碳化硅与铸造工业的真假情缘.doc
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碳化硅与铸造工业的真假情缘
大连理工大学周继扬
1．对碳化硅的一般认识
碳化硅（SiC）这种人造矿石，在1891年前由美国的E.G阿奇逊投入工业性生产以来，随着大家对其优异性能的逐步认识，它的应用领域逐步拓宽。
例如：
1）利用它的硬度高特性，主要用做磨削材料；
2）作半导体材料及元器件；
3）因其导电性优良，故用它做电阻发热体；
4）做电阻元器件，因它具有电阻随电压、温度变化而变化的电性能；
5）它的主要成分C和Si都具有强的还原能力，所以，在冶金、铸造工业中用于炼钢的精炼剂、脱氧剂、熔化铁液的增Si、增C剂。
在此领域，也是工业碳化硅的主要用途之一；
6）工业碳化硅的另一个主要用途是利用其极高的耐温性、稳定性、高导热与低膨胀性去制造高要求的耐火材料。
国外已于19世纪初已有含SiC的耐火制品在高炉上使用。
我国的SiC耐火材料是上世纪50年代由葫芦岛锌厂首先研制并生产使用的。
60~70年代，发展缓慢。
80年代初的调查，我国当时SiC年产不到3万吨。
用于耐火材料只占10%左右，也只用到冶金行业。
80年代末，SiC年产量达八、九万吨。
那时的冶金行业使用新技术远比铸造业早，涉及范围宽，对SiC的性质认识也更深刻。
随着技术的进步，铸造生产对技术要求越来越高，此刻，从冶金向铸造转移技术或借鉴冶金行业的好经验也是十分自然，犹如水到渠成的事。
今天，SiC作为炼钢脱氧剂的广告已出现在近期国内一些铸造杂志上，说明铸造在进步。
2．铸造工作者是怎样认识SiC的
国外的铸造工作者在上世纪二十年代，已有少数铸造界的先驱，在他们的工作中接触到了碳－硅这两种素材混合在一起使用的情况。
如早期出现的C、Si系类孕育剂的提出与使用就是在19世纪二十年代发生的。
1922年，一位美国人Crosby,用石墨和硅铁混合在一起加入浇包作浇包孕育处理，经反复的摸索，终于使处理后的铸铁、石墨形态均匀，近似于今天的A型石墨、珠光体基体、机械性能好过其他方法。
这就是现今被划分为碳硅系类孕育剂的原始[1]。
碳－硅系孕育剂是晶体石墨与硅钙（或硅铁）等合金的颗粒状混合物。
其中的晶体石墨在铁液中起到外来核心作用，并延缓衰退。
加入的硅，增加Si浓度不均匀性，使C分子偏析聚积，进一步提高核心数量，它是抑制白口出现能力最强的孕育剂。
此外，抗衰退能力也很强，所以，C、Si元素可作孕育剂成分使用，这一观念，对于从事铸铁熔炼的人们，虽然不可能做到人人该知，也达不到家喻户晓程度，但也并非陌生到一无所知的地步。
何况，不少国家的早年孕育剂产品目录中已有碳硅系孕育剂产品，例如：
英国Foseco公司在50年代的产品中的Inoculin10号孕育剂就是典型的C-Si系孕育剂，成分中含有石墨47~53%，Si30~35%，Al<0.7%，Ca0.6~0.8%，Mn2%，Zr1.6~2%。
推荐用于消除薄壁灰口件CE=3.9的白口组织，加入量是0.05~0.2%，而英国本身则制定一种含Al=0.7%，铝量偏低的优质C-Si系孕育剂。
我国过去生产过TG-1型化学成分为30~38%C，33~40%Si，4~6%Ca，<1%Al。
在C-Si系的孕育剂中，往往还含有Sr、Ba、Zr。
加入锆的目的是：
降低铁液中的S和O2，出气，固定C的作用。
锶的作用，则可使薄壁处不出现白口，另外，Sr不大增加共晶团数目，可使厚断面不出现缩松。
加入Ba的目的，可降低壁厚的敏感性和延缓衰退外，还提高碳的活度，提高孕育剂的石墨化能力。
这种C、Si系孕育剂的缺点有：
熔化温度（或溶解温度）高，不易被铁液吸收。
解决办法：
处理温度要高，处理温度在1400℃以上浇注；孕育剂应以细粒度多些好。
