鉬鈮微合金化珠光體基灰鑄鐵的組織與摩擦磨損性能

高廣東，熊 毅，岳 赟，秦小才，鄒悟會，劉 棟

(1.河南科技大學 材料科學與工程學院，河南 洛陽 471023; 2.中原內(nèi)配集團股份有限公司，河南 孟州 454750)

0 引言

近年來，隨著汽車行業(yè)朝著輕量化、高爆壓、大功率化的方向發(fā)展以及中國國VI排放標準的全面實施，對發(fā)動機部件使用材料的性能要求也愈加苛刻[1]。氣缸套作為發(fā)動機燃燒室的核心部件，其工作時在承受交變機械載荷和熱負荷雙重作用下，容易出現(xiàn)局部磨損和微裂紋，造成氣缸套竄氣，增加汽車油耗以及尾氣排放，進而影響發(fā)動機動力性、安全性，因此，氣缸套要有足夠的強度以及良好的耐磨性以滿足發(fā)動機的性能需求[2]。

由于灰鑄鐵具有優(yōu)異的鑄造性、耐磨性、減震性、導熱性以及較低的生產(chǎn)成本，目前仍是氣缸套的首選材料[3]。國內(nèi)常用的氣缸套材料多為高磷鑄鐵、硼鑄鐵等，這些材料最大的缺陷是強度不高和抗磨粒磨損能力差，難以滿足汽車日漸嚴格的性能要求[4]。為了進一步提高鑄鐵氣缸套的品質(zhì)，滿足國際卡車工程標準E06—5016的要求，文獻[5]通過向鐵液中加入適量Cu、Ni、Mo等合金元素，使過冷奧氏體轉(zhuǎn)變曲線右移，以適當?shù)睦鋮s速度冷卻鑄件，并在400～500 ℃貝氏體轉(zhuǎn)變溫度保溫一段時間后，得到一種硬度為270HB、強度不低于400 MPa的多元微合金化貝氏體灰鑄鐵材料，大幅度提高了氣缸套的使用性能。

雖然上述的貝氏體灰鑄鐵具有較高的力學性能和耐磨性，但貝氏體是過冷奧氏體在中溫轉(zhuǎn)變區(qū)域形成的非平衡態(tài)組織，相比高溫轉(zhuǎn)變區(qū)域得到的珠光體組織而言，其在高溫高壓環(huán)境下工作不如珠光體組織穩(wěn)定可靠[6]，而普通珠光體灰鑄鐵材料的強度與硬度指標較低(強度一般為200～300 MPa，硬度為220HB～260HB)，不能滿足汽車高爆壓、長壽命的性能需要，所以提高珠光體灰鑄鐵的強度與耐磨性，使其性能可以達到甚至超過鑄態(tài)貝氏體灰鑄鐵，已成為亟待解決的課題。文獻[7]設(shè)計的鉻鉬銅合金化珠光體灰鑄鐵和文獻[8]研制的銅鉬鉻錫合金化高強度珠光體灰鑄鐵，雖然在力學性能和耐磨性能方面達到了貝氏體灰鑄鐵的水平，但添加過多貴重的合金元素增加了材料的生產(chǎn)成本，不利于企業(yè)批量化投產(chǎn)。為此，本文以Cu、Ni、Mo多元微合金化貝氏體灰鑄鐵為對照組，在控制鑄鐵中錳的質(zhì)量分數(shù)分別為w(Mn)=2.0%～2.1%和w(Mn)=0.2%～0.3%的基礎(chǔ)上，僅添加質(zhì)量分數(shù)之和不超過0.5%的鉬鈮合金元素，以期制備出低成本、高性能的珠光體基體灰鑄鐵材料。

1 試驗材料及方法

1.1 試驗材料

本試驗所用的主要原材料有Q12生鐵、廢鋼、硅鐵、錳鐵、鉬鐵以及鈮鐵合金。低錳合金成分如下：w(C)=2.85%～3.00%，w(S)=0.05%～0.07%，w(Si)=2.0%～2.2%，w(P)<0.1%，w(Mn)=0.2%～0.3%，w(Mo)=0.1%～0.2%，w(Nb)=0.1%～0.2%。高錳合金中錳含量增至w(Mn)=2.0%～2.1%，其余元素不變。對照組選用銅鉬鎳合金化貝氏體材質(zhì)，成分控制如下：w(C)=2.8%～3.1%，w(Si)=2.0%～2.2%，w(S)≤0.1%，w(P)≤0.1%，w(Mn)=0.4%～0.5%，w(Ni)=0.9%～1.1%，w(Cu)=0.3%～0.5%，w(Mo)=1.0%～1.5%。

