Ni合金化球墨鑄鐵組織和性能研究

李 蒙，謝順利，張秀領(lǐng)，祝 慶，羅成果

(1.焦作大學(xué)機電工程學(xué)院，河南焦作454000;2.中原工學(xué)院 建筑工程學(xué)院，鄭州450007;3.商丘陽光鋁材有限公司，河南 商丘476000;4.焦作伴侶納米材料工程有限公司，河南焦作454000)

隨著我國國民經(jīng)濟的快速發(fā)展和基礎(chǔ)設(shè)施建設(shè)步伐的加快，對球墨鑄鐵的需求量日益增加.近年來，快速發(fā)展的風(fēng)電、石化、工程機械和高鐵行業(yè)對低溫球墨鑄鐵的綜合力學(xué)性能要求越來越高.風(fēng)電和高鐵等裝備用關(guān)鍵球墨鑄鐵零部件要求其常溫具有高強度和良好的低溫沖擊韌性［1］.因此，提升低溫鐵素體球墨鑄鐵綜合力學(xué)性能，使其常溫狀態(tài)下具有高的抗拉強度、屈服強度和斷后伸長率，同時低溫下具有良好的低溫沖擊韌性，能夠增加工況惡劣條件下產(chǎn)品的可靠性.

國內(nèi)外學(xué)者從化學(xué)成分控制、球化孕育工藝、微合金化、熱處理等［2－7］方面對低溫球墨鑄鐵進行了大量的研究，并取得了一些較滿意的成果.匡毅等［8］通過控制球墨鑄鐵合金元素含量并輔以適當(dāng)熱處理，穩(wěn)定生產(chǎn)出機車用QT400－18低溫球墨鑄鐵齒輪箱體，其－40℃沖擊功接近12 J.張錫聯(lián)［9］在未微合金化下對鑄件進行高溫鐵素體化退火，生產(chǎn)的鑄件達到同類產(chǎn)品先進水平，其－20 ℃沖擊功在16 ～20 J.董潔等［10］使用電脈沖對球墨鑄鐵凝固過程進行處理，改善其微觀組織，明顯提高了鑄件的斷后伸長率和低溫沖擊韌性，在－233 K(約－40℃)其沖擊功達到13 J.孫玉福等［11］對質(zhì)量分?jǐn)?shù)0～1.2%的Ni合金球墨鑄鐵進行兩階段石墨化退火處理(920℃+4 h和740℃+4 h)，在－40℃環(huán)境下其沖擊功達到12.8 J，生產(chǎn)出滿足在高寒地帶使用的球鐵鑄件.陳江等［12］對鎳合金化球墨鑄鐵的顯微組織和低溫沖擊韌性進行研究，分析了鎳質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.7%的退火態(tài)球墨鑄鐵的韌脆轉(zhuǎn)變溫度，提出適量的Ni可以細化晶粒和改善低溫沖擊性能，其中鎳質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.7%的退火態(tài)球墨鑄鐵，在－70℃下沖擊功高于12 J.吉文哲等［13］通過向球墨鑄鐵中添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.6%的Ni，并進行低溫退火獲得低溫韌性良好的鑄件，－60℃沖擊性能高達13.2 J.張福全等［14］對鎳鉬合金化球墨鑄鐵進行低溫石墨化退火，改善低溫沖擊韌性，沖擊功達15 J.盡管研究者針對Ni合金化球墨鑄鐵組織性能和低溫沖韌性開展了大量研究，但實際生產(chǎn)中還存在鑄件的生產(chǎn)穩(wěn)定性差、質(zhì)量不足及廢品率較高等問題，仍需對其進行更為深入的研究.目前，針對Ni合金化球墨鑄鐵進行中溫奧氏體化和低溫退火處理方面的研究還較少.

本文針對鎳質(zhì)量分?jǐn)?shù)約0.5%的Ni合金化球墨鑄鐵，通過中溫奧氏體化(880℃ +3 h)和低溫退火(720℃ +4 h)處理，借助光學(xué)顯微鏡(OM)、掃描電子顯微鏡(SEM)、萬能試驗機、布氏硬度儀和低溫沖擊試驗機等測試手段對其微觀組織和力學(xué)性能進行分析.

