不同底材對亞微米亞共晶白口鑄鐵組織和力學(xué)性能的影響

喇培清，李正寧，胡蘇磊，李翠玲，魏玉鵬，盧學(xué)峰，魏福安

（蘭州理工大學(xué) 甘肅省有色金屬新材料國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，蘭州730050）

鑄鐵是一種常用的工程材料，其在工業(yè)上的應(yīng)用至今已有100多年的歷史。其中白口鑄鐵因?yàn)榫哂泻芎玫哪湍バ猿蔀橐环N非常重要的耐磨材料［1，2］。當(dāng)普通白口鑄鐵中不加入其他合金元素時，其顯微組織是由片狀滲碳體和珠光體所組成。由于滲碳體的硬度相當(dāng)高，使得白口鑄鐵具有很高的硬度，鑄件的硬度一般可在500HV以上。具有一定的耐磨性，價格低廉，是一種傳統(tǒng)的抗磨、耐磨材料。但其顯微組織中滲碳體呈網(wǎng)狀分布，導(dǎo)致鑄件的脆性大，容易斷裂，并且基體硬度不高，不能在承受沖擊載荷的地方使用，使其適用范圍受到限制［3－6］。因此，一些提高此類材料強(qiáng)度的同時提高其室溫塑性的研究顯得極為重要，在鑄鐵中加入高價合金元素是一種常用的方法，但由于這些合金元素本身價格昂貴，使其大規(guī)模工業(yè)化生產(chǎn)和應(yīng)用受到了極大的限制。

晶粒細(xì)化是發(fā)展低成本、高性能和高耐磨性無高價合金元素添加的白口鑄鐵一條切實(shí)可行的路線。晶粒細(xì)化可使白口鑄鐵材料的本征脆性得到改善。所制備的亞微米晶白口鑄鐵具有較高強(qiáng)度的同時，其延展性也明顯改善［7－15］。本研究通過鋁熱反應(yīng)法制備了含碳量為3.5%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同）的亞微米晶亞共晶鑄鐵材料，研究了不同底材對鋁熱法制備的亞共晶鑄鐵組織和力學(xué)性能的影響。

1 實(shí)驗(yàn)

用于制備白口鑄鐵的原料，為粉末狀，其組分為純度大于99%的Fe2O3，Al，石墨粉，Si，余量為Fe。Fe2O3粉與Al粉按反應(yīng)式（1）進(jìn)行稱量后，加入占生成純鐵總量40%的鐵粉，在反應(yīng)物料為220g的條件下制備硅含量為2%，含碳量為3.5%的亞共晶白口鑄鐵。反應(yīng)物料在行星式球磨機(jī)中球磨混合8h，所用磨球?yàn)锳l2O3球，球料比為1∶2，球磨速率為150r／min，反應(yīng)物料成型壓力40MPa，銅底材厚度為13mm，玻璃底材厚度為10mm，引燃溫度270℃左右。銅模具、銅底材及玻璃底材使用前均用酒精清洗。將壓實(shí)后的反應(yīng)物料置于銅底材或玻璃底材之上，薄片狀的引燃劑放置于反應(yīng)物料上部以引發(fā)反應(yīng)，將放置有反應(yīng)物料的銅模具放入反應(yīng)容器中進(jìn)行反應(yīng)。

室溫下用氬氣吹掃反應(yīng)容器以排除其中的空氣，當(dāng)容器溫度升至200℃時再次排氣，然后通入5MPa的氬氣繼續(xù)升高容器溫度，當(dāng)容器內(nèi)溫度達(dá)到270℃左右時，引燃劑燃燒并釋放出大量的熱，從而引發(fā)反應(yīng)物料間的反應(yīng)。反應(yīng)的燃燒波將從反應(yīng)物料頂端迅速蔓延至其底部，在燃燒波通過的區(qū)域反應(yīng)物將轉(zhuǎn)變成產(chǎn)物，產(chǎn)物在反應(yīng)自身釋放的熱量作用下被熔化，處于過熱狀態(tài)。反應(yīng)在幾秒內(nèi)完成，生成的產(chǎn)物在氬氣保護(hù)下隨爐冷卻至室溫。室溫下將產(chǎn)物取出，所得亞共晶鑄鐵表面有一層灰色Al2O3，可手工除去。按照上述方法分別在銅底材和玻璃底材上制備了亞共晶白口鑄鐵樣品。