采用包内孕育，在出铁槽均匀加入，加入量0.3%、吸收率0.1%左右。
这种碳-硅系混合物孕育剂主要用在高强度铸件，如机床床身，内燃机缸体、缸盖，耐压致密铸件。
另外，在1940年国际采用的浇包孕育剂中，有两种含Si-C成份的孕育剂，一种含28~46%C，45~56%Si，另一种含50%C，42%Si。
经查证，这两种孕育剂中的C、Si元素并非SiC，也仍来源于结晶石墨与硅铁75。
当时，铸造与SiC仍未相识，尽管使用的材料中熟悉了碳与硅对铸铁的质量与性能会引起很大的影响，市场上也已生产近三四十年，为何不见点滴报导？
1941年，美国Eash发表了“孕育对灰铸铁凝固的影响”一文，首次提出加硅铁到铁水之后，可产生一个富Si微区。
在这区域中，碳的活度高，有助于石墨成核。
但也没有发现SiC过渡微区出现在Fe-Si孕育剂四周。
上世纪60年代初，是铸造工艺与合金大发展的开始阶段。
可是，在孕育剂的研究上也没有过多的文章涉及。
原因一是可作孕育剂的金属多，而Si、C也都为老面孔，人们的兴趣大多集中在新的孕育元素（Ba、Sr、Ce、Mg）及新颖的孕育技术（型内孕育、后孕育）。
原因二，当时冶金行业除对SiC用于脱氧、增C、增Si精炼外，为提升钢液活度以适应新钢种、新处理工艺实现质量升级的需要，正利用SiC的高温稳定性、高导热性、低膨胀性优良的特点，生产高档含SiC的耐火材料。
如美国早在70年代末，其冶金用途已占SiC总量60%以上。
而70年代末，以世界水平而言，铸造与冶金比，差距还相当大，各种炉子用的耐火材料仍以普通粘土砖或硅砖、高铝砖为主。
SiC这种材料在铸造领域一直受到冷遇，或没被重视。
世界如此，在中国更是这样。
这与各国情况（即国情）不同有关。
1981年10月，在保加利亚召开的48届国际铸造年会上[2]，我国赴瑞典访问工程师王春琪将他在瑞典皇家工学院教授、冶金系铸工教研室主任Fredriksson指导下完成的“论铁水孕育机理”论文向大会做了报告。
他们发现当FeSi加入铁液中，在FeSi颗粒四周形成了碳化硅晶体，这个新生成相存在时间短，当FeSi完全熔化后，也随之消失。
但遗留下来的高硅区（高C、高Si）却能维持相当长时间。
碳、硅的浓度不均，以及碳的高活度区的存在，为石墨的成核提供了一个必需条件。
这就是孕育现象的真谛。
他在实验中定量、定性地检查到FeSi四周SiC晶体的存在。
说明SiC晶体在铸铁孕育机制方面是一个重要影响因素。
虽然这一观点形成不了关键效应。
不过在从事铸铁研究工作的同行中，由此加强了对SiC重要性的认识。
德国人T.Benecke（特·边耐克）在他的“在铸铁熔液里SiC的预处理效果及溶解特性”一文中，对此做了充分的肯定：
“在铁液中SiC的溶解阶段是石墨析出前必经的中间过程”[3]。
同时持这种看法的其他人的论文发表在1965年，1966年。
虽然发表时间早些，不过他们没有试验结果证明SiC的存在，缺少说服力。
关于SiC作为铁液预处理剂，乃至孕育剂，值得重笔一书的是，那位德国慕尼黑人T.Benecke，以及世界铸铁冶金学、无机物化学博士（资深专家）维也纳大学董事会董事B.Lux教授[4]。
T.Benecke是德国慕尼黑电冶炼工厂Kempetem股份有限责任公司首席官,工学博士。
长期从事SiC材料特性、工业应用工作,发表多篇相关论文,称得上此领域专家。
早年在B.Lux教授指导下攻读博士学位，论文内容为SiC的预处理机制的研究[4、5、6]。
我国最早在冶金、铸造领域接触SiC的工业应用是在感应电炉熔化铸铁时，作为增C、增Si材料，在上世纪八十年代，少数工厂（如二汽）用感应电炉生产，从国外引进使用SiC作辅助材料技术，至今也有二三十年的历史，积累了很好的经验[]。
碳化硅作铁液预处理剂或孕育剂，发展极不平衡，个别工厂已使用多年，但仍有不少工厂对此种材料了解很少。
