硅含量对耐热球墨铸铁显微组织和力学性能的影响

2022-11-17王丽萍冯义成姜文勇郭二军

金属热处理 2022年9期

赵竞，王丽萍，冯义成，姜文勇，王雷，郭二军

(哈尔滨理工大学材料科学与化学工程学院，黑龙江哈尔滨 150040)

球墨铸铁是20世纪40年代末开始发展起来的一种高强度铸铁材料，正是基于其优良的性能，已成功应用于强度、韧性、耐磨性要求较高的零件，在各种装备制造领域得到越来越广泛的应用[1-5]。随着交通运输技术、超超临界发电技术的发展，汽车发动机零件、发电机组零件的使用环境越来越苛刻，耐受的使用温度也越来越高，现有的普通球墨铸铁材料已不能满足使用要求[6-8]。因此，开发更高耐热性能球墨铸铁材料迫在眉睫。Si、Cr、Mo、Al、Ni是优良耐热钢铁材料的合金化元素，但是它们在球墨铸铁中具有双重影响，一方面可以显著提高材料的耐热性能，但另一方面对球墨铸铁球化效果有不利影响，而球化效果对球墨铸铁铸件质量起到决定性作用[3,9-14]。

耐热球铁中合金元素种类及含量对材料的组织与性能可产生显著影响[15]。吴晓明等[16]以高硅钼球铁为对象，研究了Cr对高硅钼球墨铸铁组织与性能的影响规律，发现Cr的加入可以显著提高球铁的热疲劳性能，但是Cr的加入易产生自由渗碳体，导致伸长率下降。许帅领[17]研究了Al对球铁的影响规律，结果发现，Al的加入可以使球铁获得优异的耐高温性能和耐腐蚀性能，同时也易降低铁水流动性并产生铸造缺陷，比如疏松和缩孔。刘丹等[18]对失效歧管进行了分析研究，与未开裂的排气歧管对比，并进行热模拟试验，研究发现，高温氧化和腐蚀疲劳是排气歧管热循环试验开裂的主要原因，通过改进工艺和改变球铁中的Mo含量，可以改善排气歧管的高温综合性能。Richard等[19]研究发现，增加Si含量可获得完全铁素体基体球墨铸铁，Si具有良好的固溶强化效果，可同时提高材料的强度和伸长率，但Si含量高容易产生冲击脆性和碎块状石墨。因此，本文固定Cr、Mo、Ni、Cu含量及碳当量不变，同时改变C和Si含量，研究Si含量对耐热球墨铸铁显微组织和力学性能影响规律。

1 试验材料及方法

本次浇铸使用Q10生铁、优质低碳废钢、钼铁、铬铁、75硅铁、铜、镍块、碳化硅、稀土镁合金球化剂6-1、含钡量为3%(质量分数，下同)的硅钡孕育剂，其具体合金成分如表1所示，固定碳当量为4.3。采用两次孕育处理工艺，一次孕育由于浇注时间间隔长，容易造成孕育衰退，二次孕育在晚期孕育中采取随流孕育，可起到促进形核和抑制球化衰退的效果。一次孕育剂粒度4～10 mm，二次孕育剂的粒度采用0.5～1 mm；球化剂粒度为4～10 mm。

表1 耐热球墨铸铁的化学成分(质量分数，%)

本试验采用中频感应电炉进行熔炼。出炉温度控制在1500～1550 ℃，球化处理和一次孕育采用冲入法，事先将球化剂和一次孕育剂放入浇包底部，出炉后加入二次孕育剂，然后再向铁液表面均匀覆盖珍珠岩集渣剂进行集渣并扒渣，扒渣后进行浇铸，浇注温度控制在1400～1450 ℃，球化剂的加入量为1.5%(质量分数，下同)，孕育剂的加入量为1.5%；包底1.2%的75硅铁+0.1%碳化硅，二次孕育为0.2%的硅钡孕育剂。每包浇铸3个壁厚25 mm的Y型试块，试块尺寸如图1所示，浇铸完成后，冷却3 h，开箱取出Y型试块，进行落砂和清理。

图1 Y型试块及取样位置示意图Fig.1 Schematic diagram of Y-shaped tested block and sampling positions

在图1所示位置取样，金相试样经打磨和抛光后使用4%(体积分数)的硝酸酒精进行腐蚀，然后使用OLYMPUS-GX71型光学显微镜观察不同硅含量的基体组织和石墨形貌。用MTS E45.305型电子万能拉伸试验机进行室温和高温拉伸测试，室温、高温拉伸试棒分别根据GB/T 228.1—2010《金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》和GB/T 4338—2006《金属材料高温拉伸试验方法》制备，拉伸试样尺寸如图2所示。为了减少误差，每组测试3个试样，结果取其平均值。标距为30 mm，标距内径为φ6 mm，拉伸速度为1 mm/min。

