本发明属于法兰生产，涉及一种本体法兰及其生产方法。
背景技术：
1、本体法兰是一种盘状零件，主要用于管道的连接，其固定于管道的一端，本体法兰上有孔眼，螺栓通过孔眼将两法兰对接并紧固，使得管道与管道相接，法兰与法兰之间用衬垫密封。
2、本体法兰传统的生产工艺包括铸造工艺和机械加工，目前采用铸造工艺生产的本体法兰在加工和使用中存在以下缺陷：
3、（1）铸造用的铸铁材料的抗拉强度低于钢材，铸铁合金内部组织结构疏松、气密性不高，当承受的压力或外力过大时容易出现断裂；（2）采用铸造工艺生产的本体法兰内部存在砂眼和气孔等缺陷，无法在高压条件下使用，否则会有泄漏风险发生。
4、因此，为了解决上述技术问题，亟需对现有的本体法兰的生产工艺进行改进。
技术实现思路
1、针对现有技术存在的不足，本发明的目的在于提供一种本体法兰及其生产方法，本发明针对本体法兰用球墨铸铁材料的生产工艺进行了改性优化，将原料混合物熔炼精炼工艺、超声辅助包中球化孕育工艺、等温热处理工艺、超声辅助浇铸工艺、碳氮共渗工艺以及熔覆耐磨涂层工艺相结合，开发并生产出性能更好的球墨铸铁材料，将其用于生产本体法兰可以大幅改善本体法兰在常温下的使用性能，保证了本体法兰良好的综合力学性能，能够很好地满足高温高压管道使用环境下对本体法兰的强度、韧性和磨损性能的要求。
2、为达此目的，本发明采用以下技术方案：
3、第一方面，本发明提供了一种本体法兰的生产方法，所述生产方法包括：
4、s1、合金熔炼：将原料混合物投入熔炼炉中，对原料混合物进行熔炼，得到合金熔液；
5、s2、精炼净化：将所述合金熔液的温度调整至精炼温度，随后向所述合金熔液中加入净化剂，在所述精炼温度下保温一段时间，随后向所述熔炼炉中持续通入氮气，除去液面浮渣后得到精炼熔液；
6、s3、球化孕育：将球化剂放置于铁水包的包底堤坝一侧，压紧捣实后形成球化剂层，在所述球化剂层的表面均匀铺洒一次孕育剂，压紧捣实后形成覆盖于所述球化剂层表面的一次孕育剂层，在所述一次孕育剂层的表面依次层叠铺设珍珠岩层和铁板；将所述熔炼炉内的所述精炼熔液由未放置所述球化剂层和所述一次孕育剂层的包底堤坝一侧冲入所述铁水包中，在冲入所述精炼熔液的过程中，随流加入二次孕育剂；待所述熔炼炉内的所述精炼熔液全部冲入所述铁水包后，将超声波探头由所述精炼熔液上方伸入至所述精炼熔液的液面以下，对所述精炼熔液施加超声波，经超声处理后得到浇铸液；
7、s4、浇铸成型：提前对模具进行预热，当所述浇铸液的温度达到浇铸温度时，将所述铁水包内的所述浇铸液注入预热后的所述模具中，在所述浇铸液的倾倒过程中随流加入三次孕育剂；待所述浇铸液全部注入所述模具后，自然冷却至第一冷却温度，随后调整降温速率，对浇铸后的所述模具进行超声振动，当所述模具降温至第二冷却温度后停止超声振动并保温一段时间，随后自然冷却至室温，脱模后得到法兰铸件；
8、s5、调质热处理：首先，将浇铸成型后的所述法兰铸件加热至退火温度并保温一段时间，随后快速降温至第一温度并保温一段时间，再缓慢降温至第二温度，出炉空冷至室温，完成退火处理；然后，将退火处理后的所述法兰铸件加热至正火温度并保温一段时间，随后出炉空冷至室温，完成正火处理；再然后，将正火处理后的所述法兰铸件加热至淬火温度并保温一段时间，保温结束后随炉冷却至第三温度，随后将所述法兰铸件取出并立即埋入预热好的熔盐中，一段时间后待所述法兰铸件的表面温度降至第四温度后由熔盐中取出空冷至室温，完成淬火处理；最后，将淬火处理后的所述法兰铸件加热至回火温度并保温一段时间，随炉空冷至室温，完成回火处理，得到法兰生坯；
9、s6、氮碳共渗：在反应炉内通入二氧化碳，将所述法兰生坯置于反应炉内，将所述法兰生坯加热至渗碳温度并保温一段时间，进行渗碳处理；向所述反应炉内通入保护性气体以对所述法兰生坯进行冷却降温，待所述法兰生坯降温至共渗温度后，向所述反应炉内通入由氨气、氮气和二氧化碳组成的混合气体，保温一段时间，完成氮碳共渗处理，得到法兰粗品；
10、s7、喷砂粗化：采用喷砂设备对所述法兰粗品进行喷砂处理，随后将喷砂处理后的所述法兰粗品置于无水乙醇和丙酮的混合溶剂中进行超声清洗，清洗结束后取出烘干；
11、s8、涂层熔覆：将无水乙醇和粘结剂按比例混合配制成粘结剂溶液，将熔覆材料与所述粘结剂溶液按比例混合配制成糊状的熔覆浆料，其中，所述熔覆材料包括镍基合金粉末、二氧化铈和碳化钨；将所述熔覆浆料均匀涂覆于喷砂粗化后的所述法兰粗品表面，烘干后形成熔覆浆料层；通过激光器对所述熔覆浆料层进行激光熔覆，冷却后在所述法兰粗品表面形成熔覆层，得到所述本体法兰。
12、本发明针对本体法兰用球墨铸铁材料的生产工艺进行了优化改性，将原料混合物熔炼精炼工艺、超声辅助包中球化孕育工艺、等温热处理工艺、超声辅助浇铸工艺、碳氮共渗工艺以及熔覆耐磨涂层工艺相结合，开发并生产出兼具优异力学性能和耐磨性能的球墨铸铁材料，将其用于生产本体法兰可以大幅改善本体法兰在常温下的使用性能，能够完全满足高温高压管道使用环境下对本体法兰的强度、韧性和磨损性能的要求。
13、本发明在球化孕育和浇铸成型过程中都施加了超声处理，其中，在球化孕育过程中通过超声波探头伸入精炼熔液中对精炼熔液直接进行超声处理；在浇铸成型过程中，通过超声波探头接触模具，对浇铸液间接进行超声处理。通过在球化孕育过程中进行超声处理，使得石墨球的数量增多，基体组织细化；在浇铸成型过程中进行超声处理，使得石墨球的生长形貌均匀，提高了石墨球的圆整率，通过在不同生产阶段的超声处理的协同作用，可以极大地提高法兰铸件的抗拉强度、硬度等综合力学性能。
14、本发明在球化孕育过程中通过超声波探头对精炼熔液直接进行超声处理，较高的超声能量在传播过程中使精炼熔液的局部微小区域产生负压区，当超声能量超过精炼熔液的表面张力时，精炼熔液被撕开产生大量的小气泡，随着超声时间的推移，小气泡逐渐聚积生长形成大气泡，当大气泡内的压力达到临界点时会瞬间破碎并分裂成更多的小气泡，分裂后的小气泡不断重复聚积生长和破碎分裂。当大气泡迅速破裂时会在大气泡内产生瞬时高压，同时，大气泡周围的精炼熔液也会瞬时冲入气泡内部，使得气泡附近的精炼熔液产生强烈的局部振动。随着小气泡不断的重复聚积生长和破碎分裂，形成了循环的空化效应，气泡每次破碎产生的冲击力能够强烈的冲刷枝晶，提高了形核率，有利于等轴晶的形成，同时也降低了二次枝晶的间距，使得碳化物破碎，因此能对法兰铸件的基体组织产生细化作用。此外，超声的热效应使得超声波探头附近的精炼熔液的温度升高而降温速率降低，高温的精炼熔液有利于石墨球的生长，因此，本发明通过在球化孕育过程中对精炼熔液进行超声处理，显著提高了石墨球的数量。
15、本发明采用特别配制的孕育剂，在包内孕育、冲入孕育和浇铸孕育过程中采用不同的孕育剂，以适应不同处理阶段的孕育需求，加工出的本体法兰的强度更高，耐磨性更好；在包内孕育时，将第一孕育剂分层铺设，将精炼溶液冲入铁水包后可以提高孕育效果，在孕育过程中，对精炼溶液施加超声振动，有利于提高石墨核心的数量，并提高石墨球的圆整度，从而提高本体法兰的强度；在包内孕育后再进行浇铸孕育，可以延长孕育效果。
16、本发明在浇铸成型过程中通过超声波探头对浇铸液间接进行超声处理，通过超声波的声空化效应和热效应使得模具内的浇铸液的降温速率减缓，浇铸液中的贫碳区与富碳区可以充分扩散而达到碳平衡，进而有利于石墨球外围的贫碳区域面积减少，在浇铸液的冷却固化过程中，石墨球可在浇铸液中自由生长，而不受贫碳区域的空间约束和限制，因此最终形成的法兰铸件中的石墨球的大小均匀且圆整率高，有利于进一步提升法兰铸件的综合力学性能。
17、本发明在浇铸成型过程中采用两段式降温，提高了法兰铸件的成分均匀性，有利于进一步提升法兰铸件的综合力学性能。当精炼后得到的浇铸液从浇铸温度自然冷却至第一冷却温度时，浇铸液内开始有固相产生，浇铸液的内部开始进行晶粒的择优生长，此时，调整模具的降温速率并同时进行超声振动处理，可以提高浇铸液内部的成分均匀性，同时促进晶粒细化，大大增强了法兰铸件内部的细晶强化效应；当模具降至第二冷却温度后，通过长时间保温可以使得法兰铸件内部的溶质充分扩散，降低法兰铸件内部发生偏析的可能，进一步增强了法兰铸件的综合力学性能。