3．SiC的生产（合成）
碳化硅是人造合成材料，在自然界中极少，只在陨石中有少量发现。
合成碳化硅的主要原料是纯净的硅石（SiO2>98.5%）和焦炭、无烟煤等碳素材料。
由于冶金焦中的灰分一般都较高（8~12%），用之甚少，而多用石油沥青焦（灰分0.2~1.9%）和煤沥青焦（灰分0.3~0.6%），有的也用低灰分无烟煤（灰分1.7~4.5%）。
除了上述原料以外，还需加入木屑和少量食盐（NaCl）。
碳化硅的合成首先是将上述原料粉碎，按理论重量比（Si70.03%；C29.97%）配料，并混入木屑和少量食盐组成混合料。
然后，利用电阻炉在2000~2500℃下合成碳化硅，其基本反应式如下：
SiO2+3C=SiC+2CO↑－4704kJ
（1）
上述SiC化的过程大致在1500℃开始先形成β-SiC，在2100℃β-SiC向α-SiC转化，到2400℃转化结束。
在实际生产中一般控制在2000~2500℃之间。
上述反应是通过气相进行的，即
SiO2+2C=Si（气）+2CO和SiO2+3C=SiC（气）+2CO
SiO（气）+C=Si（气）+CO
（2）
Si（气）+C=SiC（3）
在SiC形成过程中，其中一些杂质也在与NaCl作用后形成氯化物而气化，其中的Na2O也随之化气，并皆沿木屑碳化形成的通道逸出。
如
Al2O3+6NaCl=2AlCl+3Na2O（4）
Fe2O3+6NaCl=2FeCl+3Na2O（5）
纯净的SiC是无色透明的，但实际上多为黑色和绿色的，其中黑色的含铁、铝、硼、碳等杂质较多；绿色的杂质少、质较纯，但掺杂有氮和磷等元素。
4．SiC的晶体结构与自身性能
图2碳化硅的晶体结构
SiC是一种具有一定的点阵结构，它并不是组元结构相同的中间相。
同样，它是服从原子价规律的正常的化合物，其原子价之间的关系符合化学化合物的规律。
第4族中的C、Si、Ge、Sn都属于之。
它们这种正常价化合物具有和离子化合物相对应的结构AB型（即NaCl结构，闪锌矿ZnS结构），每原子具有4个邻原子，如晶胞由同类原子组成，则成为金刚石结构。
碳化硅的物理性能：
真密度：
3.10~3.22g/cm3
莫氏硬度：
9.5~9.75
线膨胀系数：
4.4~4.7×10-6℃（25~1400℃）
导热系数：
65w/（m·K）（500℃）
42w/（m·K）（875℃）
碳化硅多为-SiC，它的热传导能力最高（比铜和银高4倍）。
碳化硅与各种化学物质的反应见下表。
表1SiC与其它物质的反应
化学物质
处理条件
反应情况
H2、N2、CO
加热
无作用
O2
1000℃加热
不变化
空气
1000~1500℃加热
稍氧化
空气
1350~1500℃
在表面形成熔融的SO2膜
空气
1500~1600℃
因熔融SO2膜覆盖，氧化作用停止
空气
1750℃以上加热
氧化迅速进行
CO2、水蒸气
只在碳化硅的离解温度1775~1800℃时
活泼
Cl2
在600℃下加热1.5h
表面被浸蚀
纯金刚石相当于SiC公式（Si70.4%，C29.6%）。
金刚砂的合成即人工合成过程如：
SiO2+2C=2CO+Si（气体形态）（6）
Si+C=SiC+2CO（7）
SiO2+3C=SiC+2CO↑
5．SiC的工艺特性
在最近的文献中，指出了所谓“冶金SiC”这个名词[3]。
根据原作者的定义，由于SiC在生产过程中炉子的温度呈中心高、外部下降趋势运行，SiC的晶粒显示出内粗外细的晶体结构，它是六边形所形成的α-变态晶系，如聚氨酯类的形状特点。
在外部细的晶体区域含有少量的立方形β-SiC，这部分SiC是松弛的、多孔的结构，这种材料大约占SiC块的30%~40%，又称作冶金SiC，这种材料已在国外的钢铁冶金、铸造（冲天炉）熔炼、感应电炉、电弧炉浇注包吹氧转炉中使用。
