低温石墨化退火对低钼、低镍球墨铸铁组织和力学性能的影响

张福全 徐共财 黄为 彭斌

摘要：对含钼0.25%，含镍0.2%～0.8%的球墨铸铁进行低温石墨化退火，测试了其力学性能，并对显微组织和冲击断口进行观察和分析.结果表明：添加少量钼和镍后铸态球墨铸铁中铁素体含量增加，冲击韧度提高50%以上，强度和硬度下降；进行低温石墨化退火后球墨铸铁中珠光体逐渐转变成铁素体，与铸态相比冲击韧度有大幅度提高，冲击吸收功最多增加500%，冲击断口存在较多的撕裂岭和少量韧窝；此外，添加钼和镍后，不同的退火工艺下试样的力学性能参数比较稳定，波动小.

关键词：球墨铸铁；退火；显微组织；冲击韧度

中图分类号：TG164.2 文献标识码：A

1943年，美国的K.D. Millis用NiMg合金在几乎与目前类似的生产条件下生产出球铁.由于其优异的性能和较低的生产成本，球墨铸铁生产技术在全球得到了飞速发展并在现代工业中得到了广泛应用[1-2].球墨铸铁的冲击韧度一般都比较低，在使用过程中有较大的局限性.因此，提高球墨铸铁的冲击韧度具有较高的研究和应用价值.长沙金龙铸造实业有限公司为满足生产需求，需要研发一种高强高韧球墨铸铁，要求在保证强度的前提下尽量提高冲击韧度.当强度要求不高时，可以对球墨铸铁进行低温石墨化退火，消除部分游离渗碳体[3-5]，增加铁素体含量，使得冲击韧度增加，强度降低.等温淬火球墨铸铁的强度和冲击韧性比普通球墨铸铁要优越[6]，当强度要求较高时可以进行等温淬火，获得强度韧性都较好的贝氏体组织[7].而低温石墨化退火工艺较简单，能耗较小.因此研究低温石墨化退火工艺对生产高韧球墨铸铁的成本控制、节约能源等方面具有重要的应用价值.

1试验方法

1.1化学成分和热处理工艺

由于锰使球墨铸铁的白口倾向增加，过多的锰对冲击韧性不利[8]，锰含量（质量分数，下同）一般应控制在0.2%以下.磷含量超过0.07%时，基体内易产生磷共晶脆性相.硫属于反球化元素，而且容易生成硫化物杂质，严重影响韧性，硫是有害杂质[9]，一般含量控制在0.03%以下.钼溶入铁素体中可形成稳定的特殊碳化物（FeMo）3C，强化铁素体基体，钼还可以细化晶粒、增加石墨球数，钼含量设为0.25%；添加镍可提高球墨铸铁的强度和冲击韧度，尤其是与少量钼结合使用时效果更显著[4].因此添加少量钼和镍可以改善球墨铸铁的强度和冲击韧性.试样的化学成分设计如表1所示.

1.2铸造熔炼

将生铁3 t、回炉料1 t、废钢300 kg和适量钼铁、镍铁合金加入规格为4.5 t的中频感应炉中熔炼，采用冲入球化法和随流孕育法浇注Y型试样.其中球化剂牌号为QRMg8RE5，加入量1.2%，孕育剂为FeSi75，加入量1%.

1.3热处理工艺

试验采用型号为KSY6DB的管式电炉进行低温石墨化退火，其一般工艺是在720～750 ℃保温3～6 h，但由于试样含有0.25%Mo，为使原子得到充分扩散，选择在740 ℃和750 ℃下保温4 h，5 h和6 h，炉冷至600 ℃空冷.热处理工艺如图1所示.

2试验结果及分析

2.1金相组织分析

试样磨平、抛光后，采用4%的硝酸酒精溶液腐蚀30 s，在金相显微镜下观察.4个试样的铸态组织如图2所示.

球墨铸铁中，由于球状石墨的含碳量接近100%，导致石墨球周围产生贫碳区，阻止了珠光体的形成[10]，基体组织为铁素体，形成铁素体包裹石墨球，珠光体包裹铁素体的特殊组织，称为牛眼组织.由图2可知，球墨铸铁铸态下的组织主要为珠光体+铁素体，此外还弥散地分布着石墨球.图中黑色石墨球周围明亮的区域是铁素体，其余大片的黑色组织为珠光体、少量磷共品和自由渗碳体组成的机械混合物[11].

1，2，3号试样添加了钼和镍之后铁素体含量明显增加，牛眼组织之间的珠光体减薄，铁素体变厚，导致牛眼组织中铁素体相连.此外，添加钼和镍之后球铁中的石墨球变得更加圆整，断裂时其对基体的割裂作用也更小，对提高冲击韧性有利[12].镍原子可以在球墨铸铁中无限固溶并呈现负偏析，在共晶团内部富集，与碳不形成碳化物[4]，因此添加0.25%的钼和0.4%～0.8%的镍可以促进球墨铸铁中铁素体的形成，冲击韧度将得到提高[13].

2.2力学性能测试与断口分析

对热处理前后的试样进行力学性能测试，包括抗拉强度、冲击韧性、硬度等.抗拉强度测试采用美国Instron 型电液伺服力学试验机，冲击韧性实际上揭示了材料的变脆倾向，用冲击试验机对试块一次性冲断时所消耗的冲击功表示.根据国际标准[ISO 1083：2004（英）]，球墨铸铁的拉伸采用圆棒状试样，冲击试块采用夏比V型缺口的试块.测试时每组3个样，取平均值.测得的试样冲击功如表2所示.抗拉强度、断后延伸率和布氏硬度如表3，表4和表5所示.