18、由于本发明在本体法兰的原料混合物中添加了镍、钼和钒等白口化元素，在浇铸过程中白口化元素对碳原子有束缚能力，会导致碳原子向石墨球的扩散速度减缓；且添加的镍元素有稳定奥氏体的作用，因此，在浇铸后得到的法兰铸件的边缘位置出现白口化倾向，有大量较大尺寸的一次渗碳体，导致本体法兰的综合力学性能降低，因此为了确保本体法兰具备足够的抗拉强度以提高实际使用塑性，获得高强韧性，同时还不能降低其抗拉强度，本发明对法兰铸件进行热处理来尽可能消除自由渗碳体，并使法兰铸件的的金相组织和内部成分均匀化。以此来提高法兰铸件的力学性能。
19、本发明采用高温低温两阶段退火处理工艺，使得基体组织中的珠光体分解，从由铁素体、珠光体、石墨球以及微小石墨颗粒共同组成的基体组织转变为由铁素体、石墨球、微小石墨颗粒组成的基体组织。通过两阶段退火处理工艺可以改变基体组织，从而改善本体法兰的力学性能。
20、本发明采用气体碳氮共渗工艺，将法兰生坯入反应炉中，在炉内通入含碳原子和氮原子的气体介质，在高温加热过程中，碳原子和氮原子在法兰生坯表面扩散并被法兰生坯表面吸收进入内部，从而形成具有一定厚度的碳氮共渗层，既能达到渗碳的深度，又可以达到氮化的硬度，使得法兰生坯的韧性、硬度及耐磨性等诸多性能均得到了明显提升。
21、本发明通过激光熔覆技术在喷砂粗化后的法兰粗品表面形成了熔覆层，通过在法兰粗品表面设置熔覆层可显著提高本体法兰表面的强度和硬度，改善本体法兰表面的耐磨性。熔覆层中包括镍基合金粉末、二氧化铈和碳化钨，通过激光熔覆技术使得熔覆层中的碳化钨颗粒在镍基合金粉末中呈弥散分布，而不会出现晶界偏聚现象，因此，通过加入硬质相的碳化钨颗粒能显著提高熔覆层的高温耐磨性和硬度；此外，由于碳化钨具有高温稳定性，对熔覆层的微观组织及其金相结构的影响不大。添加二氧化铈颗粒能够加速二氧化铈颗粒的溶解并促进其形状的改善，同时，二氧化铈颗粒在镍基合金粉末中弥散填充，使得激光能量可以顺利地沿着镍基合金粉末传递，从而加快了镍基合金粉末的熔化速率，使得镍基合金粉末可以快速熔化、凝固以及结晶成形，对熔覆层的金相组织产生了细化效果，可以有效减少熔覆层中的裂纹和孔洞等缺陷，有利于形成金相组织形貌较为致密的熔覆层，从而提升了熔覆层的综合力学性能。
22、作为本发明一种优选的技术方案，步骤s1中，以所述原料混合物的质量分数为100wt%计，其由如下质量分数的各元素组成：
23、碳3.5~3.7wt%、硅2~2.5wt%、锰0.3~0.6wt%、镍0.1~0.2wt%、钼0.3~0.4wt%以及钒0.2~0.5wt%，余量为铁；其中，碳的质量分数可以是3.5wt%、3.52wt%、3.54wt%、3.56wt%、3.58wt%、3.6wt%、3.62wt%、3.64wt%、3.66wt%、3.68wt%或3.7wt%；硅的质量分数可以是2.0wt%、2.05wt%、2.1wt%、2.15wt%、2.2wt%、2.25wt%、2.3wt%、2.35wt%、2.4wt%、2.45wt%、或2.5wt%；锰的质量分数可以是0.3wt%、0.32wt%、0.34wt%、0.36wt%、0.38wt%、0.4wt%、0.42wt%、0.44wt%、0.46wt%、0.48wt%、0.5wt%、0.52wt%、0.54wt%、0.56wt%、0.58wt%或0.6wt%；镍的质量分数可以是0.1wt%、0.1wt%、0.11wt%、0.12wt%、0.13wt%、0.14wt%、0.15wt%、0.16wt%、0.17wt%、0.18wt%、0.19wt%或0.2wt%；钼的质量分数可以是0.3wt%、0.31wt%、0.32wt%、0.33wt%、0.34wt%、0.35wt%、0.36wt%、0.37wt%、0.38wt%、0.39wt%或0.4wt%；钒的质量分数可以是0.2wt%、0.22wt%、0.24wt%、0.26wt%、0.28wt%、0.3wt%、0.32wt%、0.34wt%、0.36wt%、0.38wt%、0.4wt%、0.42wt%、0.44wt%、0.46wt%、0.48wt%或0.5wt%，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
24、本发明特别限定了原料混合物中的碳含量为3.5~3.7wt%，碳元素在基体组织中有三种存在形式，一是固溶进基体组织中，达到固溶强化效果；二是形成石墨球，碳含量越高，基体组织中析出的石墨球数量越多，石墨球的直径尺寸越小，使得石墨球的圆整度得到提升；三是形成碳化物，以达到析出强化效果。由于石墨球的形成需要更高浓度的碳含量，因此原料混合物中的碳含量不能低于3.5wt%，随着碳含量的增加，游离的渗碳体的数量减少，当碳含量达到3.5wt%时，渗碳体消失。但当碳含量超过3.7wt%时，会引起石墨球的漂浮。
25、本发明特别限定了原料混合物中的硅含量为2~2.5wt%，硅不仅可以有效减小白口倾向，而且具有细化共晶团、提高石墨球圆整度的作用。但是，硅元素会导致基体的韧脆性转变温度升高，导致基体的抗拉强度和硬度下降；此外，当硅含量超过2.5wt%时，会使得石墨球的圆整度遭到破坏，导致石墨畸变，产生碎块状石墨。因此，为了保证本体法兰中石墨球的圆整度，同时不影响本体法兰的抗拉强度和硬度，本发明特别限定了原料混合物中的硅含量为2~2.5wt%。
26、本发明特别限定了原料混合物中的锰含量为0.3~0.6wt%，随着锰含量的增加，制备得到的本体法兰的抗拉强度逐渐提高，但延伸率随着锰含量的升高明显下降。这是由于锰元素能扩大奥氏体相区，并且锰原子可以提高相变阻力从而阻止铁原子的扩散速度，因此减缓奥氏体的分解速度，增加共析转变临界过冷度，但随着锰含量的提高，锰原子在基体中容易置换出铁原子而与碳形成网状的渗碳体，从而降低基体的韧性，导致本体法兰的延伸率降低。
27、本发明特别限定了原料混合物中的镍含量为0.1~0.2wt%，镍是石墨化元素且对石墨形态没有影响，因此，镍可以使白口倾向降低；此外，镍在浇铸液中能无限溶解且不与碳形成碳化物，具有排碳作用，有利于提高基体的韧性。同时，镍还是奥氏体形成元素，能降低奥氏体向铁素体的转变温度，使共析点左移，提高基体的淬透性。当原料混合物中的镍含量在0.1~0.2wt%范围内时，随着镍含量的增大，基体的淬透性提高，奥氏体转变成马氏体，使得最终制备得到的本体法兰的硬度大幅提升，同时有适量的残余奥氏体，有利于提升本体法兰的韧性，使得本体法兰兼具高硬度和高韧性；当镍含量超过0.2wt%时，由于铸铁组织中的残余奥氏体含量增多，硬度反而下降。
28、本发明特别限定了原料混合物中的钼含量为0.3~0.4wt%，钒含量为0.2~0.5wt%，钼和钒是浇铸液凝固过程中的白口元素，不利于碳以石墨的形式析出。浇铸液中的钼和钒一部分固溶进入基体组织中，一部分形成碳化物。由于钼和钒的碳化物的析出温度和熔点较高，可以提高本体法兰的高温稳定性，保证本体法兰的高温硬度。另外，钼和钒元素还能够细化组织晶粒，增加石墨球的数量，降低临界冷却速度，改善其淬透性，减缓了本体法兰在高温下的软化趋势，进而提高了本体法兰的高温抗蠕变能力。但钼和钒的含量不宜过高，当超过本发明限定的范围上限时，会导致基体组织中析出的石墨球数量降低。
29、在一些可选的实例中，所述熔炼的温度为1450~1460℃，例如可以是1450℃、1451℃、1452℃、1453℃、1454℃、1455℃、1456℃、1457℃、1458℃、1459℃或1460℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
30、在一些可选的实例中，所述熔炼的时间为1~2h，例如可以是1.0h、1.1h、1.2h、1.3h、1.4h、1.5h、1.6h、1.7h、1.8h、1.9h或2.0h，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
31、作为本发明一种优选的技术方案，步骤s2中，所述精炼温度为1520~1540℃，例如可以是1520℃、1522℃、1524℃、1526℃、1528℃、1530℃、1532℃、1534℃、1536℃、1538℃或1400℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
32、在一些可选的实例中，所述净化剂与所述合金熔液的质量比为(0.4~0.6):100，例如可以是0.4:100、0.42:100、0.44:100、0.46:100、0.48:100、0.5:100、0.52:100、0.54:100、0.56:100、0.58:100或0.6:100，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