1 試驗

1.1 試驗材料

試驗原材料如下:低硅、低硫、低磷、低錳的Q10優(yōu)質(zhì)生鐵;化學(xué)成分穩(wěn)定且碳化物形成元素嚴(yán)格控制的碳素廢鋼.增碳劑選用微硫增碳劑.在廢鋼和生鐵熔清后，球化孕育處理之前加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)99%的電解鎳板.

為保證殘留的稀土量低于殘留的鎂量，選用含稀土鎂低的球化劑FeSiMg6RE2［15－16］，顆粒度2～20 mm，加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.2%～1.4%.為消除碳化物，提高鑄件的塑性和韌性，采用爐前大劑量和隨流孕育相結(jié)合的孕育方式，爐前孕育采用孕育劑75FeSi，粒度為4～8 mm，加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.7%，隨流孕育采用 75FeSi孕育劑，顆粒度0.3 ～0.6 mm，加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)為 0.4%.為獲得優(yōu)質(zhì)高溫鐵液，提高脫硫效果，降低鐵液硫含量，采用CaO、CaC2和CaF2復(fù)合脫硫劑，三者質(zhì)量比為60%∶30%∶10%，加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.0%.原材料的化學(xué)成分見表1.

表1 試驗用爐料化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical composition of raw materials(wt.%)

1.2 試驗方法

試驗用球墨鑄鐵在50 kg中頻感應(yīng)電爐中冶煉，鐵液化學(xué)成分見表2.傳統(tǒng)的球化處理方法為沖入法.該方法環(huán)境污染嚴(yán)重，球化劑加入量大，鎂吸收率低.為改善勞動環(huán)境，提高鎂的吸收率，降低球化劑加入量，本文使用蓋包法球化處理工藝［17］，出鐵液溫度控制在1 450～1 470℃.爐前爐后化學(xué)成分分析使用型號為PDA－5500系列真空光譜分析儀，CS－H60C型智能碳、硫分析儀和721型分光光度劑.采用酚醛樹脂砂造型.根據(jù)GB/T 1348—2009標(biāo)準(zhǔn)要求，澆注標(biāo)準(zhǔn)Y型試塊(見圖 1所示)，其尺寸為 40 mm×25 mm×200 mm，澆注溫度為1 350～1 360℃，同時進行隨流孕育.

表2 鐵液化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 2 Chemical composition of iron liquid(wt.%)

圖1 Y型單鑄試塊(單位:mm)Fig.1 Y －shape sample

從Y型試塊底部的有效部位切取拉伸試樣，其形狀和尺寸見圖2.在WA－300型電液式萬能拉力試驗機上按照標(biāo)準(zhǔn)GB/T 228進行拉伸.拉伸試樣分為鑄態(tài)和熱處理2組.從拉伸斷裂后的試樣上切取厚度8～12 mm的試樣，在Philipsquanta－2000型掃描電鏡下觀察其拉伸斷口形貌.金相試樣先后經(jīng)砂輪和砂紙打磨、機械拋光后，采用Olympus BH－2金相顯微鏡觀察其石墨組織的形態(tài)、大小及分布，在體積分?jǐn)?shù)4%的硝酸酒精溶液侵蝕后觀察其基體組織，在型號為HBE－3000布氏硬度計上測試其硬度.沖擊韌性的測試在JB－30型擺錘式?jīng)_擊試驗機上進行，根據(jù)國家標(biāo)準(zhǔn)GB/T 229—2002規(guī)定，標(biāo)準(zhǔn)V型缺口沖擊試樣尺寸為10 mm×10 mm×55 mm，測試在－40℃的液氮中進行，對沖擊試樣冷卻10 min，測試3次并取其平均值.用Philips－quanta－2000型掃描電鏡下觀察沖擊斷口形貌.

