicalproperties,goodcuttingperformanceandcorrosionresistance.However,malleableirongraphitizationduringannealingcycleistoolong,energy-intensive,pollutingtheenvironment,itisnecessarytostudytheannealingprocesscanbecastiron.
Thisarticleferritemalleableironannealingprocess,andexploretheferritemalleableironbeforeannealingandafterannealingthemicrostructureandmechanicalpropertiesofthechangesandtostudythevariousfactorsontheferritemalleableironOrganizationandannealingcycleImpact.
Studieshaveshownthatbyadjustingthechemicalcompositionoftheoriginalhotmetaltoimproveandoptimizebreedingagentinoculationgraphitizationannealingprocesssoshortentheannealingcycleofmalleablecastiron,whichcantosaveenergyandprotecttheenvironment.
KeywordsMalleableCastIron,AnnealingProcess,Graphite
可锻铸铁的退火工艺研究
1引言
1.1可锻铸铁发展简史
我国是最早发明和生产可锻铸铁的国家。
根据对出土文物的考证，我国可锻铸铁的生产始于公元前国世纪战国时代。
众多的战国出土铁器中有很多可锻铸铁件。
如1957年在湖南长沙出土的战国铁铲，1974年洛阳出土的铁镑，湖北大冶铜绿山古矿遗址发现的战国时期的铁锄，铁斧，铁锤等矿业用具，辉县出土的战国中期的铁带钩，易县燕都出土的战国晚期的铁撅，锄等都是可锻铸铁铁件。
石墨化退火可锻铸铁按退火工艺的不同有“白心”和“黑心”之分。
关于白心铸铁可锻化热处理的最早创立者是法国物理学家Reaumur。
1720～1722年，Reaumur发明了称之为“欧洲法”的白心可锻铸铁生产方法，这种铸铁，基体组织表现为外缘为铁素体，向内出于脱碳不完全，珠光体量逐渐增加，并有少量的渗碳体，具有可焊接性。
1820年，美国人SethBoyden偶然得到了铁素体可锻铸铁，并将其生产方法称之为“美国法”，即黑心可锻铸铁。
1919年，EnriqueTouceda首次提出制造珠光体可锻铸铁的可能性。
此后，Lanenstein和Hayes等人进一步加以发展，以致使制造方法达到标准化[1]。
自此，人们根据所需要的基体，采取不出的热处理工艺可获得以铁素体为主的铁素体可锻铸铁，也可获得以珠光基体为主的珠光体可锻铸铁。
1.2可锻铸铁
1.2.1可锻铸铁的特点和分类
可锻铸铁（又称为玛钢或马铁）一般是由亚共晶白口铸铁经过高温石墨化退火制成。
退火过程中，白口铸坯中的渗碳体分解并产生团絮状石墨或被氧化而脱除，其基组织取决于热处理规范，按处理后基体组织的不同可分为铁素体可锻铸铁和珠光体可锻铸铁。