用TAS－990F原子吸收光譜儀，MeF3金相顯微鏡，EPMA－1600型電子探針，D8X射線衍射儀以及JSM－6700F場發(fā)射掃描電子顯微鏡分析了不同碳含量白口鑄鐵樣品的成分分析、相組成、組織形貌。在HBRVU－187.5型布洛維光學(xué)硬度計上測定硬度。壓縮和拉伸試樣用電火花切割機(jī)加工而成，壓縮試樣為φ5mm×5mm的圓柱，拉伸試樣尺寸如圖1所示，厚度為2mm，在室溫下進(jìn)行壓縮和拉伸實(shí)驗(yàn)。實(shí)驗(yàn)在AT10t試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，采用壓頭速率為0.2mm／min的位移加載。

圖1 拉伸試樣尺寸圖（mm）Fig.1 The size of tensile specimens（mm）

2 結(jié)果與討論

2.1 成分分析

對所制備的亞共晶鑄鐵中碳、硅元素進(jìn)行原子吸收光譜分析，結(jié)果顯示制備的鑄鐵材料中碳、硅元素的含量分別為2.95%和1.4%。由于在實(shí)驗(yàn)過程中元素有所損失，制備的鑄鐵材料中碳、硅元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)有所下降，但碳含量為2.95%的鑄鐵材料仍在亞共晶鑄鐵范圍內(nèi)，所制備的鑄鐵材料是亞共晶成分。

2.2 組織分析

圖2為鋁熱反應(yīng)法制備的亞共晶鑄鐵的X射線衍射分析。經(jīng)過標(biāo)定可以看出材料基體相為鐵素體，并且X射線衍射圖中出現(xiàn)了明顯的滲碳體的衍射峰，這是因?yàn)殍T鐵材料的滲碳體含量較高，因此出現(xiàn)了滲碳體的衍射峰。圖3為鋁熱反應(yīng)法制備亞共晶鑄鐵的金相組織照片。其中圖3（a）為銅底材制備的亞共晶鑄鐵材料的金相照片。圖3（b）為玻璃底材制備的材料的金相照片。由圖3（a），（b）可以看出，材料的金相組織均由黑色部分和白色部分組成。此外還存在少量的顆粒狀物質(zhì)。

圖4為鋁熱反應(yīng)法制備的亞共晶鑄鐵的電子探針照片，從圖中可以看出材料中存在碳元素的不均勻分布，富碳區(qū)域就是滲碳體相，貧碳區(qū)域就是珠光體相。因此在金相圖中，黑色部分為珠光體，而白色部分相應(yīng)為滲碳體。由圖4還可以看出，金相圖中的黑色顆粒狀物質(zhì)主要是由Al，S，O等元素構(gòu)成的夾雜，材料基體均由Fe元素組成。

圖5為不同底材制備的亞共晶鑄鐵的掃描電鏡照片（SEM）。其中圖5（a）為銅底材制備亞共晶鑄鐵材料的SEM照片，從圖5（a）可以清晰地看見整齊的片狀組織，在觀察過程中還發(fā)現(xiàn)了一小部分的粒狀珠光體，但含量很少，在5%左右。對SEM照片進(jìn)行統(tǒng)計，計算得到鋁熱法銅底材制備的亞共晶鑄鐵的珠光體平均片層間距大約為220nm。圖5（b）為玻璃底材制備亞共晶鑄鐵材料的SEM照片。從圖5（b）可以看到小部分粒狀珠光體的存在，但是含量很少，主要以片狀珠光體的形態(tài)居多?？梢钥闯觯ＡУ撞闹苽鋪喒簿цT鐵的片間距整體小于銅底材制備的材料。由圖5（b）可看出，珠光體片間距大小不均，差別較大，這是因?yàn)橹楣怏w組織一部分是由先共晶奧氏體轉(zhuǎn)變得來，另一部分由共晶奧氏體轉(zhuǎn)變而來，此外，形核的先后順序不一樣也會導(dǎo)致片間距的大小不均勻，差別較大。對珠光體片間距進(jìn)行統(tǒng)計得到的平均片間距為大約165nm。