由表2～表4可知，添加钼和镍后的试样其冲击韧性提高50%以上，强度下降15%～40%.退火处理后试样的冲击韧度都有很明显的提高，其中0号试样的冲击吸收功提高了500%以上.总体上看740 ℃保温6 h，750 ℃保温4 h和750 ℃保温6 h的热处理对冲击韧性的提高最明显，除3号试样外冲击功都达到10 J以上.这是由于退火使得珠光体转变成铁素体，原子扩散过程中消除了部分铸造内应力和组织缺陷[14].其次少量的钼可以抑制珠光体的形成，试样添加钼和镍后，珠光体含量降低，铁素体含量增加，抗拉强度有较为明显的下降，随着镍含量增加，抗拉强度又呈上升趋势.从表4中数据看，退火后试样的断后延伸率都有一定的提升，其中750 ℃保温4 h的热处理对断后延伸率的提升效果最为明显，除3号样品外，其他样品的断后伸长率大多都超过10%.

综合以上数据分析，试样在750 ℃保温4 h的热处理状态下塑性韧性都有很明显的改善.4种成分的试样在750 ℃保温4 h后的金相组织见图3.

对比图2和图3可以看出，试样经过750℃保温4 h后基体中的珠光体含量显著下降，基体组织变成铁素体+少量珠光体.因此试样退火后塑性韧性增加，强度下降.3号样品塑性韧性低是由于存在大量的蠕虫状和团块状石墨，对基体存在一定的割裂作用，使得材料的塑性韧性下降[15].图3（e）和图3（f）分别是0号和1号高倍数下的退火态微观组织，图3（f）铁素体颜色较图3（e）要深，可能是由于在退火过程中钼元素阻止了C原子的扩散[16].

表2中，添加钼和镍的1，2和3号试样铸态下的冲击韧性略优于没有添加钼和镍的0号试样，但进行低温石墨化退火后韧性却较0号试样低.这是由于添加钼和镍后，球墨铸铁基体中铁素体含量增加，因此铸态下韧性更好.此外，钼是碳化物形成元素，在球墨铸铁凝固过程中容易在共晶团边界形成特殊的M6C型碳化物，在退火过程中也很难分解[4].退火后试样基体中铁素体含量相差不大，因此添加钼元素的球墨铸铁晶界的碳化物可能导致试样韧性降低.

为研究试样的断裂形式，对冲击断口进行SEM扫描，扫描照片见图4.

从图4中可以看出，4个断口都存在河流花样和撕裂岭，呈现准解理断裂的特征.试样受力后，石墨成为重要的微裂纹萌生源[17]，图4（b）中河流花样较少，石墨被撕裂岭包围，裂纹很难扩展到周围的石墨，同时石墨被铁素体所封闭，因此图4（b）中的试样在断裂前变形较充分，吸收的能量较多，韧性更好.

试样退火后铁素体含量增多，韧性有很明显的改善，试样经750 ℃保温4 h后冲击断口扫描照片见图5.

如图5（a）中所示，0号试样退火后的冲击断口由大量河流花样和少量较浅韧窝组成，石墨周围存在撕裂岭，可能是断裂过程中的塑性变形所致，整个断口存在大范围的准解理断裂和局部的韧性断裂.图5（b），（c）中的河流花样较少，而形成较多的细小韧窝和包围着石墨球的较少的撕裂岭.图5（d）中存在少量河流花样和大量撕裂岭，石墨并不圆整，存在大量异形石墨，石墨尖端成为裂纹源并扩散，导致塑性韧性差[18-19].4种试样退火后应为准解理断裂和韧性断裂的混合断裂形式.

2.3工业化生产可行性探讨

工业化生产中，由于零件尺寸和批量较大，热处理很难严格按照实验室优化后的工艺参数执行，因此探究不同合金元素及其加入量的影响有一定的现实意义.对4种成分试样采用750 ℃×4 h退火后的力学性能参数进行分析，计算每一成分的数值方差结果见表5.

方差大小反应数值的波动性大小，方差越小越有利于生产的稳定性[20-21].从表5中可以看出，与0号试样相比，1～3号试样退火后的力学性能参数与平均值相差不大，方差较0号小，数值波动小，稳定性更强.因此钼元素对球墨铸铁力学性能参数方差有较显著的影响，添加少量钼有利于生产的稳定性.

3结论

1）添加0.25%的钼和0.4%～0.8%的镍可促使球墨铸铁中铁素体的形成，冲击韧性提高超过50%，强度下降15%～40%.同时，添加钼和镍的试样退火后力学性能数据波动小，有利于工业化生产中工艺参数的控制.

2）球墨铸铁退火后，牛眼组织逐渐消失，珠光体含量下降，试样的抗拉强度下降，塑性韧性明显增加，其中试样在750 ℃保温4 h后的塑性韧性较好.

3）4种试样铸态下的断口SEM照片显示存在较多的河流花样和撕裂岭，为准解理断裂.含钼0.25%，含镍0.4%的试样石墨被撕裂岭包围，铁素体断裂前变形较充分，吸收的能量较多，韧性更好.试样退火后的断口存在较多的撕裂岭和少量韧窝，为准解理断裂和韧性断裂的混合断裂形式.

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