图2 拉伸试样尺寸(a)室温；(b)高温Fig.2 Dimensions of the tensile specimens(a) room temperature; (b) high temperature

2 试验结果与分析

2.1 铸态石墨形貌

石墨球的球化率、平均直径和数量等对球墨铸铁质量有着重要影响，生产中希望获得球形圆整、分布均匀、球径较小、数目较多的石墨球。从浇铸的Y型试块上取出金相试样，试样经打磨、抛光后，用光学显微镜在100倍下观察球墨铸铁的石墨形态，不同硅含量球墨铸铁中石墨形貌如图3所示。

图3 不同硅含量试样的石墨形态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个不同视域的形貌，利用Image-pro plus(Version6.0)图形分析软件对石墨球球化率进行定量分析。当硅含量为2.8%时，球状石墨分布均匀，球状数目多，球化率为91.14%；当硅含量为3.3%时，球状石墨分布较均匀，球状数目较多，球化率为86.09%；当硅含量为3.8%时，球状石墨分布较不均匀，出现了畸形石墨，此时球化率为75.78%；当硅含量为4.3%时，球状石墨分布较不均匀，出现了畸形石墨，此时球化率为68.84%；当硅含量为4.8%时，球状石墨分布非常不均匀，出现了大量的畸形石墨，此时球化率为57.26%。

石墨球尺寸由石墨的长大过程决定。本试验在保证碳当量的前提下，通过增加硅含量、减少碳含量来调节球墨铸铁的组织。在石墨长大的第一阶段，石墨形核后，周围的碳原子逐渐向石墨核心聚集，碳含量的减少，导致了石墨的尺寸逐渐减小的现象；随着硅含量的增加，体系的共晶转变温度及共析转变温度均有所提高，碳扩散速度的加快，导致石墨加速长大；硅作为置换原子固溶于奥氏体或者铁素体中，几乎不在石墨中固溶，从而减少了碳在晶格中的固溶度，因此石墨尺寸又随着硅含量的增加而增加。综合这3个因素再结合图3中石墨球尺寸的大小，可认为碳含量的减少对石墨球尺寸影响因素可以被碳的扩散速度增加及固溶度的减少因素抵消，因此石墨的尺寸几乎不会发生明显变化。依据GB/T 9441—2009《球墨铸铁金相检验》，不同硅含量球墨铸铁中石墨形态分布评定结果见表2。可以看出，随着硅含量的升高，球化级别从1级下降至5级，球化率从95%下降至60%，球径级别几乎无明显变化，硅含量对石墨球的圆整度影响较大，对石墨球尺寸几乎没有影响。

表2 不同硅含量球墨铸铁中石墨形态分布评定

图4 不同硅含量试样的显微组织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 微观组织

将制备好的金相试样用4%(体积分数)硝酸酒精溶液进行腐蚀，用光学显微镜观察不同硅含量球墨铸铁的基体组织，其结果如图4所示。可看出试样基体组织由铁素体和珠光体组成。随着硅含量的增加，基体中珠光体数量逐渐减少。利用Image-pro plus(Version 6.0)图形分析软件对珠光体含量进行定量分析，测得其含量分别为51.06%、42.35%、29.18%、17.83%、8.65%。当硅含量为2.8%、碳含量3.4%时，奥氏体组织中固溶的碳含量最多，在远离石墨位置处，渗碳体具备形核条件，易转变为珠光体，因此其基体组织中存在约50%的珠光体；随着硅含量的逐渐增加，固溶于奥氏体中的碳含量逐渐减少，再加上硅能提高相变温度、增强碳扩散能力的作用，在远离石墨的位置处，固溶于奥氏体中的碳易扩散至石墨相，渗碳体不易形核，因此随着硅含量的增加，珠光体含量逐渐下降。

图5 不同硅含量试样的室温拉伸性能(a)抗拉强度；(b)伸长率Fig.5 Room temperature tensile properties of the specimens with different silicon contents(a) tensile strength; (b) elongation