圖2 拉伸試樣的形狀與尺寸(單位:mm)Fig.2 Shape and size of the tensile specimen

1.3 熱處理工藝

對低溫高韌性球墨鑄鐵來說，不僅要具有高的抗拉強度，同時仍需具備良好的低溫沖擊韌性.球墨鑄鐵的綜合力學(xué)性能由其基體組織和石墨組織決定.在石墨為球狀時，其性能主要由基體組織中珠光體和鐵素體的數(shù)量比例和形態(tài)來決定.不同的熱處理工藝下，球墨鑄鐵的綜合力學(xué)性能受到很大影響.為消除鑄件鑄態(tài)組織中存在的滲碳體和磷共晶，提高組織彌散程度，盡量避免鑄件表面出現(xiàn)碳脫層，降低加熱溫度和加熱時間［18］，選擇對球墨鑄鐵進行中溫奧氏體均勻化處理.

查閱相關(guān)資料［18－19］，結(jié)合生產(chǎn)實際，對球墨鑄鐵采用的熱處理工藝為中溫奧氏體(880℃+3 h)和低溫退火(720℃ +4 h)，具體如下:加熱到880℃保溫3 h進行中溫奧氏體均勻化，爐冷到720℃保溫4 h進行低溫退火，隨爐冷卻到600℃后，出爐空冷至室溫，熱處理工藝見圖3.

圖3 熱處理工藝Fig.3 Heat treatment process

2 結(jié)果與分析

2.1 顯微組織

圖4是Ni合金化球墨鑄鐵鑄態(tài)光學(xué)顯微組織.圖4(a)為試樣石墨組織，可以發(fā)現(xiàn)，石墨球較圓整、球化效果良好、球徑較細、球數(shù)較多且分布均勻，球化等級為2～3級，球徑約為20～25μm，石墨球大小為6～7級，但存在少量的細小石墨顆粒.這是由于Ni與Si一樣，具有石墨化作用，能夠促進碳石墨化，增加石墨球數(shù)量，但其石墨化作用相對較弱［20］.

圖4(b)、(c)、(d)為腐蝕試樣不同放大倍數(shù)光學(xué)顯微組織，觀察和分析可知，基體組織由一定量的珠光體、大部分的鐵素體和少量的滲碳體構(gòu)成，其中暗灰色為珠光體，白色區(qū)域為鐵素體，白色條狀為自由滲碳體，見圖4(b).滲碳體存在的原因是低溫鐵素體球墨鑄鐵中硅含量低，盡管Ni能促使石墨化，但作用較弱，結(jié)果促使球墨鑄鐵發(fā)生了白口化傾向.

圖4 鑄態(tài)球墨鑄鐵的微觀組織Fig.4 Microstructures of as-cast ductile cast iron:(a)graphite morphology;(b) matrix structure;(c) matrix structure;(d)matrix structure

基體組織以鐵素體為主，存在一定量的珠光體，約占35%，這是因為Ni具有穩(wěn)定珠光體和降低鐵素體含量的作用［20］;且珠光體分布于幾個鐵素體晶粒的交界處，鐵素體晶粒較粗大.

由圖4可知，Ni合金化球墨鑄鐵鑄態(tài)組織由珠光體、鐵素體、球狀石墨和少量的滲碳體構(gòu)成的，其中滲碳體量為1% ～2%，不利于鑄件獲得良好的綜合力學(xué)性能.這是由于，當(dāng)液態(tài)金屬凝固后，新的鐵液很難去補充滲碳體之間的空隙，在隨后的冷卻過程中，在拉壓應(yīng)力的作用下易導(dǎo)致顯微縮松的產(chǎn)生，便會增加顯微裂紋的可能性［21］.

圖5是Ni合金化球墨鑄鐵熱處理后的光學(xué)顯微組織.