可锻铸铁中石墨一般成团絮状，含量较少，应力集中现象不太显著，对铸铁的有效负荷面积减小不多，因此抗拉强度可达300～700Mpa，延伸率可达2%～12%；可锻铸铁与灰铸铁一样具有较高的含碳量，因而具有良好的铸造性能；通过热处理，可以用获得较高的塑性和韧性[2]；此处，可锻铸铁还具有良好的切削加工性能，抗氧化性能和耐蚀性能。
可锻铸铁根据不同的热处理方法，可获得石墨化退火可锻铸铁（包括铁素体可锻铸铁（黑心）和珠光体可锻铸铁）和脱碳退火可锻铸铁（白心可锻铸铁）两种不同基体组织的可锻铸铁
目前我国生产的可锻铸铁主要为铁素体可锻铸铁。
铁素体可锻铸铁具有一定强度，强度和塑性优于灰铸铁，低温抗冲击能力优于球墨铸铁，且耐磨性和减震性优于普通碳素钢，所以可部分代替碳钢，合金钢和有色金属。
其退火特点为白口铸坯在非氧化性介质中进行石墨化退火，莱氏体、珠光体都被分解，退火后坯件韧性高。
在生产中铁素体可锻铸铁常用来制造截面较薄而形状较复杂，工作时受震动而对强度和塑性要求较高的零件。
例如：
铁素体可锻铸铁广泛用于汽车，拖拉机的轮圈，差速器壳和底盘零件，机床附件中的扳手，输电线路中的瓷瓶铁帽，线夹，弯头排板，纺织机械中的粗纺机和印花机盘头以及水油管道中的弯头，三通，接头，中压阀门等零部件的制造。
珠光体可锻铸铁退火特点为白口铸坯在非氧化性介质中进行石墨化退火，快速通过共析区只有莱氏体分解，退火后坯件具有较高的强度，硬度和耐磨性，而塑性，韧性较差。
因而珠光体可锻铸铁可用于制造气阀，加煤机零件，高压接头阀体和汽车工业拨叉，差动齿轮箱等。
白心可锻铸铁的退火特点为白口铸坯在氧化性介质中退火，使渗碳体分解出的碳随时氧化、脱碳，焊接性好。
但是白心可锻铸铁在国内用的很少，国外用作水暖管件。
1.2.2可锻铸铁的牌号和力学性能
可锻铸铁的牌号是由“KTH”（“可铁黑”三字汉语拼音字首）或“KTZ”（“可铁珠”三字汉语拼音字首）后附最低抗拉强度值（MPa）和最低断后伸长率的百分数表示。
例如牌号KTH350—10表示最低抗拉强度为350MPa、最低断后伸长率为10％的黑心可锻铸铁，即铁素体可锻铸铁；KTZ650—02表示最低抗拉强度为650MPa、最低断后伸长率为2％的珠光体可锻铸铁
根据国家标准，黑心可锻铸铁和珠光体可锻铸铁可分八个牌号
表1-1可锻铸铁的牌号
类型
牌号
试样直径d（mm）
抗拉强度
屈服点
伸长率
硬度HBS
A
B
MPa
≥
黑心可锻铸铁
KTH300-06
-
12或15
300
-
6
≯150
-
KTH330-08
330
-
8
KTH350-10
-
350
-
10
-
KTH370-12
370
-
12
珠光体可锻铸铁
KTZ450-06
-
12或15
450
270
6
150～200
KTZ550-04
-
550
340
4
180～250
KTZ650-02
-
650
430
2
210～260
KTZ700-02
-
700
530
2
210～290
1.2.3组织特征与性能关系
表1-2可锻铸铁的组织性能
金相组织及要求
处理方法
石墨形状：
紧密，坚实圆整球状石墨，团、球状石墨能获得较好的力学性能；团絮状石墨最常见，能满足一般性能求；絮状石墨，聚虫状、枝晶状石墨对性能有不良的影响
用稀土、镁处理及采用低温预处理退火可使石墨圆整；Si过高，升温过快，第一阶段石墨化温度过高，会使石墨形状恶化，所以Si量及第一阶段退火温度不宜过高，一般分别以Si8%及980℃为限
石墨数量：
100-150粒/mm²为好，综合力学性能较好石墨颗粒数对抗拉强度的影响较小，对伸长率的影响较大
Si高、薄壁、金属型铸造、退火前淬火、孕育处理、低温预处理等皆可增加石墨颗粒数加热过快，退火温度过高，铸件壁厚则使石墨粗大，颗粒少