圖2 不同底材亞共晶鑄鐵材料的XRD圖（a）銅底材；（b）玻璃底材Fig.2 XRD patterns of the hypoeutectic cast iron materials prepared by different substrates（a）copper substrate；（b）glass substrate

圖3 不同底材亞共晶鑄鐵材料的金相組織照片（a）銅底材；（b）玻璃底材Fig.3 OM images of the hypoeutectic cast iron materials prepared by different substrates（a）copper substrate；（b）glass substrate

圖4 亞共晶鑄鐵材料的EPMAFig.4 EPMA of the hypoeutectic cast iron materials

2.3 力學(xué)性能

對不同底材上制備的亞共晶鑄鐵進(jìn)行了維氏硬度測試，銅底材和玻璃底材亞共晶白口鐵的維氏硬度分別為564HV和552HV，其中銅底材制備的亞共晶鑄鐵具有較高的硬度。圖6為不同底材制備的亞共晶白口鑄鐵在室溫下的力學(xué)性能曲線，其中圖6（a）壓縮應(yīng)力－應(yīng)變曲線。銅底材亞共晶白口鐵的壓縮流變應(yīng)力高于玻璃底材亞共晶白口鐵的流變應(yīng)力。銅底材亞共晶白口鐵的抗壓強(qiáng)度為2429MPa，玻璃底材亞共晶白口鐵的抗壓強(qiáng)度為2224MPa。

圖6 亞共晶鑄鐵的力學(xué)性能（a）壓縮應(yīng)力－應(yīng)變曲線圖；（b）拉伸應(yīng)力－應(yīng)變曲線圖Fig.6 Mechanical properties of the hypoeutectic cast iron（a）compressive stress－strain curves；（b）tensile stress－strain curves

圖6（b）為不同底材所制備的亞共晶白口鑄鐵在室溫下的拉伸應(yīng)力－應(yīng)變曲線。銅底材亞共晶白口鐵的拉伸應(yīng)力應(yīng)變曲線高于玻璃底材亞共晶白口鐵的。銅底材亞共晶白口鐵的抗拉強(qiáng)度為391MPa，玻璃底材亞共晶白口鐵的抗拉強(qiáng)度為383MPa，玻璃底材亞共晶白口鐵的抗拉強(qiáng)度低于銅底材的。銅底材亞共晶白口鐵的伸長率為2%，玻璃底材亞共晶白口鐵的伸長率為3%，玻璃底材亞共晶白口鐵的伸長率較高。圖7中的（a），（b）分別為銅底材和玻璃底材亞共晶白口鐵的斷口形貌，從圖中可以看出，銅底材和玻璃底材的亞共晶白口鐵的組織比較致密，沒有明顯缺陷。其斷口形貌有解理斷裂，也有塑性斷裂的斷面。納米亞共晶白口鐵的抗壓和拉伸強(qiáng)度與有合金元素添加的含約4%鎳元素的Ni－Hard2鑄鐵相當(dāng)，但塑性遠(yuǎn)優(yōu)于Ni－Hard2。因此，通過納米化可以實(shí)現(xiàn)鑄鐵的力學(xué)性能達(dá)到或超過有合金元素添加的白口鑄鐵。

