硅含量對耐熱球墨鑄鐵顯微組織和力學(xué)性能的影響

趙 競， 王麗萍， 馮義成， 姜文勇， 王 雷， 郭二軍

(哈爾濱理工大學(xué) 材料科學(xué)與化學(xué)工程學(xué)院， 黑龍江 哈爾濱 150040)

球墨鑄鐵是20世紀(jì)40年代末開始發(fā)展起來的一種高強(qiáng)度鑄鐵材料，正是基于其優(yōu)良的性能，已成功應(yīng)用于強(qiáng)度、韌性、耐磨性要求較高的零件，在各種裝備制造領(lǐng)域得到越來越廣泛的應(yīng)用[1-5]。隨著交通運(yùn)輸技術(shù)、超超臨界發(fā)電技術(shù)的發(fā)展，汽車發(fā)動機(jī)零件、發(fā)電機(jī)組零件的使用環(huán)境越來越苛刻，耐受的使用溫度也越來越高，現(xiàn)有的普通球墨鑄鐵材料已不能滿足使用要求[6-8]。因此，開發(fā)更高耐熱性能球墨鑄鐵材料迫在眉睫。Si、Cr、Mo、Al、Ni是優(yōu)良耐熱鋼鐵材料的合金化元素，但是它們在球墨鑄鐵中具有雙重影響，一方面可以顯著提高材料的耐熱性能，但另一方面對球墨鑄鐵球化效果有不利影響，而球化效果對球墨鑄鐵鑄件質(zhì)量起到?jīng)Q定性作用[3,9-14]。

耐熱球鐵中合金元素種類及含量對材料的組織與性能可產(chǎn)生顯著影響[15]。吳曉明等[16]以高硅鉬球鐵為對象，研究了Cr對高硅鉬球墨鑄鐵組織與性能的影響規(guī)律，發(fā)現(xiàn)Cr的加入可以顯著提高球鐵的熱疲勞性能，但是Cr的加入易產(chǎn)生自由滲碳體，導(dǎo)致伸長率下降。許帥領(lǐng)[17]研究了Al對球鐵的影響規(guī)律，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，Al的加入可以使球鐵獲得優(yōu)異的耐高溫性能和耐腐蝕性能，同時也易降低鐵水流動性并產(chǎn)生鑄造缺陷，比如疏松和縮孔。劉丹等[18]對失效歧管進(jìn)行了分析研究，與未開裂的排氣歧管對比，并進(jìn)行熱模擬試驗(yàn)，研究發(fā)現(xiàn)，高溫氧化和腐蝕疲勞是排氣歧管熱循環(huán)試驗(yàn)開裂的主要原因，通過改進(jìn)工藝和改變球鐵中的Mo含量，可以改善排氣歧管的高溫綜合性能。Richard等[19]研究發(fā)現(xiàn)，增加Si含量可獲得完全鐵素體基體球墨鑄鐵，Si具有良好的固溶強(qiáng)化效果，可同時提高材料的強(qiáng)度和伸長率，但Si含量高容易產(chǎn)生沖擊脆性和碎塊狀石墨。因此，本文固定Cr、Mo、Ni、Cu含量及碳當(dāng)量不變，同時改變C和Si含量，研究Si含量對耐熱球墨鑄鐵顯微組織和力學(xué)性能影響規(guī)律。

1 試驗(yàn)材料及方法

本次澆鑄使用Q10生鐵、優(yōu)質(zhì)低碳廢鋼、鉬鐵、鉻鐵、75硅鐵、銅、鎳塊、碳化硅、稀土鎂合金球化劑6-1、含鋇量為3%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)的硅鋇孕育劑，其具體合金成分如表1所示，固定碳當(dāng)量為4.3。采用兩次孕育處理工藝，一次孕育由于澆注時間間隔長，容易造成孕育衰退，二次孕育在晚期孕育中采取隨流孕育，可起到促進(jìn)形核和抑制球化衰退的效果。一次孕育劑粒度4～10 mm，二次孕育劑的粒度采用0.5～1 mm；球化劑粒度為4～10 mm。