在SiC生产炉中，随着温度下降，冶金SiC内还含有少量剩余物，即未反应完的细碳粉和细小的SiO2，使得得到的SiC只能达到90%。
化合物态的SiC由70%Si和30%C组成。
含90%的SiC的冶金碳化硅，考虑到有4%单独存在的细C粉，它的成分为：
63%Si，31%C，剩余主要是SiO2。
根据机械筛选，SiC的含量平均在87-92%之间，波动范围2-3%SiC，这种类型的SiC称之为基本型，其粒度不大于20mm，分布最集中的粒度部分小于10mm。
电炉用粒状的冶金SiC和冲天炉使用的压块SiC，没有原则性的区别。
在冲天炉喷吹铁屑的工艺，同样可用去喷吹SiC，代替铸铁铁屑。
而对那种从炉子加料口加料的冲天炉，则由于机构上的原因，使用冶金SiC，冲天炉的运行就显现不够稳定。
由于料柱压力和料块间摩擦会形成很多细粉。
因此，用水泥做粘结剂将SiC压成团块，每个压块含0.5-1公斤Si量。
根据压块的生产厂和炉子运行的方式不同，不管是毛重，还是SiC的含量，做到35%~75%是不成问题的，除了纯洁的冶金SiC外，人们也使用高品质的SiC碎屑（料）。
首先，用陶瓷工业中含有40%或更多的SiC碎屑料，其余为SiO2、Al2O3，以及造渣剂组分，这些都是压块的重要成份。
造渣剂组份除对化学成分有要求外，还有相分和结构的保证。
对生成的炉渣，都必须有所规定，只有当多方面要求得到满足后，SiC才会得到最优化的熔炼效果。
SiC的作用才能最好的发挥。
含SiC的压块，在冲天炉中的使用目的之一，是调整炉内冶金反应，改变冲天炉铁水的成分、运行质量、炉内冶金气氛，但要达到此目的，只有在渣量最少、炉衬厚度最薄、炉衬厚度稳定不变时，热风冲天炉的炉渣才能起到它的冶金作用。
，这是现代冲天炉应达到的良好性能的指标与任务。
5.1SiC的溶解特性
从Si、C状态图中，了解到SiC是不熔解的。
在正常的压力（1个大气压）下它是不熔化的。
在2760℃时，就直接分解成气态Si，它只能在铁液中逐渐的溶解。
从图看出SiC是Si-C二元系中唯一的化合物，（图中显示SiC的是一条直线）。
近来，欧洲乃至世界使用废旧铸件作铸铁炉料的趋势在明显下降，而废钢的使用却在逐年增多。
生铁的作用也在不断减少。
与增长的废钢消耗相对应的是需要提高增Si与渗碳材料的供应。
SiC正好能满足这两方面的要求。
其增碳效果十分显著。
它们的添加量由增Si量确定。
添加两份Si，大约可带入一份碳。
试验发现：
SiC在冲天炉内的增碳量与废钢料的用量有关。
图4表示碳化硅在铁液中的溶解速度与温度、熔池运动、C的过饱和度的关系。
正如大家所认识的那样，这些参数都表现出极明显又典型的影响[6、7]。
图5指出SiC在Fe-Si或在Fe-C熔液内的溶解速度与Si、C浓度的关系。
溶解速度均随其在铁液中的浓度增高而减低。
两种元素进行对比的话，碳在铁液中的含量对溶解速度的影响要比硅量带来的影响大[6]。
用感应电炉熔化时，起初是尽可能的限制SiC的使用，允许SiC少量作炉料应用，到后来尽可能限制用废钢加料。
现在变成特别喜欢使用，之所以发生如此大的转化，不仅是SiC的溶解速度，而且还有另一个优点，是在于它对废钢、生铁，以及废旧铸件的良好脱氧效果。
图6表示SiC的溶解时间与粒度的关系，溶解时间随着颗粒直径的增大而减少，溶解速度增加，这个结论与通常习惯看法不同，是可以理解的。
考虑到每个SiC颗粒（处在微米级的大小范围），它的表皮是被反应产物SiO2包住了，SiO2阻碍了SiC继续与铁液接触，这时一粒大粒度核心的溶解速度要比几颗小直径颗粒的要快。
5.2耐高温性能
在SiC表层所形成的SiO2膜，对抵抗含氧气体具有特殊的意义。
从图7得知，氧化表层膜的生长很缓慢。
在1500℃纯氧下，一颗粒度为63µm的SiC9小时后仅有6%SiC受到氧化，可见，毫无疑义只是表层遭受到氧化。