2.3 室温拉伸性能

室温下试样的抗拉强度、伸长率随着硅含量的变化如图5所示。可以看出，随着硅含量的增加，拉伸试样的抗拉强度呈现先上升后下降的趋势，伸长率呈下降趋势,当硅含量为3.8%时，抗拉强度为726 MPa，伸长率为1.6%。球墨铸铁是一种典型的弥散分布合金材料，其组织相当于钢基体上分布第二相的石墨，由于石墨的强度非常低，仅为20 MPa，其在基体中相当于较多的孔洞型的微裂纹，其对抵抗位错滑移的能力极差，故其对材料强度所起作用极小。由金属材料组织与性能之间的关系可知，石墨的圆整度越好、尺寸越小、数量越少，球墨铸铁的力学性能越好。硅含量在2.8%～3.8%时，抗拉强度逐渐上升，此时石墨形态较为圆整，对基体的割裂作用较小，硅可以在奥氏体中形成置换固溶体，由于硅的原子半径比铁的原子半径小，因此铁素体发生严重晶格畸变，位错与硅原子交互作用所形成的Cottrell气团的能量逐渐增加，位错要发生运动必须在更大的应力作用下挣脱Cottrell气团的钉扎作用，因此随着硅含量的增加，硅的固溶度逐渐增加，晶格畸变更为严重，固溶强化效果更加显著，抗拉强度强度逐渐增加。当硅含量为3.8%～4.8%时，试样的抗拉强度呈现下降趋势，主要是由于当硅含量继续增加时，出现了大量的畸形石墨，施加拉应力时，畸形石墨尖端处造成应力集中，导致了裂纹的萌生并扩展。研究表明，铸态硅系耐热球铁固溶了一定数量的氢，它随硅原子自发溶入α-Fe,并在某些晶面形成偏析、导致氢脆[20]。因此随着硅含量的继续增加，伸长率逐渐降低。

2.4 室温拉伸断口形貌

图6为不同硅含量试样的室温拉伸断口形貌，可以看到石墨球脱落数量较少，有大量的解理面和河流花样。再结合室温拉伸下的伸长率，可以判定断裂为脆性断裂。在球墨铸铁凝固时，在石墨与铁素体和珠光体的界面上容易偏析形成夹杂物和碳化物，在拉伸过程中容易造成应力集中从而产生微裂纹。随着应变的继续增加，微裂纹在塑性较低的珠光体一侧长大，但是周围塑性较高的铁素体延缓了裂纹的扩展。最终随着铁素体的断裂形成解理裂纹继续扩展。同时随着硅含量的增加，石墨形状恶化，石墨的尖锐边缘也会造成应力集中形成微裂纹源。由于晶体缺陷的存在，晶体不是在一个晶面上解理，而是形成了相互平行高度不同的多个解理面，在不同的解理面之间存在台阶。在解理裂纹拓展的过程中，不同的台阶相互汇合形成更大的台阶，表现为河流花样，河流的流向即为裂纹扩展的方向[21]。

图6 不同硅含量试样的室温拉伸断口形貌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 高温拉伸性能

在500 ℃下进行拉伸性能测试，试样的抗拉强度、伸长率的变化情况如图7所示。由图7可以看出，随着硅含量的增加，高温拉伸试样的抗拉强度升高，伸长率呈下降趋势，当硅含量为4.8%时，抗拉强度为532 MPa，伸长率为6%。在室温下，金属材料的塑性变形主要通过晶内滑移和孪晶两种机制进行。晶粒边界是位错运动的阻碍，致使塑性变形抗力增大。但在高温下，不会产生孪晶变形，也不会出现在较低温度下由于孪晶或位错塞积导致的脆性解理断裂。温度升高至500 ℃并保温0.5 h，晶内强度和晶界强度下降，导致高温下抗拉强度较室温整体下降。保温0.5 h可以使石墨球周围的残余应力减小，同时材料内部原子扩散能力增大，位错运动能力增加，空位数量增多，且部分晶界参与滑移，使得材料的塑性变形能力增加，达到屈服时才发生断裂，因此高温下整体伸长率较常温有较为明显的增加趋势。已有相关研究证明[22]，球墨铸铁晶界上原子在高温下排列不规则，扩散容易通过晶界进行，晶界强度下降较快，对塑性变形提供直接贡献。

图7 不同硅含量试样的高温拉伸性能(a)抗拉强度；(b)伸长率Fig.7 High temperature tensile properties of the specimens with different silicon contents(a) tensile strength; (b) elongation

2.6 高温拉伸断口形貌

图8为不同硅含量试样的高温拉伸断口形貌，可以看出存在大量石墨球脱落后留下的韧窝和撕裂棱，同时局部区域存在解理特征，因此属于韧性断裂为主的混合型断裂形式。在拉应力的作用下，由于存在颈缩，在最小界面上造成三维压力，压力在轴线方向最大，造成石墨球脱落形成较大的空洞(韧窝)。与此同时石墨周围的基体发生了局部的塑性变形，在夹杂物等处的周围产生了较小的空洞，但是由于铁素体的塑性较好阻碍了裂纹拓展。随着应变继续增大，空洞长大并最终聚合在一起，造成延性断裂。硫化物等杂质相的存在会造成应力集中，成为裂纹源，造成局部的解理断裂[23]。

图8 不同硅含量试样的高温拉伸断口形貌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%