表1 耐熱球墨鑄鐵的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

本試驗(yàn)采用中頻感應(yīng)電爐進(jìn)行熔煉。出爐溫度控制在1500～1550 ℃，球化處理和一次孕育采用沖入法，事先將球化劑和一次孕育劑放入澆包底部，出爐后加入二次孕育劑，然后再向鐵液表面均勻覆蓋珍珠巖集渣劑進(jìn)行集渣并扒渣，扒渣后進(jìn)行澆鑄，澆注溫度控制在1400～1450 ℃，球化劑的加入量為1.5%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)，孕育劑的加入量為1.5%；包底1.2%的75硅鐵+0.1%碳化硅，二次孕育為0.2%的硅鋇孕育劑。每包澆鑄3個壁厚25 mm的Y型試塊，試塊尺寸如圖1所示，澆鑄完成后，冷卻3 h，開箱取出Y型試塊，進(jìn)行落砂和清理。

圖1 Y型試塊及取樣位置示意圖Fig.1 Schematic diagram of Y-shaped tested block and sampling positions

在圖1所示位置取樣，金相試樣經(jīng)打磨和拋光后使用4%(體積分?jǐn)?shù))的硝酸酒精進(jìn)行腐蝕，然后使用OLYMPUS-GX71型光學(xué)顯微鏡觀察不同硅含量的基體組織和石墨形貌。用MTS E45.305型電子萬能拉伸試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫和高溫拉伸測試，室溫、高溫拉伸試棒分別根據(jù)GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第1部分：室溫試驗(yàn)方法》和GB/T 4338—2006《金屬材料 高溫拉伸試驗(yàn)方法》制備，拉伸試樣尺寸如圖2所示。為了減少誤差，每組測試3個試樣，結(jié)果取其平均值。標(biāo)距為30 mm，標(biāo)距內(nèi)徑為φ6 mm，拉伸速度為1 mm/min。

圖2 拉伸試樣尺寸(a)室溫；(b)高溫Fig.2 Dimensions of the tensile specimens(a) room temperature; (b) high temperature

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 鑄態(tài)石墨形貌

石墨球的球化率、平均直徑和數(shù)量等對球墨鑄鐵質(zhì)量有著重要影響，生產(chǎn)中希望獲得球形圓整、分布均勻、球徑較小、數(shù)目較多的石墨球。從澆鑄的Y型試塊上取出金相試樣，試樣經(jīng)打磨、拋光后，用光學(xué)顯微鏡在100倍下觀察球墨鑄鐵的石墨形態(tài)，不同硅含量球墨鑄鐵中石墨形貌如圖3所示。

圖3 不同硅含量試樣的石墨形態(tài)Fig.3 Graphite morphologies of the specimens with different silicon contents(a) 2.8%; (b) 3.3%; (c) 3.8%; (d) 4.3%; (e) 4.8%

取5個不同視域的形貌，利用Image-pro plus(Version6.0)圖形分析軟件對石墨球球化率進(jìn)行定量分析。當(dāng)硅含量為2.8%時，球狀石墨分布均勻，球狀數(shù)目多，球化率為91.14%；當(dāng)硅含量為3.3%時，球狀石墨分布較均勻，球狀數(shù)目較多，球化率為86.09%；當(dāng)硅含量為3.8%時，球狀石墨分布較不均勻，出現(xiàn)了畸形石墨，此時球化率為75.78%；當(dāng)硅含量為4.3%時，球狀石墨分布較不均勻，出現(xiàn)了畸形石墨，此時球化率為68.84%；當(dāng)硅含量為4.8%時，球狀石墨分布非常不均勻，出現(xiàn)了大量的畸形石墨，此時球化率為57.26%。