33、在一些可选的实例中，在所述精炼温度下保温50~60min，例如可以是50min、51min、52min、53min、54min、55min、56min、57min、58min、59min或60min，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
34、在一些可选的实例中，所述氮气的通入压力为1.5~1.8mpa，例如可以是1.5mpa、1.52mpa、1.54mpa、1.56mpa、1.58mpa、1.6mpa、1.62mpa、1.64mpa、1.66mpa、1.68mpa、1.7mpa、1.72mpa、1.74mpa、1.76mpa、1.78mpa或1.8mpa，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
35、在一些可选的实例中，所述氮气的通入量为100~150nm3/h，例如可以是100nm3/h、105nm3/h、110nm3/h、115nm3/h、120nm3/h、125nm3/h、130nm3/h、135nm3/h、140nm3/h、145nm3/h或150nm3/h，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
36、在一些可选的实例中，所述氮气的通入时间为10~20min，例如可以是10min、11min、12min、13min、14min、15min、16min、17min、18min、19min或20min，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
37、作为本发明一种优选的技术方案，步骤s3中，所述球化剂与所述精炼熔液的质量比为(1.5~2.5):100，例如可以是1.5:100、1.6:100、1.7:100、1.8:100、1.9:100、2.0:100、2.1:100、2.2:100、2.3:100、2.4:100或2.5:100，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
38、本发明特别限定了球化剂与精炼熔液的质量比为(1.5~2.5):100，当球化剂的添加量低于本发明限定的范围下限时，得到的铸铁组织中会出现石墨球不圆整，周边开裂，呈开花状或尖角状突起的现象，石墨球的直径较大且数量较少，这是由于球化剂的加入量过少，导致球化元素不足，致使镁被剧烈地烧损和氧化，造成球化不良。当球化剂的加入量在本发明限定的数值范围内时，制备得到的本体法兰的球化效果较好，组织中的石墨球的形状更加圆整，直径较小且数量较多，这是由于球化剂在球化处理过程中的吸收效果好，镁的残余量适中，细小的球化剂颗粒抑制了渗碳体的析出，使得石墨在瞬时大量析出，故而获得尺寸细小而又均匀分布的大量石墨球，使得本体法兰的力学性能显著提升。当球化剂的添加量超过本发明限定的范围上限时，会出现团状石墨，且石墨分布不均匀，这是由于球化剂的加入量过高，导致球化效果变差，虽然在精炼熔液中加入球化元素是产生石墨球的基本条件，但是球化元素具有表面活性，当球化元素的残余量较高，会导致自由原子吸附密度增大，堵塞了部分生长台阶，使得石墨形态出现畸变，产生与球化剂添加量过低相似的石墨形态。
39、在一些可选的实例中，以所述球化剂的质量分数为100wt%计，其由如下质量分数的各元素组成：
40、硅40~45wt%、镁7~7.5wt%、锰3~4wt%、钙2~3wt%、钇1.2~1.5wt%、铈0.4~0.5wt%、镧0.4~0.5wt%、钕0.4~0.5wt%、铝0.1~0.5wt%以及钛0.1~0.5wt%，余量为铁；其中，硅的质量分数可以是40wt%、40.5wt%、41wt%、41.5wt%、42wt%、42.5wt%、43wt%、43.5wt%、44wt%、44.5wt%或45wt%；镁的质量分数可以是7.0wt%、7.05wt%、7.1wt%、7.15wt%、7.2wt%、7.25wt%、7.3wt%、7.35wt%、7.4wt%、7.45wt%或7.5wt%；锰的质量分数可以是3.0wt%、3.1wt%、3.2wt%、3.3wt%、3.4wt%、3.5wt%、3.6wt%、3.7wt%、3.8wt%、3.9wt%或4.0wt%；钙的质量分数可以是2.0wt%、2.1wt%、2.2wt%、2.3wt%、2.4wt%、2.5wt%、2.6wt%、2.7wt%、2.8wt%、2.9wt%或3.0wt%；钇的质量分数可以是1.2wt%、1.22wt%、1.24wt%、1.26wt%、1.28wt%、1.3wt%、1.32wt%、1.34wt%、1.36wt%、1.38wt%、1.4wt%、1.42wt%、1.44wt%、1.46wt%、1.48wt%或1.5wt%；铈的质量分数可以是0.4wt%、0.41wt%、0.42wt%、0.43wt%、0.44wt%、0.45wt%、0.46wt%、0.47wt%、0.48wt%、0.49wt%或0.5wt%；镧的质量分数可以是0.4wt%、0.41wt%、0.42wt%、0.43wt%、0.44wt%、0.45wt%、0.46wt%、0.47wt%、0.48wt%、0.49wt%或0.5wt%；钕的质量分数可以是0.4wt%、0.41wt%、0.42wt%、0.43wt%、0.44wt%、0.45wt%、0.46wt%、0.47wt%、0.48wt%、0.49wt%或0.5wt%；铝的质量分数可以是0.1wt%、0.15wt%、0.2wt%、0.25wt%、0.3wt%、0.35wt%、0.4wt%、0.45wt%或0.5wt%；钛的质量分数可以是0.1wt%、0.15wt%、0.2wt%、0.25wt%、0.3wt%、0.35wt%、0.4wt%、0.45wt%或0.5wt%，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
41、镁是球化剂中的主要成分，其能使亚共晶、共晶和过共晶成分的精炼溶液中的石墨球化，并具有良好的脱硫吸氧能力。钇、铈、镧、钕等稀土元素与精炼溶液中的氧、钼、钒及其它干扰球化的元素有较强的亲和作用，不仅可以对精炼溶液进行净化，还可以提供一定的异质核心，有利于减少夹杂、皮下气孔等铸造缺陷，同时使镁的球化作用得到充分的发挥，起到球化或间接球化的作用；但是，精炼溶液中过量的稀土残余量将导致石墨形态恶化，使得石墨畸变。因此，本发明特别限定了钇、铈、镧、钕等稀土元素的含量，同时添加锰元素、钙元素、铝元素和钛元素，四种元素之间可以发挥协同作用，延缓镁的分解，控制球化剂的吸收和反应速度，还可以防止石墨畸变，提高石墨核心数量，延长球化衰退时间，促进形核，细化组织，使得最终制备得到的本体法兰的力学性能得到显著提升。
42、在一些可选的实例中，所述球化剂的粒径d90为10~15mm，例如可以是10mm、10.5mm、11mm、11.5mm、12mm、12.5mm、13mm、13.5mm、14mm、14.5mm或15mm，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
43、本发明采用改进型冲入法进行球化处理，由于球化剂的密度较小，将其制成粒径d90为10~15mm的粉末状球化剂后，在反应过程中容易上浮，考虑到粉末状的球化剂在精炼溶液中会剧烈燃烧，容易烧损。为此，本发明在球化过程中，将一次孕育剂覆盖于球化剂上，然后在一次孕育剂上再铺设珍珠岩和铁板，随后将精炼熔液冲入铁水包中进行球化处理。如此，可以保证在冲入精炼熔液时，粉末状球化剂不会马上与精炼溶液接触发生剧烈反应，而是在精炼溶液冲入一定量后才开始反应，从而可以推迟球化剂与精炼溶液的起始反应时间，延缓反应速度；同时，当精炼溶液与球化剂反应时的精炼溶液的液面已经较高，也延长了球化剂的上浮时间，使球化剂得以在精炼溶液中均匀缓慢吸收，而不会快速上浮至精炼溶液的液面处被氧化烧损。