根据它所固有的抗氧化性，碳化硅无论抵制冲天炉中的氧化炉气，还是在电炉中溶解时，都经得住空气的侵蚀。
在一个大熔池中，大表面积的熔池容易被烧损，SiC颗粒实际上受到气相烧损相对要少。
5.3SiC的脱氧性
SiC与液渣相或液态金属中的氧相互反应，强烈地释放出大量燃烧热，因为形成的SiO2在这种情况下迅速逸出，加强了反应的动力学条件，这种特性对脱氧过程是很有帮助的。
——SiC所含的Si与C都存在有被氧化的潜在能力，当温度一样时两者的这种潜能近似相同，因而SiC不仅对冷风冲天炉，而且对热风冲天炉也是一种优良的脱氧剂。
SiC的脱氧作用在感应炉中，SiSiC、CSiC则由废钢加入量与其品质决定，处于85%和大于95%之间。
对于冲天炉，其意义较小，脱氧效果就只能概括表述。
熔炼工艺（包括冷风、二次空气的使用、富氧、热风、酸性、碱性、无炉衬）以及在熔化过程临时采取的改变因素都会形成重要的影响。
曾提到过，炉渣脱硫能力与SiC的去氧作用是相互彼此关联的。
炉衬寿命的长短与金属炉料受氧化程度（废钢中形成的锈蚀）、炉料带入的低熔点化合物的影响有关。
由于炉料中SiC还原金属氧化物的能力强，因此，可大大改善不良条件引起的负面干扰。
SiC的脱氧作用超过FeSi。
因为用FeSi脱氧时，按下式进行，又重新形成了氧化物SiO2、FeO，增加了铁液中的含氧量。
2FeSi+3O2=2SiO2+2FeO
如果用SiC进行脱氧，则反应式为：
对于铁液中的[FeO]：
3[FeO]+SiC=3[Fe]+（SiO2）+CO+Q
对于渣中[FeO]：
（FeO）+SiC=[Fe]+[Si]+CO+Q
由于按下式反应，渣中的氧化铁，由5~15%降到0.5%或更低。
如此巨烈的改变炉渣、液态金属以及炉衬的反应特性，提高了S在渣中的分配系数，从0.5~2.5到4.0~17.5，从而降低金属中含S量到0.035~0.045%，同时减少渣的数量。
除Si之外，还降低铁液中气体含量。
因为从式看出，CO释放可带出其它气体。
5.4冶金SiC的纯度
表2给出冶金SiC的化学成分，并第一次公布了其中的痕迹元素的含量。
由于废钢炉料的比例日益增多，铁液被污染的机会随之不断增加，污染物含量也极不稳定，时高时低，所以冶金SiC的纯度大小就变得很有意义。
因为，通过调整SiC的用量就可降低其它炉料伴随的有害元素的水平。
表2冶金SiC的化学成分（重量%）[1]
元素
化合物
典型的化学成分
浓度范围
SiC
90
88~93
C自由
4
2~5
Si自由
0.1
0.1~0.3
Al品格
0.2
0.1~0.3
Fe
0.3
0.2~0.5
CaO
0.3
0.1~0.5
MgO
0.1
0.05~0.2
Al2O3
0.5
0.1~1
SiO2
2.5
2~3
As
<0.002
Cd
0.005
Co
0.003
Cr
0.005
Cu
<0.01
H
0.01
Mo
<0.02
Mn
0.01
N
0.03
Ni
0.05
P
0.002
S
0.07
Sb
<0.001
Se
<0.0001
Sn
<0.001
Te
<0.0001
Ti
0.05
V
0.05
冶金SiC作为硅的携带者，首先是以含铝量低为特点，从表2看到，仅含自由铝0.2%，即指存在于SiC晶格内含嵌入有约0.2%溶解Al晶格，以及附加约0.2%Al附着在矾土上，有如SiO2在纯渣相中那样。
表3硅铁、冶金SiC中Al的含量对比
Si的携带者
代号
Al的含量%
75硅铁
（FeSi75）
最大2.0%
75硅铁75-Al贫
（FeSi75Al1）
最大1.0%
90硅铁
（FeSi90）
最大2.5%
90硅铁Al贫
（FeSi90Al1）
最大1.0%
冶金SiC
Al品格约0.2%
约0.2%
与此相反，硅铁含Al量2%或更多。
含Al低的硅铁价格较贵。
Al是生成皮下气孔的原因。