圖5 熱處理球墨鑄鐵的微觀組織Fig.5 Microstructures of heat-treated ductile cast iron:(a)graphite morphology;(b)matrix structure

分析圖5(a)可知，試樣的石墨組織良好，石墨球大小、數(shù)量、形態(tài)和分布與鑄態(tài)略有差別，部分細小石墨顆粒發(fā)生溶解，石墨球數(shù)量略微減少但變化不大，球徑略微有所增大.這可能是低溫退火時溶解的石墨顆粒促使碳原子進行了充分?jǐn)U散，碳原子在原石墨球表面沉積的緣故.觀察圖5(b)可知，滲碳體基本消失，珠光體幾乎全部發(fā)生分解，鐵素體大幅增加，鐵素體晶粒明顯細化.這可能是高溫下滲碳體發(fā)生分解而增加了鐵素體量的緣故.由圖5可知，鑄件是由鐵素體、極少量珠光體和球狀石墨構(gòu)成的混合組織.

比較圖4和圖5可知，鑄件經(jīng)過中溫奧氏體化和低溫退火后，基體中大部分珠光體發(fā)生分解，轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體，且鐵素體晶粒有所細化，滲碳體基本消失，有利于提高鑄件的塑性和沖擊韌性.比較鑄態(tài)和熱處理態(tài)試樣的石墨球發(fā)現(xiàn)，對球墨鑄鐵進行中溫奧氏體化和低溫退火處理，試樣中的石墨球形態(tài)、大小、數(shù)量及分布幾乎沒有受到太大影響，只是石墨球數(shù)量略微減少，球徑稍微增加.

2.2 斷口分析

圖6和圖7分別是鑄態(tài)和熱處理態(tài)試樣在－40℃沖擊斷口形貌的掃描電鏡照片.

圖6 鑄態(tài)沖擊試樣在－40℃時的斷口形貌Fig.6 SEM observation of fracture morphology for as-cast impact samples at－40℃:(a)fracture morphology;(b)local fracture morphology

從圖6(a)可以看出，斷口整體基本平整，局部色澤發(fā)亮，部分石墨球與基體組織發(fā)生了脫離，在基體上留下許多孔洞.這是因為在沖擊力的作用下，石墨球與基體組織變形不協(xié)調(diào)，導(dǎo)致石墨球與基體組織發(fā)生了局部分離，甚至發(fā)生石墨球從孔洞脫離現(xiàn)象.斷口局部區(qū)域出現(xiàn)了解理小平面，但沒發(fā)生解理面進一步擴展，存有少量的韌窩.圖6(b)所示為斷口局部放大形貌，可以看出斷口上未發(fā)現(xiàn)明顯的撕裂棱，這說明裂紋產(chǎn)生和擴展阻力較?。?2］，促使試樣發(fā)生脆性斷裂，可知鑄態(tài)試樣斷裂方式為典型的脆性斷裂.

圖7 熱處理態(tài)沖擊試樣在－40℃時的斷口形貌Fig.7 SEM observation of fracture morphology for heattreated impact samples at－40℃:(a)fracture morphology;(b)local fracture morphology

觀察圖7(a)熱處理態(tài)試樣斷口形貌可知，試樣斷口顏色灰暗，整體略微不平整，很少有石墨球從基體組織上脫落，這說明試樣具有一定的沖擊韌性.對圖7(a)局部放大，其形貌見圖7(b)，可以發(fā)現(xiàn)，斷口上出現(xiàn)了大量的河流花樣，局部有少量的韌窩，明顯看到石墨球周圍被撕裂而形成的撕裂棱，能夠增強裂紋產(chǎn)生和擴展的阻力，提高試樣的低溫沖擊吸收功［2，10，12，20］.斷口上的韌窩是在塑性變形過程中顯微孔洞不斷聚集或長大的結(jié)果［2，12］，這表明試樣在沖擊力作用下發(fā)生了一定塑性變形.這是由于石墨與鐵素體基體脫離后鐵素體基體發(fā)生了充分的塑性變形，同時這表明有較大阻力減緩裂紋萌生和擴展，能夠吸收更多的沖擊功，有利于提高試樣的低溫沖擊韌性.由此可知，該斷裂方式是以解理斷裂為主，伴有少量塑性變形的韌脆混合斷裂.對比分析圖6和圖7可知，鑄態(tài)試樣經(jīng)中溫奧氏體化和低溫退火處理后，其低溫沖擊斷口的斷裂方式由脆性斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)橐越饫頂嗔褳橹?，伴有少量塑性變形的韌脆混合斷裂.