44、本发明限定了球化剂的粒径d90为10~15mm，粉末状的球化剂颗粒之间的间隙较小，精炼溶液不易钻入球化剂颗粒之间，只有当铁水包中的精炼溶液的量较高时，珍珠岩和铁板才会逐层融化，从而延长了球化剂的起爆时间；此外，当铁水包中的精炼溶液的量较高时才开始进行球化反应，使得球化剂在精炼溶液中的上浮和熔化的时间延长，减少了镁逃逸的概率，增加了镁的利用率。此外，随着球化剂颗粒尺寸的降低，球化剂颗粒的比表面增大，活性增强，当球化剂和精炼溶液接触后就会迅速与精炼溶液里的硫和氧等反球化元素发生反应，缩短了石墨球在液态的自由生长时间，使得球化元素在上浮过程中就被完全消耗，避免了球化剂上浮到精炼溶液表面烧损的现象。当球化剂的粒径d90超过15mm时，球化剂之间的间隙较大，精炼溶液容易钻入球化剂之间的间隙内，此时，一旦精炼溶液冲入铁水包就会产生球化剂的起爆反应；同时，由于精炼溶液可以快速进入球化剂的间隙之间，容易导致部分球化剂上浮到精炼溶液的表面发生氧化反应，造成镁的逃逸，降低了镁的利用率。
45、在一些可选的实例中，所述一次孕育剂由硅钙钡合金和碳化硅组成，其中，所述硅钙钡合金与所述精炼熔液的质量比为(0.2~0.3):100，例如可以是0.2:100、0.21:100、0.22:100、0.23:100、0.24:100、0.25:100、0.26:100、0.27:100、0.28:100、0.29:100或0.3:100；所述碳化硅与所述精炼熔液的质量比为(0.1~0.2):100，例如可以是0.1:100、0.11:100、0.12:100、0.13:100、0.14:100、0.15:100、0.16:100、0.17:100、0.18:100、0.19:100或0.2:100，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
46、在一些可选的实例中，以所述硅钙钡合金的质量分数为100wt%计，其由如下质量分数的各元素组成：
47、硅40~45wt%、钙12~15wt%、钡10~12wt%、锆0.3~0.6wt%以及锑0.15~0.3wt%，余量为铁；其中，硅的质量分数可以是40wt%、40.5wt%、41wt%、41.5wt%、42wt%、42.5wt%、43wt%、43.5wt%、44wt%、44.5wt%或45wt%；钙的质量分数可以是12wt%、12.2wt%、12.4wt%、12.6wt%、12.8wt%、13wt%、13.2wt%、13.4wt%、13.6wt%、13.8wt%、14wt%、14.2wt%、14.4wt%、14.6wt%、14.8wt%或15wt%；钡的质量分数可以是10wt%、10.2wt%、10.4wt%、10.6wt%、10.8wt%、11wt%、11.2wt%、11.4wt%、11.6wt%、11.8wt%或12wt%；锆的质量分数可以是0.3wt%、0.32wt%、0.34wt%、0.36wt%、0.38wt%、0.4wt%、0.42wt%、0.44wt%、0.46wt%、0.48wt%、0.5wt%、0.52wt%、0.54wt%、0.56wt%、0.58wt%或0.6wt%；锑的质量分数可以是0.15wt%、0.16wt%、0.17wt%、0.18wt%、0.19wt%、0.2wt%、0.21wt%、0.22wt%、0.23wt%、0.24wt%、0.25wt%、0.26wt%、0.27wt%、0.28wt%、0.29wt%或0.3wt%，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
48、在一些可选的实例中，所述一次孕育剂的粒径d90为8~10mm，例如可以是8.0mm、8.2mm、8.4mm、8.6mm、8.8mm、9.0mm、9.2mm、9.4mm、9.6mm、9.8mm或10.0mm，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
49、在一些可选的实例中，所述二次孕育剂与所述精炼熔液的质量比为(0.03~0.05):100，例如可以是0.03:100、0.032:100、0.034:100、0.036:100、0.038:100、0.04:100、0.042:100、0.044:100、0.046:100、0.048:100或0.05:100，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
50、在一些可选的实例中，以所述二次孕育剂的质量分数为100wt%计，其由如下质量分数的各元素组成：
51、硅50~60wt%、钡8~15wt%、钙10~20wt%、铝2~3wt%、铈6~10wt%以及锶5~9wt%，余量为铁；其中，硅的质量分数可以是50wt%、51wt%、52wt%、53wt%、54wt%、55wt%、56wt%、57wt%、58wt%、59wt%或60wt%；钡的质量分数可以是8.0wt%、8.5wt%、9.0wt%、9.5wt%、10.0wt%、10.5wt%、11.0wt%、11.5wt%、12.0wt%、12.5wt%、13.0wt%、13.5wt%、14.0wt%、14.5wt%或15.0wt%；钙的质量分数可以是10wt%、11wt%、12wt%、13wt%、14wt%、15wt%、16wt%、17wt%、18wt%、19wt%或20wt%；铝的质量分数可以是2.0wt%、2.1wt%、2.2wt%、2.3wt%、2.4wt%、2.5wt%、2.6wt%、2.7wt%、2.8wt%、2.9wt%或3.0wt%；铈的质量分数可以是6.0wt%、6.5wt%、7.0wt%、7.5wt%、8.0wt%、8.5wt%、9.0wt%、9.5wt%或10.0wt%；锶的质量分数可以是5.0wt%、5.5wt%、6.0wt%、6.5wt%、7.0wt%、7.5wt%、8.0wt%、8.5wt%或9.0wt%，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
52、本发明在二次孕育剂中加入了硅、钡、钙、铝、铈和锶等元素，其中，硅、钙和铝会与精炼溶液中的氧、氮等反应，形成高熔点的化合物，成为石墨结晶的核心，可以有效促进碳的石墨化；此外，在加入硅、钙和铝后，会在精炼溶液中形成局部的富硅微区、富钙微区和富铝微区，有利于石墨析出。而钡的加入能有效抑制孕育的衰退，保证孕育的效果，铈和锶等稀土元素的加入可以提高法兰铸件的抗拉强度，抑制法兰铸件的白口化；此外，锶的加入能够辅助硅、钙和铝对精炼溶液的石墨化，抑制法兰铸件的白口化，具有较强的石墨化能力。
53、在一些可选的实例中，所述二次孕育剂的粒径d90为1~3mm，例如可以是1mm、1.2mm、1.4mm、1.6mm、1.8mm、2.0mm、2.2mm、2.4mm、2.6mm、2.8mm或3.0mm，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
54、在一些可选的实例中，所述熔炼炉内的精炼熔液冲入所述铁水包前的出炉温度控制在1500~1520℃，例如可以是1500℃、1502℃、1504℃、1506℃、1508℃、1510℃、1512℃、1514℃、1516℃、1518℃或1520℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
55、在一些可选的实例中，所述超声波探头伸入至精炼熔液的液面以下80~100mm，例如可以是80mm、82mm、84mm、86mm、88mm、90mm、92mm、94mm、96mm、98mm或100mm，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
56、在一些可选的实例中，所述超声波探头的发射功率为1000~1200w，例如可以是1000w、1020w、1040w、1060w、1080w、1100w、1120w、1140w、1160w、1180w或1200w，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
57、在一些可选的实例中，所述超声波探头发出的超声波频率为20~30khz，例如可以是20khz、21khz、22khz、23khz、24khz、25khz、26khz、27khz、28khz、29khz或30khz，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