氢来源于型腔中的水份，此外，潮湿的炉料或严重锈蚀的金属料也都有可能与Al反应，促进皮下气孔的增多。
在生产球铁时，铁液中的Al还会引起球墨产生畸变。
5.5人工氧化SiC
图8Si的载体种类与预处理效果的关系
关于SiO2膜层对延迟溶解过程的证明，最好的办法是向SiC中加入少量的碱性物质，形成低熔点的碱性硅酸块，观察冶金碳化硅的加速溶解状况。
当铁液温度不高时，SiO2在铁液中是稳定的，铁液的温度升高到一定后铁液中的碳会与SiC表层生成的SiO2发生还原反应，由于在SiC颗粒附近存在高浓度的这种还原反应受到阻碍。
高的SiO2适应于低含量的SiC，低的SiC含量则表现较好的预处理效果，为了适应SiO2阻碍层的影响，对溶解特性或者孕育处理效果的影响，在添加到溶液之前，人为地对纯SiC98进行氧化处理。
处理之后，SiC98oxid溶解速度显著降低，降到和SiC84的溶解速度很接近。
图对比后得出，石墨分布状态、共晶过冷度以及共晶数的变化反映出溶解速度的变化，在作用效果方面，SiC98和SiC84很接近。
根据某些激冷试验结果与保持时间（10、60、120分钟）的关系指出SiC98oxid、SiC98、FeSi对灰口凝固的影响（见表6）。
这批数据证明，SiO2壳层对SiC颗粒溶解动力学的重要影响。
可以说，SiC起到了长效孕育功能的Si源作用。
SiC的溶解不是放热反应，而是个吸热反应（局部位置的温度下降，肯定会大于测出的熔池下降温度（图9）。
因而，当围墙内SiC“贮藏”的热量与墙外溶液之间的扩散平衡进行缓慢时，石墨还能继续稳定存在较长的一段时间，即延缓了该石墨晶穿生存的寿命，减少了衰退。
图10SiC的控制
图9在添加SiC和FeSi时的温度效应
图10示出，未经人工氧化处理过的SiC，在表层SiO2层均匀覆盖在SiC颗粒表面，阻碍着SiC向熔液析出。
经氧化处理后，形成裂缝，内部的SiC可控的有机会经裂缝析出，达到缓慢，适时不衰的孕育成核作用。
而FeSi在铁液中的熔化速度快，但消失浓度差的时间也快。
这是SiC和FeSi促进熔液中的C析出机理上的重要差别。
从动力学讲，在局部区域，特别是那些富Si、富C区，SiC晶体慢慢地逐渐溶解到铁液中。
又由于Si的溶解度高，C的溶解度低，客观上允许低的SiC组分的功效得以发挥。
图11（C6）n碳族SiC、FeSi作用机制示意图
图11可以看出碳族、SiC、FeSi的作用机制的差别，左下是表达FeSi装到石英管全套浸入到铁液中时的情况。
FeSi逐渐向右扩散溶解，C以石墨形式弥散进入铁液，浓度逐渐向右稀释，石英管中的FeSi含的Si元素也得从左到右、浓度从高到低，同时，如石墨管中是SiC，则SiC中的C浓度从高到低，在紧连着FeSi固体边处已有少量熔化，淡蓝色晶体是SiC。
当孕育剂基体熔化，SiC也在变大，随与孕育剂中心距离增大。
代表浓度Si、C两条线相交的那一短暂时刻，形成了液体的SiC，增加了铁液的石墨核心。
进入了图右箭头所示，C分子的微观集团数增加。
溶液内部状况按图右粗箭头发生，奥氏体的成核生长容易，石墨成核容易。
如果用FeSi加到铁水里面所得核心数明显减少（如图11下左）。
6、SiC对铁液的孕育效果与预处理机制
6.1FeSi、SiC颗粒在铁液中的熔解过程激冷观察
用颗粒度为1~6mmFeSi（或SiC）加入高温石英坩埚中（盛有不同组成铁液），保持一定时间和温度，进行液淬后作金相观察，投入铁液后立即液淬，发现尚有未溶化FeSi，它的四周，有一个熔解区，观察到SiC晶体，也可看到正在分解的SiC晶体和石墨。
随着与孕育剂颗粒中心距离的增大，基体组织中的含C量逐渐增加，而含Si则逐渐减少，说明C原子和Fe原子是
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