石墨分布：
要求均匀，无方向性分布
孕育剂要适量，孕育剂量太多（如Bi＞0.01%，Al＞0.01%）会使石墨成串状分布
石墨大小：
一般以0.02～0.07mm直径较好
与对颗粒数的控制相同
铁素体基体：
要求大部分或全部为铁素体；并可根据牌号要求保留适当珠光体。
残留渗碳体不能超标；如能获得粒状珠光体，则可得到较好的综合力学性及切削加工性能
主要根据化学成分、性能要求控制退火工艺，从而保证珠光体或渗碳体完全分解
晶粒大小：
一般要求60～250个/mm²，太粗会使力学性能降低
孕育处理能使石墨细化，从而细化铁素体晶粒
1.3可锻铸铁的铸造性能
可锻铸铁铸造性能具有如下特征：
（1）、流动性
可锻铸铁碳、硅含量低，液相线温度偏高，凝固温度范围较大，所以流动性不好，类似于铸钢。
故要求浇注温度较高，薄壁件应在1350℃以上，中厚件浇注温度要大于
1320℃。
同时要求铸型耐火度较高。
（2）、收缩
可锻铸铁的铸态组织为白口，收缩较大，体收缩一般为5.3%～6.0%，线收缩为1.4%～1.8%。
冒口必须保证足够的尺寸和数量，以利补缩，冒口形式大多采用顶部120°（角）的暗冒口。
白口铸件退火时，将产生石墨化膨胀，其值随碳含量而变。
铁素体可锻铸铁退火时，如碳含量为2.2%，长度胀出1.4%，含碳量为2.8%时，长度胀出1.8%，精确铸件的工艺，应同时考虑铸造收缩和退火膨胀。
铁素体可锻铸铁件模型的缩尺一般选用0～1.0%，具体数值可根据铸件结构、铸型硬度、铁水含碳量等来决定。
（3）、缩松与缩孔
因流动性不好，故可锻铸铁的浇注温度偏高，造成液态收缩偏大，结晶温度范围又较宽，极易产生缩松与缩孔。
当结晶过程中形成树枝状结晶和板条状共晶组织时，缩松倾向尤为突出，且补缩能力差，极易产生缩松。
（4）、铸造应力和裂纹
可锻铸铁收缩大，应力大，裂纹倾向随之也大。
故裂纹倾向性大是可锻铸铁同其他铸铁区别的特征之一。
裂纹倾向与铁液结晶凝固温度范围较大，易生成树枝状结晶、形成板条状结构、补缩性能较差、收缩较大等性能有关。
1.4可锻铸铁的化学成份
1.4.1化学成份的选定原则
（1）保证铸件任何一个截面在铸态时全白口，不出现麻点，否则会显著降低机械性能。
（2）有利于较快的石墨化过程，以保证短时间内完成石墨化退火，缩短生产周期。
（3）有利于提高机械性能。
（4）在不影响机械性能的情况下，兼顾铸造性能，从而提高产品的合格率。
1.4.2化学成份的选择
根据国家标准，可锻铸铁的化学成分可分三类，即铁素体可锻铸铁化学成分，珠光体可锻铸铁化学成分，白心可锻铸铁化学成分。
推荐数值见下表
表1-3可锻铸铁的化学成份
C
Si
Mn
P
S
铁素体可锻铸铁
2.4～2.8
1.2～1.8
0.3～0.6
＜0.1
＜0.2
珠光体可锻铸铁
2.3～2.8
1.3～2.0
0.4～0.65
＜0.1
＜0.2
白心可锻铸铁
2.8～3.4
0.7～1.1
0.4～0.7
＜0.2
＜0.2
表1-4化学元素力学性能的影响
元素
对力学性能的影响
C
增高含碳量会使石墨数量及尺寸增加，使强度、伸长率下降
Si
硅能增高可锻铸铁的强度及伸长率，但Si＞1.8%以后有可能恶化石墨形态，导致力学性能下降。
当Si、P两元素同处高水平数量时，则易引起回火脆性及低温脆性，并使脆性转化温度上升
P
磷量＞0.1%时，易偏析，出现磷共晶，导致伸长率下降、脆性增高
Mn，S
锰和硫超过了规定值，会因退火时间不足而在铸件中残留渗碳体及珠光体，使伸长率不合格
Cr