石墨球尺寸由石墨的長大過程決定。本試驗(yàn)在保證碳當(dāng)量的前提下，通過增加硅含量、減少碳含量來調(diào)節(jié)球墨鑄鐵的組織。在石墨長大的第一階段，石墨形核后，周圍的碳原子逐漸向石墨核心聚集，碳含量的減少，導(dǎo)致了石墨的尺寸逐漸減小的現(xiàn)象；隨著硅含量的增加，體系的共晶轉(zhuǎn)變溫度及共析轉(zhuǎn)變溫度均有所提高，碳擴(kuò)散速度的加快，導(dǎo)致石墨加速長大；硅作為置換原子固溶于奧氏體或者鐵素體中，幾乎不在石墨中固溶，從而減少了碳在晶格中的固溶度，因此石墨尺寸又隨著硅含量的增加而增加。綜合這3個因素再結(jié)合圖3中石墨球尺寸的大小，可認(rèn)為碳含量的減少對石墨球尺寸影響因素可以被碳的擴(kuò)散速度增加及固溶度的減少因素抵消，因此石墨的尺寸幾乎不會發(fā)生明顯變化。依據(jù)GB/T 9441—2009《球墨鑄鐵金相檢驗(yàn)》，不同硅含量球墨鑄鐵中石墨形態(tài)分布評定結(jié)果見表2?？梢钥闯?，隨著硅含量的升高，球化級別從1級下降至5級，球化率從95%下降至60%，球徑級別幾乎無明顯變化，硅含量對石墨球的圓整度影響較大，對石墨球尺寸幾乎沒有影響。

表2 不同硅含量球墨鑄鐵中石墨形態(tài)分布評定

圖4 不同硅含量試樣的顯微組織Fig.4 Microstructure of the specimens with different silicon contents(a) 2.8%; (b) 3.3%; (c) 3.8%; (d) 4.3%; (e) 4.8%

2.2 微觀組織

將制備好的金相試樣用4%(體積分?jǐn)?shù))硝酸酒精溶液進(jìn)行腐蝕，用光學(xué)顯微鏡觀察不同硅含量球墨鑄鐵的基體組織，其結(jié)果如圖4所示?？煽闯鲈嚇踊w組織由鐵素體和珠光體組成。隨著硅含量的增加，基體中珠光體數(shù)量逐漸減少。利用Image-pro plus(Version 6.0)圖形分析軟件對珠光體含量進(jìn)行定量分析，測得其含量分別為51.06%、42.35%、29.18%、17.83%、8.65%。當(dāng)硅含量為2.8%、碳含量3.4%時，奧氏體組織中固溶的碳含量最多，在遠(yuǎn)離石墨位置處，滲碳體具備形核條件，易轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w，因此其基體組織中存在約50%的珠光體；隨著硅含量的逐漸增加，固溶于奧氏體中的碳含量逐漸減少，再加上硅能提高相變溫度、增強(qiáng)碳擴(kuò)散能力的作用，在遠(yuǎn)離石墨的位置處，固溶于奧氏體中的碳易擴(kuò)散至石墨相，滲碳體不易形核，因此隨著硅含量的增加，珠光體含量逐漸下降。

圖5 不同硅含量試樣的室溫拉伸性能(a)抗拉強(qiáng)度；(b)伸長率Fig.5 Room temperature tensile properties of the specimens with different silicon contents(a) tensile strength; (b) elongation