58、在一些可选的实例中，所述超声处理的时间为1~3min，例如可以是1.0min、1.2min、1.4min、1.6min、1.8min、2.0min、2.2min、2.4min、2.6min、2.8min或3.0min，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
59、作为本发明一种优选的技术方案，步骤s4中，所述模具预热至500~600℃，例如可以是500℃、510℃、520℃、530℃、540℃、550℃、560℃、570℃、580℃、590℃或600℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
60、在一些可选的实例中，所述浇铸温度为1380~1400℃，例如可以是1380℃、1382℃、1384℃、1386℃、1388℃、1390℃、1392℃、1394℃、1396℃、1398℃或1400℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
61、在一些可选的实例中，所述三次孕育剂与所述精炼熔液的质量比为(0.1~0.15):100，例如可以是0.1:100、0.105:100、0.11:100、0.115:100、0.12:100、0.125:100、0.13:100、0.135:100、0.14:100、0.145:100或0.15:100，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
62、在一些可选的实例中，以所述三次孕育剂的质量分数为100wt%计，其由如下质量分数的各元素组成：
63、硅65~75wt%、钙10~20wt%、铝2~3wt%以及铋0.01~0.015wt%，余量为铁；其中，硅的质量分数可以是65wt%、66wt%、67wt%、68wt%、69wt%、70wt%、71wt%、72wt%、73wt%、74wt%或75wt%；钙的质量分数可以是10wt%、11wt%、12wt%、13wt%、14wt%、15wt%、16wt%、17wt%、18wt%、19wt%或20wt%；铝的质量分数可以是2.0wt%、2.1wt%、2.2wt%、2.3wt%、2.4wt%、2.5wt%、2.6wt%、2.7wt%、2.8wt%、2.9wt%或3.0wt%；铋的质量分数可以是0.01wt%、0.0105wt%、0.011wt%、0.0115wt%、0.012wt%、0.0125wt%、0.013wt%、0.0135wt%、0.014wt%、0.0145wt%或0.015wt%，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
64、本发明在三次孕育剂中加入了铋元素，有利于改善石墨球的圆整度，可以降低石墨球的直径，提高石墨球的数量，使得石墨球的分布更加均匀。这是由于，一方面，在浇铸液的凝固结晶过程中，铋可以吸附在石墨晶体的各个晶面上形成界面吸附，减小石墨晶体的表面自由能，抑制了石墨晶体的单一生长，使石墨晶体的各个晶面的生长速度趋于一致，从而有利于形成形状更加圆整的球状结构。同时，由于铋在石墨晶体周围形成了包围层，减缓了碳原子的扩散，因此可以使得石墨球的直径减小。另一方面，铋可以起到一定的孕育作用，可阻碍硅的扩散，从而强化了富碳区的长期存在，可以增强浇铸液中碳和硅的浓度起伏和能量起伏，使得浇铸液中的石墨晶体能够得到保持，从而加大石墨均质和异质核心形成的倾向，促进石墨异质形核的形成，降低块状石墨形成的可能。但过量的铋也会阻碍石墨化，因此，本发明特别限定了铋的质量分数为0.01~0.015wt%。
65、在一些可选的实例中，所述三次孕育剂的粒径d90为0.2~0.6mm，例如可以是0.2mm、0.25mm、0.3mm、0.35mm、0.4mm、0.45mm、0.5mm、0.55mm或0.6mm，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
66、在一些可选的实例中，所述第一冷却温度为1100~1200℃，例如可以是1100℃、1110℃、1120℃、1130℃、1140℃、1150℃、1160℃、1170℃、1180℃、1190℃或1200℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
67、在一些可选的实例中，自然冷却至第一冷却温度后将降温速率调整至1~2℃/min，例如可以是1.0℃/min、1.1℃/min、1.2℃/min、1.3℃/min、1.4℃/min、1.5℃/min、1.6℃/min、1.7℃/min、1.8℃/min、1.9℃/min或2.0℃/min，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
68、在一些可选的实例中，所述超声振动的超声功率为700~800w，例如可以是700w、710w、720w、730w、740w、750w、760w、770w、780w、790w或800w，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
69、在一些可选的实例中，所述超声振动的超声频率为10~20khz，例如可以是10khz、11khz、12khz、13khz、14khz、15khz、16khz、17khz、18khz、19khz或20khz，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
70、在一些可选的实例中，所述第二冷却温度为950~1050℃，例如可以是950℃、960℃、970℃、980℃、990℃、1000℃、1010℃、1020℃、1030℃、1040℃或1050℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
71、在一些可选的实例中，在第二冷却温度下保温8~12h，例如可以是8h、8.5h、9h、9.5h、10h、10.5h、11h、11.5h或12h，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
72、作为本发明一种优选的技术方案，步骤s5中，所述法兰铸件以20~30℃/min的升温速率加热至所述退火温度，例如可以是20℃/min、21℃/min、22℃/min、23℃/min、24℃/min、25℃/min、26℃/min、27℃/min、28℃/min、29℃/min或30℃/min，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
73、在一些可选的实例中，所述退火温度为1000~1050℃，例如可以是1000℃、1005℃、1010℃、1015℃、1020℃、1025℃、1030℃、1035℃、1040℃、1045℃或1050℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
74、在一些可选的实例中，在所述退火温度下保温1.5~2.5h，例如可以是1.5h、1.6h、1.7h、1.8h、1.9h、2.0h、2.1h、2.2h、2.3h、2.4h或2.5h，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
75、在一些可选的实例中，由所述退火温度以30~40℃/min的降温速率降温至所述第一温度，例如可以是30℃/min、31℃/min、32℃/min、33℃/min、34℃/min、35℃/min、36℃/min、37℃/min、38℃/min、39℃/min或40℃/min，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
76、在一些可选的实例中，所述第一温度为700~750℃，例如可以是700℃、705℃、710℃、715℃、720℃、725℃、730℃、735℃、740℃、745℃或750℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