应限制在0.06%以下，否则易使残留渗碳体超标，导致伸长率下降
1.5退火技术
1.5.1退火含义
退火是将金属缓慢加热到一定温度，保持足够时间，然后以适宜速度冷却的一种金属热处理工艺。
退火热处理分为完全退火，不完全退火和去应力退火。
退火材料的力学性能可以用拉伸试验来检测，也可以用硬度试验来检测。
许多钢材都是以退火热处理状态供货的，钢材硬度检测可以采用洛氏硬度计，测试HRB硬度，对于较薄的钢板、钢带以及薄壁钢管，可以采用表面洛氏硬度计，检测HRT硬度。
1.5.2退火的目的
退火的目的在于
①改善或消除钢铁在铸造、锻压、轧制和焊接过程中所造成的各种组织缺陷以及残余应力，防止工件变形、开裂。
②软化工件以便进行切削加工。
③细化晶粒，改善组织以提高工件的机械性能。
④为最终热处理（淬火、回火）作好组织准备。
1.5.3常用的退火工艺
常用的退火工艺有：
①完全退火。
用以细化中、低碳钢经铸造、锻压和焊接后出现的力学性能不佳的粗大过热组织。
将工件加热到铁素体全部转变为奥氏体的温度以上30～50℃，保温一段时间，然后随炉缓慢冷却，在冷却过程中奥氏体再次发生转变，即可使钢的组织变细。
②球化退火。
用以降低工具钢和轴承钢锻压后的偏高硬度。
将工件加热到刚开始形成奥氏体的温度以上20～40℃，保温后缓慢冷却，在冷却过程中珠光体中的片层状渗碳体变为球状，从而降低了硬度。
③等温退火。
用以降低某些镍、铬含量较高的合金结构钢的高硬度，以进行切削加工。
一般先以较快速度冷却到奥氏体最不稳定的温度，保温适当时间，奥氏体转变为托氏体或索氏体，硬度即可降低。
④再结晶退火。
用以消除金属线材、薄板在冷拔、冷轧过程中的硬化现象（硬度升高、塑性下降）。
加热温度一般为刚开始形成奥氏体的温度以下50～150℃，只有这样才能消除加工硬化效应使金属软化。
⑤石墨化退火。
用以使含有大量渗碳体的铸铁变成塑性良好的可锻铸铁。
工艺操作是将铸件加热到950℃左右，保温一定时间后适当冷却，使渗碳体分解形成团絮状石墨。
⑥扩散退火。
用以使合金铸件化学成分均匀化，提高其使用性能。
方法是在不发生熔化的前提下，将铸件加热到尽可能高的温度，并长时间保温，待合金中各种元素扩散趋于均匀分布后缓冷。
⑦去应力退火。
用以消除钢铁铸件和焊接件的内应力。
对于钢铁制品加热后开始形成奥氏体的温度以下100～200℃，保温后在空气中冷却，即可消除内应力。
1.6石墨化退火
1.6.1石墨的晶体结构
图1-1石墨晶体结构
1.6.2石墨化过程的三个阶段
第一阶段石墨化铸铁液体结晶出一次石墨（过共晶铸铁）和在1154℃（E'C'F'线）通过共晶反应形成共晶石墨。
LC'→AE'+G（共晶）
第二阶段石墨化在1154℃～738℃温度范围内奥氏体沿E'S'线析出二次石墨。
第三阶段石墨化在738℃（P'S'K'线）通过共析反应析出共析石墨。
AE'→FP'+G（共析）
图1-2铁碳双重相图
1.6.3影响石墨化的主要因素
（1）温度和冷却速度在生产过程中，铸铁的缓慢冷却，或在高温下长时间保温，均有利于石墨化。
（2）合金元素按对石墨化的作用，可分为促进石墨化的元素（C、Si、Al、Cu、Ni、Co等）和阻碍石墨化的元素（Cr、W、Mo、V、Mn、S等）两大类。
一般来说，碳化物形成元素阻碍石墨化，非碳化物形成元素促进石墨化，其中以碳和硅最强烈。
生产中，调整碳、硅含量，是控制铸铁组织和性能的基本措施。
1.6.4石墨化退火主要涉及固态石墨化机理、石墨化退火工艺的影响和各种元素对固态石墨化的影响。
（1）固态石墨化机理。
白口生坯中的渗碳体是不稳定相，只要条件具备便可分解成稳定相--铁素体和石墨，这就是固态石墨化过程。