2.3 室溫拉伸性能

室溫下試樣的抗拉強(qiáng)度、伸長率隨著硅含量的變化如圖5所示。可以看出，隨著硅含量的增加，拉伸試樣的抗拉強(qiáng)度呈現(xiàn)先上升后下降的趨勢，伸長率呈下降趨勢,當(dāng)硅含量為3.8%時，抗拉強(qiáng)度為726 MPa，伸長率為1.6%。球墨鑄鐵是一種典型的彌散分布合金材料，其組織相當(dāng)于鋼基體上分布第二相的石墨，由于石墨的強(qiáng)度非常低，僅為20 MPa，其在基體中相當(dāng)于較多的孔洞型的微裂紋，其對抵抗位錯滑移的能力極差，故其對材料強(qiáng)度所起作用極小。由金屬材料組織與性能之間的關(guān)系可知，石墨的圓整度越好、尺寸越小、數(shù)量越少，球墨鑄鐵的力學(xué)性能越好。硅含量在2.8%～3.8%時，抗拉強(qiáng)度逐漸上升，此時石墨形態(tài)較為圓整，對基體的割裂作用較小，硅可以在奧氏體中形成置換固溶體，由于硅的原子半徑比鐵的原子半徑小，因此鐵素體發(fā)生嚴(yán)重晶格畸變，位錯與硅原子交互作用所形成的Cottrell氣團(tuán)的能量逐漸增加，位錯要發(fā)生運(yùn)動必須在更大的應(yīng)力作用下掙脫Cottrell氣團(tuán)的釘扎作用，因此隨著硅含量的增加，硅的固溶度逐漸增加，晶格畸變更為嚴(yán)重，固溶強(qiáng)化效果更加顯著，抗拉強(qiáng)度強(qiáng)度逐漸增加。當(dāng)硅含量為3.8%～4.8%時，試樣的抗拉強(qiáng)度呈現(xiàn)下降趨勢，主要是由于當(dāng)硅含量繼續(xù)增加時，出現(xiàn)了大量的畸形石墨，施加拉應(yīng)力時，畸形石墨尖端處造成應(yīng)力集中，導(dǎo)致了裂紋的萌生并擴(kuò)展。研究表明，鑄態(tài)硅系耐熱球鐵固溶了一定數(shù)量的氫，它隨硅原子自發(fā)溶入α-Fe,并在某些晶面形成偏析、導(dǎo)致氫脆[20]。因此隨著硅含量的繼續(xù)增加，伸長率逐漸降低。

2.4 室溫拉伸斷口形貌

圖6為不同硅含量試樣的室溫拉伸斷口形貌，可以看到石墨球脫落數(shù)量較少，有大量的解理面和河流花樣。再結(jié)合室溫拉伸下的伸長率，可以判定斷裂為脆性斷裂。在球墨鑄鐵凝固時，在石墨與鐵素體和珠光體的界面上容易偏析形成夾雜物和碳化物，在拉伸過程中容易造成應(yīng)力集中從而產(chǎn)生微裂紋。隨著應(yīng)變的繼續(xù)增加，微裂紋在塑性較低的珠光體一側(cè)長大，但是周圍塑性較高的鐵素體延緩了裂紋的擴(kuò)展。最終隨著鐵素體的斷裂形成解理裂紋繼續(xù)擴(kuò)展。同時隨著硅含量的增加，石墨形狀惡化，石墨的尖銳邊緣也會造成應(yīng)力集中形成微裂紋源。由于晶體缺陷的存在，晶體不是在一個晶面上解理，而是形成了相互平行高度不同的多個解理面，在不同的解理面之間存在臺階。在解理裂紋拓展的過程中，不同的臺階相互匯合形成更大的臺階，表現(xiàn)為河流花樣，河流的流向即為裂紋擴(kuò)展的方向[21]。

圖6 不同硅含量試樣的室溫拉伸斷口形貌Fig.6 Room temperature tensile fracture morphologies of the specimens with different silicon contents(a) 2.8%; (b) 3.3%; (c) 3.8%; (d) 4.3%; (e) 4.8%