1.2 熔煉及孕育

采用離心鑄造工藝，將鐵源在500 kg中頻感應電爐內(nèi)加熱熔化，待鐵水完全熔化后，使用直讀光譜儀分析鐵液成分，鐵水出爐溫度控制在1 480～1 520 ℃。

澆注前模具內(nèi)壁粘涂硅藻土涂料，待涂料干燥后方可進行澆注，模具溫度控制在220～280 ℃。鐵液孕育采用隨流孕育，鐵熔液流入澆包時，加入質(zhì)量分數(shù)為0.5%的硅鋇一次孕育，鐵水自澆包流入澆鑄機時，加入質(zhì)量分數(shù)為0.2%的硅鍶二次孕育。澆注時，待鐵液注入旋轉(zhuǎn)的模具5 s后，對模具外壁激水冷卻，此時離心機轉(zhuǎn)速為1 400 r/min。待毛坯凝固結(jié)束后即可出缸，出缸溫度控制在800～850 ℃；出缸后兩種成分的毛坯均空冷至室溫。

1.3 試驗方法

在3種不同成分(低錳、高錳、貝氏體)組成的缸套中切割出標準尺寸為140 mm×6.5 mm×6 mm的拉伸試樣9根，金相試樣3塊，摩擦磨損試樣9根(Ф6 mm×20 mm)，隨后進行退火處理，工藝為：530 ℃保溫3 h，爐冷至300 ℃空冷。

試驗前，利用不同目數(shù)的金相砂紙除去退火后試樣表面的氧化皮和毛刺，在WDW-300萬能試驗機上進行拉伸試驗。隨后將3種金相試樣研磨拋光，借助OLYMPUS PMG3型金相顯微鏡觀察石墨形態(tài)，JSM-7800F型掃描電鏡觀察基體組織，腐蝕劑是體積分數(shù)為4%的硝酸乙醇。隨后將金相試樣放置在HBS-3000 型數(shù)顯布氏硬度計上進行硬度檢測，測量壓頭是直徑為5 mm的鋼球，載荷為750 kg，保載20 s，在每個試樣上至少測3個點，結(jié)果取其平均值。

利用QG-700型氣氛高溫摩擦磨損試驗機進行銷盤旋轉(zhuǎn)式摩擦磨損試驗，對磨盤為GCr15耐磨材料，表面粗糙度標為Ra0.4。試驗過程中，試樣旋轉(zhuǎn)半徑為14 mm，載荷固定為20 N，時間15 min，溫度100 ℃，電機轉(zhuǎn)速200 r/min。每種試樣測3次，取平均值，磨損速率[9]計算如式(1)所示：

(1)

其中：W為磨損速率，mg/m；?G為磨損前后的質(zhì)量損失，mg；n為旋轉(zhuǎn)角速度，r/min；R為銷盤接觸區(qū)旋轉(zhuǎn)半徑，m；t為摩擦時間，min。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 顯微組織分析

2.1.1 金相組織觀察

灰鑄鐵中的碳大部分以片狀石墨的形式存在，其形態(tài)、大小、數(shù)量以及分布對灰鑄鐵的性能有重要影響，一般長度適中、分布均勻的A型石墨的材料強度最為理想[10-11]。圖1為3種試樣(貝氏體灰鑄鐵、低錳灰鑄鐵、高錳灰鑄鐵)拋光后未腐蝕的石墨金相組織。

圖1a中貝氏體灰鑄鐵的石墨分布較為密集、含量較多，石墨面積率與平均石墨長度分別為10.1%和0.031 μm，除了少量石墨呈方向性枝晶片狀分布以外，絕大多數(shù)石墨片分布較為均勻且無方向性，屬于典型的A型+25%E型石墨。當薄壁的缸套冷卻速度過快時，就會產(chǎn)生呈方向性排列的E型石墨，在應力作用下，該處極易產(chǎn)生裂紋，不利于提升鑄鐵的抗拉強度[12]。而低錳與高錳珠光體灰鑄鐵的石墨均呈無方向性片狀均勻分布在基體間，屬于典型的A型石墨。圖1b中低錳珠光體灰鑄鐵的石墨含量適中，石墨長度較長，石墨面積率與平均石墨長度分別達到9.1%和0.041 μm。圖1c中高錳灰鑄鐵的石墨面積率與平均石墨長度分別為7.0%和0.027 μm，石墨含量最少且形狀細小彎曲。對比貝氏體灰鑄鐵，兩種珠光體灰鑄鐵經(jīng)鉬鈮元素微合金化處理后，其石墨形貌有所改善。這是因為鉬和鈮元素易與鐵水熔液中的碳原子結(jié)合生成碳化物顆粒，這些顆粒將成為石墨成核的核心，有利于細化石墨，而錳元素屬于反石墨化元素，可減少石墨含量并細化石墨。從氣缸套服役性能方面考慮，全部獲得細小均勻A型石墨的高錳珠光體灰鑄鐵較好。