必要条件是白口铸铁固态石墨化能否进行取决于渗碳体分解和石墨成长的热力学和动力学条件两个方面。
热力学观点认为，渗碳体从低于铁-碳相图A，很多的温度条件下保温，亦可发生固态石墨化过程。
但渗碳体的分解能否不断进行，石墨化过程能否最终完成，则在很大程度上取决于渗碳体分解后碳原子的扩散能力和可能性，使旧相消失，新相形成的各种阻力因素等动力学条件。
在渗碳体及基体多相存在的情况下，石墨晶核最容易在渗碳体与周围固溶体的界面上产生；如果铸铁内有各种硫化物、氧化物等夹杂物微粒，则石墨晶核的形成就比较容易。
要使白口铸铁中存在的石墨晶核继续长大，必须具备碳原子能强烈扩散的条件。
纯铁碳合金较难于石墨化，有促进石墨化的元素存在时，能加速石墨化进程。
关于铸铁固态石墨化机理许多观点，大多是根据传统的两阶段退火工艺提出的。
高温阶段时，当加热到奥氏体温度区域，经过4个环节：
在奥氏体-渗碳体界面上形核；渗碳体溶解于周围的奥氏体中；碳原子在奥氏体中由奥氏体渗碳体界面向奥氏体-石墨界面扩散；碳原子在石墨核心上沉淀导致石墨长大。
在这阶段退火过程中，。
渗碳体不断地溶解，石墨不断地长大，直至渗碳体全部溶解。
此时铸铁的平衡组织为奥氏体加石墨。
在低温阶段则发生转变成铁素体的共析转变，最后形成铁素体加石墨的平衡组织。
由于采用低温石墨化退火工艺的问世，固态石墨化机理随之有所发展。
加热温度不高于A，温度，而仅有720～750℃的保温阶段，铸铁组织由原来的珠光体加莱氏体直接转变为铁素体加石墨。
关键是要改善较低温度下的石墨化动力条件，以及加强铸铁内在的石墨化因素。
如细化渗碳体，细化晶粒增加界面，增加位错密度，从而增加初始石墨核心数以减少扩散距离。
（2）石墨化退火工艺的影响。
第-阶段常用温度920～980℃保温，佚莱氏体中的共晶渗碳体不断溶入奥氏体而逐渐消失，团絮状石零逐渐形成。
第二阶段常用温度710～730℃保温，或者由750℃缓慢（3～5℃/h）降温至700℃。
预处理常用温度分高温预处理即在750℃左右保温1～2h，和低温预处理即在350～450℃保温3～5h。
其作用在于增加石攫颗粒数，减小碳原子扩散距离，缩短退火周期，改善石墨形态。
（3）各种元素对固态石墨化的影响。
碳可以促进石脆化，增加退火的石墨核心数，缩短石最化时间，特别是缩短第二阶段石墨化的时间。
硅强烈促进石墨化，能促进渗碳体的分解，故在允许限度以内提高铁液中的含硅量，能有力地缩短第-、第二阶段的退火时间。
在炉前加硅铁或含硅的复合孕育剂可造成较大浓度起伏，有利于实现低温石墨化。
锰能与硫生成MnS，故在适当含量范围内能缩短石墨化时间。
但当自由锰量（锰与硫化合生成MnS以外的多余锰量）超过-定值（>0.15％～0.25％）或不足时（负值），则阻碍石墨化，尤其是阻碍第二阶段石墨化。
硫强烈阻碍石墨化。
当硫含量不很高时（<0.25％），可用锰中和其有害作用。
当硫含量较高时，使石墨化退火困难。
磷在凝固时微弱地促进石墨化，对退火过程中的固态石墨化影响不大。
超过一定量时对第二阶段石墨化稍有阻碍作用。
其他如铬、钼、钒、碲等均有强烈的阻碍石墨化作用；铝、锆、钙有较强促进石墨化作用。
1.6.5固态石墨化机理
固态石墨化的过程，实际就是白口铸铁组织中渗碳体的分解过程，尽管对固态石墨化机理的看法不尽一致，但是大多数学者认为，石墨化过程是渗碳体逐步溶解于奥氏体中，再通过在奥氏体相界面上析出石墨核心并逐步张大成为团絮状石墨的过程[3]。