2.3 力學(xué)性能

表3給出了Ni合金化球墨鑄鐵鑄態(tài)和熱處理態(tài)試樣的力學(xué)性能.觀察表3得知:鑄態(tài)試樣的抗拉強度偏高，塑性和低溫沖擊韌性差;熱處理態(tài)試樣的抗拉強度有所降低，而塑性和低溫沖擊韌性得到了明顯改善.這是由于Ni具有穩(wěn)定珠光體的作用.珠光體屬于硬脆相，可提高試樣的強度，降低其塑性和韌性;Ni在球墨鑄鐵中主要起到固溶強化作用［12，20，22］，能增加位錯運動和位錯增殖的阻力［2，22－23］.鐵液發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變時，Ni使系統(tǒng)向穩(wěn)定系轉(zhuǎn)變，促進石墨化，細化石墨直徑，改善石墨形態(tài)，降低應(yīng)力集中，減緩裂紋擴展;試樣發(fā)生共析轉(zhuǎn)變時，使系統(tǒng)轉(zhuǎn)向介穩(wěn)定系，促使形成和穩(wěn)定珠光體，且珠光體強度高于鐵素體［2，20］，故強度高，塑性韌性偏低.熱處理后試樣的抗拉強度(Rm)平均約為420 MPa，伸長率(A)可達23.4%，－40℃沖擊吸收功平均值可達12.4 J，這與熱處理后試樣中滲碳體消失，合金元素分布更加均勻，Ni對鐵素體組織固溶強化作用有關(guān).中溫奧氏體化可消除鑄件中殘余應(yīng)力，消除滲碳體，細化晶粒作用.低溫退火可促使珠光體幾乎全部發(fā)生分解，轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體組織，提高鑄件的塑性和韌性.

低溫鐵素體球墨鑄鐵要求具有高的抗拉強度、屈服強度和斷后伸長率，同時具備良好的沖擊韌性，而鑄件強度和韌性兩者很難同時兼顧.低溫鐵素體球墨鑄鐵，因硅含量低而導(dǎo)致其強度降低，可用Ni的固溶強化作用來彌補其強度的降低.而Ni是一種比較緩和的促進珠光體形成和細化元素，不僅可以均勻地分布在鐵素體基體組織中，還可以降低其韌－脆轉(zhuǎn)變溫度，提高其低溫沖擊韌性［2，10－11，12］.這是由于:1)盡管 Ni加入球墨鑄鐵引起鐵晶格發(fā)生扭曲變形，但晶格畸變程度低;2)Ni是負偏析元素［23］，不會因偏析而導(dǎo)致共晶團邊界發(fā)生脆化;3)金屬元素的晶體結(jié)構(gòu)類型為面心立方晶體結(jié)構(gòu)，滑移系多，滑移方向多［20，22］.因此，對球墨鑄鐵進行Ni微合金化，經(jīng)中溫奧氏體化和低溫退火可消除其帶來的弊端，從而可使鑄件在保證強度的同時具有良好的沖擊韌性.

表3 Ni合金化球墨鑄鐵鑄態(tài)和熱處理態(tài)試樣的力學(xué)性能Table 3 Mechanical properties of samples

3 結(jié)論

1)鑄態(tài)Ni合金化球墨鑄鐵微觀組織由少量珠光體、鐵素體和球狀石墨以及少量滲碳體組成，其強度偏高、塑性韌性差.經(jīng)中溫奧氏體化和低溫退火后，試樣微觀組織由鐵素體和球狀石墨組成，其強度有所降低，塑性韌性得到了明顯改善.

2)鑄態(tài)試樣的斷裂方式為典型的脆性斷裂，熱處理態(tài)試樣沖擊斷口存在少量小型韌窩，斷裂時發(fā)生了明顯的塑性變形，該斷裂方式為以脆性斷裂為主，伴有少量的塑性變形特征的韌脆混合斷裂.