77、在一些可选的实例中，在所述第一温度下保温30~40min，例如可以是30min、31min、32min、33min、34min、35min、36min、37min、38min、39min或40min，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
78、在一些可选的实例中，由所述第一温度以10~20℃/min的降温速率降温至所述第二温度，例如可以是10℃/min、11℃/min、12℃/min、13℃/min、14℃/min、15℃/min、16℃/min、17℃/min、18℃/min、19℃/min或20℃/min，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
79、在一些可选的实例中，所述第二温度为500~600℃，例如可以是500℃、510℃、520℃、530℃、540℃、550℃、560℃、570℃、580℃、590℃或600℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
80、在一些可选的实例中，所述退火处理后的法兰铸件以8~12℃/min的升温速率加热至所述正火温度，例如可以是8.0℃/min、8.5℃/min、9.0℃/min、9.5℃/min、10.0℃/min、10.5℃/min、11.0℃/min、11.5℃/min或12.0℃/min，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
81、在一些可选的实例中，所述正火温度为880~900℃，例如可以是880℃、882℃、884℃、886℃、888℃、890℃、892℃、894℃、896℃、898℃或900℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
82、本发明特别限定了正火温度为880~900℃，随着正火温度的升高，本体法兰中石墨球的球化率下降并出现团絮状石墨，导致石墨的形态不圆整。这是由于在冷却过程中，碳在奥氏体中的饱和度降低，从而导致奥氏体中的碳原子向石墨球表面富集，但由于正火过程的的冷却时间较短，使得碳原子无法完全富集到石墨球表面，从而有团絮状的石墨形态出现。此外，基体组织中珠光体含量随正火温度的升高而增加，这是由于在加热过程中，随正火温度的升高，基体组织中的奥氏体化程度上升，并在冷却过程中奥氏体进行共析转变，分解成珠光体组织，从而使得基体组织中的珠光体含量升高；此外，随着正火温度的升高，基体组织中的珠光体片层距缩小，有利于提高基体组织的抗拉强度。
83、在一些可选的实例中，在所述正火温度下保温1~2h，例如可以是1.0h、1.1h、1.2h、1.3h、1.4h、1.5h、1.6h、1.7h、1.8h、1.9h或2.0h，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
84、在一些可选的实例中，所述正火处理后的法兰铸件以5~10℃/min的升温速率加热至所述淬火温度，例如可以是5℃/min、5.5℃/min、6℃/min、6.5℃/min、7℃/min、7.5℃/min、8℃/min、8.5℃/min、9℃/min、9.5℃/min或10℃/min，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
85、在一些可选的实例中，所述淬火温度为840~860℃，例如可以是840℃、842℃、844℃、846℃、848℃、850℃、852℃、854℃、856℃、858℃或860℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
86、在一些可选的实例中，在所述淬火温度下保温20~30min，例如可以是20min、21min、22min、23min、24min、25min、26min、27min、28min、29min或30min，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
87、在一些可选的实例中，所述第三温度为580~600℃，例如可以是580℃、582℃、584℃、586℃、588℃、590℃、592℃、594℃、596℃、598℃或600℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
88、在一些可选的实例中，所述熔盐的预热温度为280~320℃，例如可以是282℃、285℃、290℃、295℃、300℃、305℃、310℃、315℃或320℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
89、在一些可选的实例中，所述法兰铸件埋入所述熔盐中的时间为1~2h，例如可以是1.0h、1.1、1.2、1.3、1.4、1.5、1.6、1.7、1.8、1.9或2.0，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
90、在一些可选的实例中，所述第四温度为260~300℃，例如可以是260℃、265℃、270℃、275℃、280℃、285℃、290℃、295℃或300℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
91、在一些可选的实例中，所述淬火处理后的法兰铸件以3~5℃/min的升温速率加热至所述回火温度，例如可以是3.0℃/min、3.2℃/min、3.4℃/min、3.6℃/min、3.8℃/min、4.0℃/min、4.2℃/min、4.4℃/min、4.6℃/min、4.8℃/min或5.0℃/min，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
92、在一些可选的实例中，所述回火温度为530~550℃，例如可以是530℃、532℃、534℃、536℃、538℃、540℃、542℃、544℃、546℃、548℃或550℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
93、在一些可选的实例中，在所述回火温度下保温3~4h，例如可以是3.0h、3.1h、3.2h、3.3h、3.4h、3.5h、3.6h、3.7h、3.8h、3.9h或4.0h，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
94、作为本发明一种优选的技术方案，步骤s6中，所述渗碳温度为800~900℃，例如可以是800℃、810℃、820℃、830℃、840℃、850℃、860℃、870℃、880℃、890℃或900℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
95、在一些可选的实例中，在所述渗碳温度下保温0.5~1.5h，例如可以是0.5h、0.6h、0.7h、0.8h、0.9h、1.0h、1.1h、1.2h、1.3h、1.4h或1.5h，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
96、在一些可选的实例中，所述共渗温度为500~600℃，例如可以是500℃、510℃、520℃、530℃、540℃、550℃、560℃、570℃、580℃、590℃或600℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
97、在一些可选的实例中，所述混合气体由氨气、氮气和二氧化碳组成。
98、在一些可选的实例中，以所述混合气体的总体积分数为100%计，其中，所述氨气的体积分数为30~40%，例如可以是30%、31%、32%、33%、34%、35%、36%、37%、38%、39%或40%；所述二氧化碳的体积分数为5~8%，余量为氮气，例如可以是5.0%、5.2%、5.4%、5.6%、5.8%、6.0%、6.2%、6.4%、6.6%、6.8%、7.0%、7.2%、7.4%、7.6%、7.8%或8.0%，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