利用高温金相显微镜直接观察白口铸铁试样在高温下的石墨化转变过程，可以看到试样在真空中加热到高温（950℃左右）经过一段时间的保温和孕育期后，在奥氏体和共晶渗碳体相界面上首先出现一些石墨点，随着保温时间的增长，共晶渗碳体尺寸逐渐变小，数量逐渐变少，直到全部溶入奥氏体，而石墨点则逐渐长大为团絮状石墨。
可锻铸铁的固态石墨化能否进行，取决于渗碳体的分解及石墨形核、成长的热力学和动力学条件。
根据实际系统中渗碳体自由能变化的计算，渗碳体从室温到高温都是不稳定的，它是一种介稳定组织，有向稳定组织转变的趋势。
从热力学观点看，渗碳体从室温到高温的很大范围内都能够分解，但渗碳体的分解能否不断进行以及石墨化过程能否最终完成，则在很大程度上取决于渗碳体分解后碳原子的扩散能力，旧相消失、新相形成的各种阻力因素等动力学条件。
从形核动力学角度看，为避免石墨形核时所需的较大的势垒，希望借助于一些现存的“基底"，如各种固有的硫化物、氧化物等夹杂物微粒，包括一些未熔石墨微粒。
此外，在渗碳体与周围基体组织的相界上，由于原子排列散乱而存在较多的空位等晶体缺陷，这些场所将为石墨的形核提供良好的条件。
因此，通常石墨晶核易于在缺陷处或者相界面和晶界面形成。
一旦在奥氏体和渗碳体的界面上形成石墨就发生的碳的浓度差异，奥氏体和渗碳体的相界面附近的碳浓度高，奥氏体和石墨的相界面附近的碳浓度低，因此，在奥氏体中就要发生碳原子的扩散，奥氏体中的碳从奥氏体-渗碳体界面附近扩散到奥氏体．石墨界面附近。
这样碳的平衡就被破坏，在奥氏体-渗碳体界面附近，由于贫碳，使渗碳体向奥氏体中溶解，而在奥氏体-石墨界面附近，由于奥氏体中碳浓度的过饱和。
结果碳在石墨核心上进行沉积结晶，使团絮状石墨不断长大。
2铁素体可锻铸铁（黑心）的退火
2.1试样的化学成份
2.1.1碳、硅含量
在可锻铸铁中，碳和硅的含量是影响其组织和性能的两个最主要因素。
碳为促进石墨化元素，在铸造过程中，促进凝固时石墨化，在石墨化退火时可增加石墨核心数，缩短石墨化退火时间，特别是缩短第二阶段石墨化退火时间，同时它又是形成石墨的元素，故在传统的可锻铸铁中，一般选择较高的含碳量。
但是由于Fe3C的含碳量为6.67％，晶体中碳原子间的距离显然要比碳含量为100％的石墨中的要大得多。
因而在铁液（含碳量2～4％）和固溶体（含碳在1.0％左右）中析出Fe3C时，碳原子需要移动的距离（同样也包括铁原子的自扩散距离）将远比析出石墨时所需的移动距离小。
这样，Fe3C结晶时，成核和长大都比石墨容易和迅速。
换言之，渗碳体结晶所需的成分和能量起伏都将小于石墨，因而结晶速度较高。
这样，与石墨的析出比较起来，渗碳体结晶在动力学上是有利的，即优先析出渗碳体。
因此，含碳量多时铸态组织中形成的碳化物越多，且其组织越粗大，对应需分解的渗碳体量也越多，分解难度越大，延长了第一阶段石墨化时间。
故石墨化退火周期在总体上并没有得到缩短。
此外，虽然高碳量还能改善铸造性能，但过高含碳量会造成铸造时产生麻口，此种麻口组织中析出的石墨在石墨化退火容易产生形状变异，从而降低铸件力学性能。
但是含碳量过低将增加熔炼难度，影响力学性能和铁水流动性。
综上所述，可锻铸铁的含碳量一般取2.0％～2.5％。
硅为强烈促进石墨化元素，是影响高温退火石墨化时间的决定性元素。
硅原子通过轨道电子交换形成FeSi，其原子间的电负性差大于Fe-C原子间电负性差，抑制了Fe-C原子结合，强化了C-C间的键能，从而在铸态时抑制了渗碳体的生成，促进石墨析出；在石墨化退火时促进了渗碳体的分解。
故在允许限度内提高铁水
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