(a) 貝氏體灰鑄鐵(×200) (b) 低錳灰鑄鐵(×200) (c) 高錳灰鑄鐵(×200)

2.1.2 基體組織形貌

相對于非平衡態(tài)組織貝氏體，珠光體在加工和使用過程中穩(wěn)定性較好，已成為氣缸套材料的首選組織。為了進一步提高珠光體基灰鑄鐵的性能，應盡可能地增加珠光體含量以及減小其片層間距。對低錳與高錳灰鑄鐵試樣拋光后，用體積分數(shù)為4%的硝酸乙醇腐蝕，然后在金相顯微鏡和掃描電鏡(scanning electron microscope,SEM)下觀察基體組織，結(jié)果如圖2所示。

(a) 低錳灰鑄鐵腐蝕后的金相圖(×200) (b) 高錳灰鑄鐵腐蝕后的金相圖(×200)

圖2a和圖2b中黑灰色部分為珠光體組織，均勻分布的白色部分為少量的磷共晶和鉬鈮碳化物，有利于提高材料的耐磨性能。根據(jù)金相檢驗標準[13]可知：兩種試樣的珠光體數(shù)量百分數(shù)均不低于95%。圖2c和圖2d為兩種灰鑄鐵試樣腐蝕后的SEM圖。與低錳灰鑄鐵相比，高錳灰鑄鐵的珠光體片層間距細化明顯，這是由于Mn是反石墨化元素，較高質(zhì)量分數(shù)的Mn阻止了第3階段石墨化的充分進行，從而有利于增加珠光體含量以及細化珠光體片層間距，使珠光體組織更加穩(wěn)定，分布更加致密[14]。

2.2 力學性能分析

2.2.1 抗拉強度

對3種試樣進行拉伸試驗，其抗拉強度如表1所示。從表1中可以看出：高錳灰鑄鐵的抗拉強度提升效果明顯，而低錳灰鑄鐵的抗拉強度與貝氏體基灰鑄鐵相當，低錳灰鑄鐵抗拉強度平均值為408 MPa,稍高于貝氏體基灰鑄鐵抗拉強度平均值405 MPa,這與它們獲得形態(tài)良好的A型石墨有關(guān)。石墨本身強度較低，石墨片的數(shù)量與形態(tài)是決定材料強度大小的重要因素[15]。由于貝氏體灰鑄鐵石墨數(shù)量相對略多，減小了基體組織的有效承載面積，以及局部存在短小且呈方向性分布的E型石墨，破壞了基體的連續(xù)性，增加了裂紋產(chǎn)生的概率，從而惡化了材料的抗拉強度。高錳灰鑄鐵的抗拉強度較高，是因為細小的A型石墨對基體的切割作用較小，并且隨著珠光體片層間距的減小，基體產(chǎn)生抵抗裂紋以及裂紋擴散的能力增強。此外，鑄鐵中的鉬、鈮元素還可以與碳原子結(jié)合，生成Mo2C和NbC硬質(zhì)相，彌散分布在基體中，起到彌散強化的作用，也在一定程度上提高了材料的抗拉強度[16]。

表1 3種試樣的抗拉強度 MPa

2.2.2 布氏硬度

對試樣進行布氏硬度試驗，3種試樣的布氏硬度如表2所示。硬度指的是材料局部抵抗硬物壓入的能力，與材料的基體組織密切相關(guān)，石墨對其影響不大[15]。從表2中可以看出：經(jīng)鉬鈮微合金化處理后，兩種珠光體灰鑄鐵的布氏硬度均已達到或超過貝氏體灰鑄鐵。低錳灰鑄鐵的布氏硬度平均值為271HB,略低于貝氏體基灰鑄鐵的276HB;對高錳灰鑄鐵的布氏硬度提升效果明顯，其布氏硬度平均值高達352HB。這是由于較多的錳含量增大了鑄鐵的共晶過冷度，細化了珠光體組織，再加上錳還能與硫反應生成MnS顆粒，避免了過多硫元素對材料性能的危害[17]。此外，鈮、鉬元素與碳原子形成的高硬度碳化物彌散分布在基體中，對基體起到良好的強化作用，有利于提高材料的硬度。