99、在一些可选的实例中，所述混合气体的通入量为1000~1500l/h，例如可以是1000l/h、1050l/h、1100l/h、1150l/h、1200l/h、1250l/h、1300l/h、1350l/h、1400l/h、1450l/h或1500l/h，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
100、在一些可选的实例中，在所述共渗温度下保温5~8h，例如可以是5.0h、5.2h、5.4h、5.6h、5.8h、6.0h、6.2h、6.4h、6.6h、6.8h、7.0h、7.2h、7.4h、7.6h、7.8h或8.0h，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
101、在一些可选的实例中，所述氮碳共渗的深度为10~20μm，例如可以是10μm、11μm、12μm、13μm、14μm、15μm、16μm、17μm、18μm、19μm或20μm，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
102、作为本发明一种优选的技术方案，步骤s7中，所述喷砂处理采用的喷砂介质为棕刚玉砂。
103、在一些可选的实例中，所述喷砂介质的粒径d90为400~500μm，例如可以是400μm、410μm、420μm、430μm、440μm、450μm、460μm、470μm、480μm、490μm或500μm，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
104、在一些可选的实例中，所述喷砂处理的喷砂压力为0.6~0.8mpa，例如可以是0.6mpa、0.62mpa、0.64mpa、0.68mpa、0.7mpa、0.72mpa、0.74mpa、0.76mpa、0.78mpa或0.8mpa，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
105、在一些可选的实例中，所述喷砂处理过程中喷嘴与所述法兰粗品表面的垂直距离为150~250mm，例如可以是150mm、160mm、170mm、180mm、190mm、200mm、210mm、220mm、230mm、240mm或250mm，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
106、在一些可选的实例中，所述喷砂处理过程中喷嘴的轴线与所述法兰粗品表面的夹角为20~30°，例如可以是20°、21°、22°、23°、24°、25°、26°、27°、28°、29°或30°，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
107、在一些可选的实例中，所述喷砂处理后形成的法兰粗品的表面粗糙度为50~60μm，例如可以是50μm、51μm、52μm、53μm、54μm、55μm、56μm、57μm、58μm、59μm或60μm，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
108、作为本发明一种优选的技术方案，步骤s8中，所述无水乙醇与所述粘结剂的质量比为(10~20):1，例如可以是10:1、11:1、12:1、13:1、14:1、15:1、16:1、17:1、18:1、19:1或20:1，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
109、在一些可选的实例中，所述熔覆材料与所述粘结剂溶液的比例为1g:(0.2~0.3)ml，例如可以是1g:0.2ml、1g:0.21ml、1g:0.22ml、1g:0.23ml、1g:0.24ml、1g:0.25ml、1g:0.26ml、1g:0.27ml、1g:0.28ml、1g:0.29ml或1g:0.3ml，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
110、在一些可选的实例中，以所述熔覆材料的质量分数为100wt%计，其由如下质量分数的各组分组成：
111、二氧化铈0.5~1wt%；
112、碳化钨30~40wt%；
113、余量为镍基合金粉末。
114、其中，二氧化铈的质量分数可以是0.5wt%、0.55wt%、0.6wt%、0.65wt%、0.7wt%、0.75wt%、0.8wt%、0.85wt%、0.9wt%、0.95wt%或1wt%，碳化钨的质量分数可以是30wt%、31wt%、32wt%、33wt%、34wt%、35wt%、36wt%、37wt%、38wt%、39wt%或40wt%，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
115、本发明特别限定了二氧化铈的添加量为0.5~1wt%，随着二氧化铈添加量的提高，熔覆层中碳化钨颗粒的数量减少，并且熔覆层边缘处的碳化钨颗粒的数量也有所减少，碳化钨颗粒主要集中在熔覆层中部并靠近法兰粗品的区域。当二氧化铈的添加量低于0.5wt%时，熔覆层中的碳化钨颗粒处于弥散分布状态，由于熔覆层与法兰粗品交界的边缘处厚度较薄，散热较快，因此碳化钨颗粒在熔覆层边缘处聚集。当二氧化铈的添加量达到0.5wt%时，碳化钨颗粒整体数量有所减少，且熔覆层边缘处的碳化钨颗粒的数量也有所减少；此外，随着二氧化铈添加量的提高，熔覆层中的碳化钨颗粒的尺寸也明显降低，这是由于二氧化铈容易偏聚在晶界或相界面处，使得合金体系的熔点降低，从而偏聚在碳化钨颗粒界面上的二氧化铈加速了碳化钨颗粒的熔解，加速熔覆层组织细化，形成细小的粒状和细棒状树枝晶，且枝晶在熔覆层中的分布较为均匀，使得熔覆层的组织结构更加致密。此外，添加二氧化铈后，使得熔覆层中的气孔数量明显减少，出现裂纹的情况也得到了改善。
116、在一些可选的实例中，以所述镍基合金粉末的质量分数为100wt%计，其由如下质量分数的各元素组成：
117、铬15~20wt%、铁4~6wt%、硅3~5wt%、硼3~4wt%以及碳0.5~1wt%，余量为镍；
118、其中，铬的质量分数可以是15wt%、15.5wt%、16wt%、16.5wt%、17wt%、17.5wt%、18wt%、18.5wt%、19wt%、19.5wt%或20wt%；铁的质量分数可以是4.0wt%、4.2wt%、4.4wt%、4.6wt%、4.8wt%、5.0wt%、5.2wt%、5.4wt%、5.6wt%、5.8wt%或6.0wt%；硅的质量分数可以是3.0wt%、3.2wt%、3.4wt%、3.6wt%、3.8wt%、4.0wt%、4.2wt%、4.4wt%、4.6wt%、4.8wt%或5.0wt%；硼的质量分数可以是3.0wt%、3.1wt%、3.2wt%、3.3wt%、3.4wt%、3.5wt%、3.6wt%、3.7wt%、3.8wt%、3.9wt%或4.0wt%；碳的质量分数可以是0.5wt%、0.55wt%、0.6wt%、0.65wt%、0.7wt%、0.75wt%、0.8wt%、0.85wt%、0.9wt%、0.95wt%或1wt%，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
119、在一些可选的实例中，所述激光熔覆过程采用的激光光斑直径为3~4mm，例如可以是3.0mm、3.1mm、3.2mm、3.3mm、3.4mm、3.5mm、3.6mm、3.7mm、3.8mm、3.9mm或4.0mm，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
120、在一些可选的实例中，所述激光熔覆过程采用的激光功率为1000~1200w，例如可以是1000w、1020w、1040w、1060w、1080w、1100w、1120w、1140w、1160w、1180w或1200w，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
121、本发明特别限定了激光熔覆过程采用的激光功率为1000~1200w，熔覆层的组织随激光功率的增加而呈现逐渐粗大的趋势，当激光功率超过1200w时，熔池获得的能量过高，熔池的冷却速度过低，从而导致结晶时熔池过冷度及熔池中的形核率降低，枝晶组织会变得粗大，进而影响了熔覆层的力学性能和耐磨性能。