2.5 高溫拉伸性能

在500 ℃下進(jìn)行拉伸性能測試，試樣的抗拉強(qiáng)度、伸長率的變化情況如圖7所示。由圖7可以看出，隨著硅含量的增加，高溫拉伸試樣的抗拉強(qiáng)度升高，伸長率呈下降趨勢，當(dāng)硅含量為4.8%時，抗拉強(qiáng)度為532 MPa，伸長率為6%。在室溫下，金屬材料的塑性變形主要通過晶內(nèi)滑移和孿晶兩種機(jī)制進(jìn)行。晶粒邊界是位錯運(yùn)動的阻礙，致使塑性變形抗力增大。但在高溫下，不會產(chǎn)生孿晶變形，也不會出現(xiàn)在較低溫度下由于孿晶或位錯塞積導(dǎo)致的脆性解理斷裂。溫度升高至500 ℃并保溫0.5 h，晶內(nèi)強(qiáng)度和晶界強(qiáng)度下降，導(dǎo)致高溫下抗拉強(qiáng)度較室溫整體下降。保溫0.5 h可以使石墨球周圍的殘余應(yīng)力減小，同時材料內(nèi)部原子擴(kuò)散能力增大，位錯運(yùn)動能力增加，空位數(shù)量增多，且部分晶界參與滑移，使得材料的塑性變形能力增加，達(dá)到屈服時才發(fā)生斷裂，因此高溫下整體伸長率較常溫有較為明顯的增加趨勢。已有相關(guān)研究證明[22]，球墨鑄鐵晶界上原子在高溫下排列不規(guī)則，擴(kuò)散容易通過晶界進(jìn)行，晶界強(qiáng)度下降較快，對塑性變形提供直接貢獻(xiàn)。

圖7 不同硅含量試樣的高溫拉伸性能(a)抗拉強(qiáng)度；(b)伸長率Fig.7 High temperature tensile properties of the specimens with different silicon contents(a) tensile strength; (b) elongation

2.6 高溫拉伸斷口形貌

圖8為不同硅含量試樣的高溫拉伸斷口形貌，可以看出存在大量石墨球脫落后留下的韌窩和撕裂棱，同時局部區(qū)域存在解理特征，因此屬于韌性斷裂為主的混合型斷裂形式。在拉應(yīng)力的作用下，由于存在頸縮，在最小界面上造成三維壓力，壓力在軸線方向最大，造成石墨球脫落形成較大的空洞(韌窩)。與此同時石墨周圍的基體發(fā)生了局部的塑性變形，在夾雜物等處的周圍產(chǎn)生了較小的空洞，但是由于鐵素體的塑性較好阻礙了裂紋拓展。隨著應(yīng)變繼續(xù)增大，空洞長大并最終聚合在一起，造成延性斷裂。硫化物等雜質(zhì)相的存在會造成應(yīng)力集中，成為裂紋源，造成局部的解理斷裂[23]。

圖8 不同硅含量試樣的高溫拉伸斷口形貌Fig.8 High temperature tensile fracture morphologies of the specimens with different silicon contents(a) 2.8wt%; (b) 3.3wt%; (c) 3.8wt%; (d) 4.3wt%; (e) 4.8wt%

3 結(jié)論

1) 硅含量為2.8%～4.8%時，耐熱球墨鑄鐵的基體組織為鐵素體和珠光體混合基體，隨著硅含量的增加，珠光體含量從51.06%減少至8.65%。

2) 在室溫下，隨著硅含量增加，鑄態(tài)耐熱球墨鑄鐵的抗拉強(qiáng)度呈現(xiàn)先上升后下降的趨勢，試樣的伸長率呈現(xiàn)下降趨勢，當(dāng)硅含量為3.8%時，抗拉強(qiáng)度為726 MPa，伸長率為1.6%，室溫拉伸斷口斷裂形式表現(xiàn)為脆性斷裂。

3) 在500 ℃高溫下，隨著硅含量的增加，鑄態(tài)耐熱球墨鑄鐵的抗拉強(qiáng)度呈現(xiàn)逐漸上升的趨勢，伸長率呈現(xiàn)逐漸下降的趨勢，當(dāng)硅含量為4.8%時，抗拉強(qiáng)度為532 MPa，伸長率為6%，此時拉伸斷口形式表現(xiàn)為韌-脆混合型斷裂。