表2 3種試樣的布氏硬度 HB

2.3 摩擦磨損性能分析

材料的耐磨性是指其抵抗機械磨損的能力，主要通過材料的磨損量、磨損速率以及表面磨損形貌來衡量。圖3為3種灰鑄鐵試樣在20 N載荷下的摩擦因數(shù)。由圖3可知：貝氏體灰鑄鐵穩(wěn)定后的摩擦因數(shù)為0.38～0.42，低錳與高錳珠光體灰鑄鐵穩(wěn)定后的摩擦因數(shù)均小于貝氏體灰鑄鐵，分別為0.33～0.36和0.30～0.33，相對應的低錳和高錳灰鑄鐵的磨損量分別為0.062 6 mg/m和0.039 8 mg/m，而貝氏體灰鑄鐵磨損量最大，達到0.068 2 mg/m。由于鉬、鈮元素促進了鑄鐵中形成較多形態(tài)良好的A型石墨，這些石墨在磨損試驗過程中起到很好的潤滑作用，此外，鉬和鈮元素還可以在組織中形成類似于抗磨骨架的Mo2C和NbC硬質(zhì)顆粒，并且這種顆粒是非連續(xù)性的，不會破壞珠光體基體的連續(xù)性，因此高錳和低錳灰鑄鐵的摩擦因數(shù)和磨損量相對較小[18]。雖然貝氏體灰鑄鐵的石墨含量較多，但由于一部分石墨為在過冷條件下生成的E型石墨，在石墨周圍伴生了少量的鐵素體，進而降低了鑄件的耐磨性能[19]。與低錳灰鑄鐵相比，高錳灰鑄鐵隨著錳質(zhì)量分數(shù)的增加，石墨形態(tài)更加細小均勻，而且抗拉強度與布氏硬度提高明顯，能夠更好地抵抗材料表面由磨損引起的塑性變形，故高錳灰鑄鐵的耐磨性較好[20]。

圖3 3種灰鑄鐵試樣的摩擦因數(shù)

圖4是3種灰鑄鐵試樣在相同摩擦條件下的表面磨痕形貌SEM圖。從圖4中可以看出：3種灰鑄鐵均屬于黏著磨損。圖4a中，貝氏體灰鑄鐵的磨損表面存在較大的孔洞，這是由于基體中存在一些形貌較差的E型石墨，割裂了基體組織的連續(xù)性，致使石墨周圍的基體在較大載荷摩擦下遭到破壞，發(fā)生脫落，造成試樣表面形成凹坑。圖4b和圖4c中，低錳灰鑄鐵與高錳灰鑄鐵由于加入鉬鈮合金元素的緣故，細小且分布均勻的A型石墨對基體割裂作用小，在摩擦過程中剝離的基體也相對較少。尤其是圖4c中的高錳灰鑄鐵，由于其強度與硬度較高，材料表面具有很強的黏結(jié)力，材料并不會輕易發(fā)生脫落，所以其磨損量相對較低，另外，由于材料在旋轉(zhuǎn)對磨試驗過程中所承受的剪切應力方向不斷變化，使其表面形成較多連續(xù)層面。

(a) 貝氏體灰鑄鐵(×500) (b) 低錳灰鑄鐵(×500) (c) 高錳灰鑄鐵(×500)

3 結(jié)論

(1)經(jīng)鉬、鈮元素微合金化的高錳與低錳灰鑄鐵的組織均為珠光體+A型石墨，高錳灰鑄鐵的石墨片更加細小均勻，珠光體片層更加致密。

(2)高錳和低錳灰鑄鐵的抗拉強度分別達到455 MPa和408 MPa，優(yōu)于鑄態(tài)貝氏體灰鑄鐵。在硬度方面，高錳灰鑄鐵的布氏硬度最高，達到352HB。在相同摩擦條件下，低錳與高錳灰鑄鐵摩擦因數(shù)與磨損量均小于鑄態(tài)貝氏體灰鑄鐵。

(3)從灰鑄鐵的組織、力學性能以及耐磨性能上綜合考慮，該試驗條件下高錳灰鑄鐵是首選的氣缸套合金灰鑄鐵材料。