122、在一些可选的实例中，所述激光熔覆过程采用的激光扫描速度为2~4mm/s，例如可以是2.0mm/s、2.2mm/s、2.4mm/s、2.6mm/s、2.8mm/s、3.0mm/s、3.2mm/s、3.4mm/s、3.6mm/s、3.8mm/s或4.0mm/s，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
123、本发明特别限定了激光熔覆过程采用的激光扫描速度为2~4mm/s，随着扫描速度的提高，熔覆浆料层在激光熔覆时得到的能量减少，熔池的冷却速度提高，结晶时过冷度增大，形核率上升，熔池中的晶核数量増多，使得枝晶趋向于细小，熔覆层的组织得以细化。此外，随着扫描速度的提高，熔覆层的平均磨损体积逐渐降低，熔覆层的平均磨损率逐渐减小，有助于提高熔覆层的耐磨性。
124、在一些可选的实例中，所述熔覆层的厚度为0.5~1.5mm，例如可以是0.5mm、0.6mm、0.7mm、0.8mm、0.9mm、1.0mm、1.1mm、1.2mm、1.3mm、1.4mm或1.5mm，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
125、第二方面，本发明提供了一种根据第一方面所述的生产方法制备得到的本体法兰。
126、与现有技术相比，本发明的有益效果为：
127、本发明针对本体法兰用球墨铸铁材料的生产工艺进行了优化改性，将原料混合物熔炼精炼工艺、超声辅助包中球化孕育工艺、等温热处理工艺、超声辅助浇铸工艺、碳氮共渗工艺以及熔覆耐磨涂层工艺相结合，开发并生产出兼具优异力学性能和耐磨性能的球墨铸铁材料，将其用于生产本体法兰可以大幅改善本体法兰在常温下的使用性能，能够完全满足高温高压管道使用环境下对本体法兰的强度、韧性和磨损性能的要求。
128、本发明在球化孕育和浇铸成型过程中都施加了超声处理，其中，在球化孕育过程中通过超声波探头伸入精炼熔液中对精炼熔液直接进行超声处理；在浇铸成型过程中，通过超声波探头接触模具，对浇铸液间接进行超声处理。通过在球化孕育过程中进行超声处理，使得石墨球的数量增多，基体组织细化；在浇铸成型过程中进行超声处理，使得石墨球的生长形貌均匀，提高了石墨球的圆整率，通过在不同生产阶段的超声处理的协同作用，可以极大地提高法兰铸件的抗拉强度、硬度等综合力学性能。
129、本发明在球化孕育过程中通过超声波探头对精炼熔液直接进行超声处理，较高的超声能量在传播过程中使精炼熔液的局部微小区域产生负压区，当超声能量超过精炼熔液的表面张力时，精炼熔液被撕开产生大量的小气泡，随着超声时间的推移，小气泡逐渐聚积生长形成大气泡，当大气泡内的压力达到临界点时会瞬间破碎并分裂成更多的小气泡，分裂后的小气泡不断重复聚积生长和破碎分裂。当大气泡迅速破裂时会在大气泡内产生瞬时高压，同时，大气泡周围的精炼熔液也会瞬时冲入气泡内部，使得气泡附近的精炼熔液产生强烈的局部振动。随着小气泡不断的重复聚积生长和破碎分裂，形成了循环的空化效应，气泡每次破碎产生的冲击力能够强烈的冲刷枝晶，提高了形核率，有利于等轴晶的形成，同时也降低了二次枝晶的间距，使得碳化物破碎，因此能对法兰铸件的基体组织产生细化作用。此外，超声的热效应使得超声波探头附近的精炼熔液的温度升高而降温速率降低，高温的精炼熔液有利于石墨球的生长，因此，本发明通过在球化孕育过程中对精炼熔液进行超声处理，显著提高了石墨球的数量。
130、本发明采用特别配制的孕育剂，在包内孕育、冲入孕育和浇铸孕育过程中采用不同的孕育剂，以适应不同处理阶段的孕育需求，加工出的本体法兰的强度更高，耐磨性更好；在包内孕育时，将第一孕育剂分层铺设，将精炼溶液冲入铁水包后可以提高孕育效果，在孕育过程中，对精炼溶液施加超声振动，有利于提高石墨核心的数量，并提高石墨球的圆整度，从而提高本体法兰的强度；在包内孕育后再进行浇铸孕育，可以延长孕育效果。
131、本发明在浇铸成型过程中通过超声波探头对浇铸液间接进行超声处理，通过超声波的声空化效应和热效应使得模具内的浇铸液的降温速率减缓，浇铸液中的贫碳区与富碳区可以充分扩散而达到碳平衡，进而有利于石墨球外围的贫碳区域面积减少，在浇铸液的冷却固化过程中，石墨球可在浇铸液中自由生长，而不受贫碳区域的空间约束和限制，因此最终形成的法兰铸件中的石墨球的大小均匀且圆整率高，有利于进一步提升法兰铸件的综合力学性能。
132、本发明在浇铸成型过程中采用两段式降温，提高了法兰铸件的成分均匀性，有利于进一步提升法兰铸件的综合力学性能。当精炼后得到的浇铸液从浇铸温度自然冷却至第一冷却温度时，浇铸液内开始有固相产生，浇铸液的内部开始进行晶粒的择优生长，此时，调整模具的降温速率并同时进行超声振动处理，可以提高浇铸液内部的成分均匀性，同时促进晶粒细化，大大增强了法兰铸件内部的细晶强化效应；当模具降至第二冷却温度后，通过长时间保温可以使得法兰铸件内部的溶质充分扩散，降低法兰铸件内部发生偏析的可能，进一步增强了法兰铸件的综合力学性能。
133、由于本发明在本体法兰的原料混合物中添加了镍、钼和钒等白口化元素，在浇铸过程中白口化元素对碳原子有束缚能力，会导致碳原子向石墨球的扩散速度减缓；且添加的镍元素有稳定奥氏体的作用，因此，在浇铸后得到的法兰铸件的边缘位置出现白口化倾向，有大量较大尺寸的一次渗碳体，导致本体法兰的综合力学性能降低，因此为了确保本体法兰具备足够的抗拉强度以提高实际使用塑性，获得高强韧性，同时还不能降低其抗拉强度，本发明对法兰铸件进行热处理来尽可能消除自由渗碳体，并使法兰铸件的的金相组织和内部成分均匀化。以此来提高法兰铸件的力学性能。
134、本发明采用高温低温两阶段退火处理工艺，使得基体组织中的珠光体分解，从由铁素体、珠光体、石墨球以及微小石墨颗粒共同组成的基体组织转变为由铁素体、石墨球、微小石墨颗粒组成的基体组织。通过两阶段退火处理工艺可以改变基体组织，从而改善本体法兰的力学性能。
135、本发明采用气体碳氮共渗工艺，将法兰生坯入反应炉中，在炉内通入含碳原子和氮原子的气体介质，在高温加热过程中，碳原子和氮原子在法兰生坯表面扩散并被法兰生坯表面吸收进入内部，从而形成具有一定厚度的碳氮共渗层，既能达到渗碳的深度，又可以达到氮化的硬度，使得法兰生坯的韧性、硬度及耐磨性等诸多性能均得到了明显提升。
136、本发明通过激光熔覆技术在喷砂粗化后的法兰粗品表面形成了熔覆层，通过在法兰粗品表面设置熔覆层可显著提高本体法兰表面的强度和硬度，改善本体法兰表面的耐磨性。熔覆层中包括镍基合金粉末、二氧化铈和碳化钨，通过激光熔覆技术使得熔覆层中的碳化钨颗粒在镍基合金粉末中呈弥散分布，而不会出现晶界偏聚现象，因此，通过加入硬质相的碳化钨颗粒能显著提高熔覆层的高温耐磨性和硬度；此外，由于碳化钨具有高温稳定性，对熔覆层的微观组织及其金相结构的影响不大。添加二氧化铈颗粒能够加速二氧化铈颗粒的溶解并促进其形状的改善，同时，二氧化铈颗粒在镍基合金粉末中弥散填充，使得激光能量可以顺利地沿着镍基合金粉末传递，从而加快了镍基合金粉末的熔化速率，使得镍基合金粉末可以快速熔化、凝固以及结晶成形，对熔覆层的金相组织产生了细化效果，可以有效减少熔覆层中的裂纹和孔洞等缺陷，有利于形成金相组织形貌较为致密的熔覆层，从而提升了熔覆层的综合力学性能。
1.一种本体法兰的生产方法，其特征在于，所述生产方法包括：
2.根据权利要求1所述的本体法兰的生产方法，其特征在于，步骤s1中，以所述原料混合物的质量分数为100wt%计，其由如下质量分数的各元素组成：
3.根据权利要求1所述的本体法兰的生产方法，其特征在于，步骤s2中，所述精炼温度为1520~1540℃；
4.根据权利要求1所述的本体法兰的生产方法，其特征在于，步骤s3中，所述球化剂与所述精炼熔液的质量比为(1.5~2.5):100；
5.根据权利要求1所述的本体法兰的生产方法，其特征在于，步骤s4中，所述模具预热至500~600℃；
6.根据权利要求1所述的本体法兰的生产方法，其特征在于，步骤s5中，所述法兰铸件以20~30℃/min的升温速率加热至所述退火温度；
7.根据权利要求1所述的本体法兰的生产方法，其特征在于，步骤s6中，所述渗碳温度为800~900℃；
8.根据权利要求1所述的本体法兰的生产方法，其特征在于，步骤s7中，所述喷砂处理采用的喷砂介质为棕刚玉砂；
9.根据权利要求1所述的本体法兰的生产方法，其特征在于，步骤s8中，所述无水乙醇与所述粘结剂的质量比为(10~20):1；
10.一种根据权利要求1至9任一项所述的生产方法得到的本体法兰。