2.4 討論

由于鋁熱反應(yīng)過程中熔體過熱度高，凈化效果好，使奧氏體在凝固過程中形核率很高，得到了細(xì)小的奧氏體晶粒，使得單位體積內(nèi)的界面積明顯增加，在后續(xù)奧氏體向珠光體轉(zhuǎn)變時珠光體形核位置多，形核率高，因此得到的珠光體片層間距比鑄態(tài)組織要細(xì)小很多，處于納米級［16］。冷卻速率也是影響片間距大小的一個主要因素，熔體處于較低環(huán)境溫度的高導(dǎo)熱底材上時，熔體冷卻凝固較快，快的冷卻速度使熔體在結(jié)晶過程中晶核的生長時間受到限制，從而在凝固結(jié)束時獲得較為細(xì)小的珠光體片間距。片層間距的降低導(dǎo)致相界面的增加，而相界面對變形起著重要的阻礙作用，從而使得合金抵抗變形的能力增加，即片層間距的降低是納米亞共晶白口鑄鐵顯微硬度提高的主要原因［17，18］。

圖7 不同底材亞共晶鑄鐵的斷口形貌（a）銅底材；（b）玻璃底材Fig.7 Fracture morphology of the hypoeutectic cast iron prepared by different substrates（a）copper substrate；（b）glass substrate

參考之前的溫度場模擬［17］，由于銅底材在降溫初期冷卻速率很快，因此可以得到比玻璃底材細(xì)小的奧氏體晶粒，對獲得片層間距更細(xì)小的珠光體晶粒有利，但由于在800℃以下的降溫過程中玻璃底材的冷卻速率為5.385℃／s，大于銅底材的冷卻速率2.825℃／s，更有利于在A3轉(zhuǎn)變過程中以及隨后的冷卻過程中獲得片層間距細(xì)小的珠光體晶粒，在這兩者的綜合作用下，最終得到玻璃底材制備的亞共晶鑄鐵珠光體片層間距小于銅底材的。

玻璃底材亞共晶白口鐵的珠光體層間距較小，對于片層珠光體組織，珠光體片層表現(xiàn)出一定程度的塑性變形能力，并隨片層間距的減小變形能力增強(qiáng)。對于細(xì)片層組織，應(yīng)變分布比較均勻，變形范圍比較廣泛，斷裂方式表現(xiàn)出延性斷裂特征，從而具有良好的拉伸性能，伸長率較高。而銅底材所得的亞共晶白口鐵珠光體層間距較大，在粗珠光體中，應(yīng)變分布很不均勻，變形主要集中在強(qiáng)烈剪切變形帶中進(jìn)行，裂紋形核主要是滲碳體片層沿剪切形變帶開裂的結(jié)果，斷裂方式表現(xiàn)出脆性斷裂特征，伸長率較低。珠光體以鐵素體和滲碳體片層交替的形勢發(fā)展，相互平行增長的相鄰鐵素體和滲碳體片層構(gòu)成珠光體團(tuán)。銅底材亞共晶白口鐵中珠光體團(tuán)相對較小，而珠光體團(tuán)直徑減小，則單位體積內(nèi)片層排列方向增多，使局部產(chǎn)生大量的塑性變形引起應(yīng)力集中的可能性減小，因而強(qiáng)度得到提高，所以在力學(xué)實(shí)驗(yàn)中銅底材亞共晶白口鐵呈現(xiàn)出較好的抗拉強(qiáng)度和抗壓強(qiáng)度。

3 結(jié)論

（1）用鋁熱反應(yīng)法在不同底材條件下制備的亞共晶鑄鐵均為亞微米晶，其相組成為珠光體和滲碳體。

（2）由于800℃以下的降溫過程中玻璃底材的冷卻速率大于銅底材的，導(dǎo)致玻璃底材制備的亞共晶鑄鐵平均珠光體層間距為165nm，大于銅底材的220nm。

（3）不同底材條件下制備的亞共晶鑄鐵珠光體層間距的不同會影響其力學(xué)性能，銅底材和玻璃底材亞共晶白口鐵的維氏硬度分別為564HV和552HV，抗壓強(qiáng)度分別為2429MPa和2224MPa，抗拉強(qiáng)度分別為391MPa和383MPa，伸長率分別為2%和3%。亞微米亞共晶鑄鐵的力學(xué)性能與Ni－Hard2相當(dāng)。

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