正火溫度對(duì)球墨鑄鐵的組織與力學(xué)性能的影響

周建強(qiáng)，陳偉棟，朱協(xié)彬*，王邦倫，徐達(dá)義

( 1.安徽工程大學(xué) 材料與科學(xué)工程學(xué)院，安徽 蕪湖 241000;2.蕪湖泓鵠材料技術(shù)有限公司，安徽 蕪湖 241000)

球墨鑄鐵是通過球化和孕育處理得到的球狀石墨鑄鐵。從生產(chǎn)方面講主要是通過合金成分優(yōu)化、鑄造工藝優(yōu)化，以及熱處理工藝優(yōu)化等途徑來提高球墨鑄鐵的力學(xué)性能。選擇一種合理的熱處理工藝能夠大幅提高球墨鑄鐵性能，而正火處理是常見提高球墨鑄鐵力學(xué)性能的一種熱處理工藝。球墨鑄鐵含碳量高，其絕大部分是以石墨球形態(tài)出現(xiàn)，而其余碳存在其基體中。故當(dāng)球墨鑄件加熱到一定溫度后，碳原子發(fā)生擴(kuò)散，石墨球表面碳原子擴(kuò)散到基體奧氏體中，而當(dāng)溫度下降時(shí)過飽和固溶體中的碳原子脫溶出來附著在石墨球上。Gao等研究發(fā)現(xiàn)球墨鑄鐵的抗拉強(qiáng)度隨著退火時(shí)間的增加而增加，且計(jì)算出碳原子的擴(kuò)散離子系數(shù)為0.56 μm/s，屬于短程擴(kuò)散，并發(fā)現(xiàn)石墨中的碳原子擴(kuò)散不完全，只能擴(kuò)散到石墨周圍使石墨跟基體結(jié)合?？刂魄蚰T鐵的加熱溫度、保溫時(shí)間、冷卻速度可以改變球墨鑄鐵的組織和性能。球墨鑄鐵的共析轉(zhuǎn)變溫度處于一定范圍內(nèi)，在這范圍內(nèi)鐵素體和珠光體體積分?jǐn)?shù)之比與溫度的升降有關(guān)。故為了通過提高珠光體含量來提高球墨鑄鐵的抗拉強(qiáng)度，一般采用正火處理，且正火溫度為共晶轉(zhuǎn)變上限溫度以上30～50 ℃。納建虹等研究了正火處理對(duì)球墨鑄件不同深度的影響，并發(fā)現(xiàn)正火處理后在同一位置不同層深處的硬度偏差較小。在實(shí)際生產(chǎn)中球墨鑄鐵組織中往往會(huì)有少量的游離滲碳體，而這些滲碳體在高溫條件下容易分解。因此，設(shè)計(jì)加熱溫度為870 ℃、900 ℃、930 ℃來研究球墨鑄鐵經(jīng)過正火處理后組織與力學(xué)性能的變化。

1 試驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)試樣棒取于中頻感應(yīng)爐熔煉的圓柱形球墨鑄鐵試棒，尺寸為 Φ40 mm×150 mm，其化學(xué)成分如表1所示。

表1 鑄鐵試樣的主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

使用合肥科晶KSL-1200箱式熱處理爐進(jìn)行正火處理，以10 ℃/min進(jìn)行加熱，再分別用 870 ℃、900 ℃、930 ℃進(jìn)行保溫，且保溫時(shí)間為1 h，再隨爐冷卻至727 ℃，最后取出空冷至室溫。使用線切割機(jī)從鑄態(tài)及正火后的圓型試棒上切出10 mm×10 mm×30 mm的小試樣塊制作金相試樣，并用基恩士VH-5000超景深光學(xué)顯微鏡觀察試樣組織。將試樣加工成寬×高為12.5 mm×3 mm、標(biāo)距為34.6 mm的拉伸試樣，并用電子萬能試驗(yàn)機(jī)測量試樣的室溫力學(xué)性能，且在室溫條件下以應(yīng)變速率為2 mm/min進(jìn)行拉伸。延伸率和抗拉強(qiáng)度等數(shù)據(jù)分別取兩根拉伸試樣測試結(jié)果的平均值。使用日立S-4800掃描電子顯微鏡，進(jìn)行試樣的斷口形貌和側(cè)面拉伸裂紋觀察。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 正火溫度對(duì)試樣顯微組織的影響

用基恩士VH-5000超景深光學(xué)金相顯微鏡分別觀察鑄態(tài)和正火后的試樣，鑄態(tài)和不同正火溫度下試樣的金相顯微組織如圖1所示。圖1a為鑄態(tài)球墨鑄鐵，其組織為珠光體、鐵素體、石墨以及少量滲碳體，且鑄態(tài)中大量石墨被鐵素體包圍呈現(xiàn)出牛眼狀。圖1b為正火溫度為870 ℃的金相圖顯微組織。與鑄態(tài)球墨鑄鐵相比，石墨球周圍存在大量的細(xì)小粒狀珠光體組織，且鐵素體變少。另外，在珠光體組織中間還夾雜著塊狀的滲碳體。圖1c為正火溫度為900 ℃的金相顯微組織，與870 ℃相比，其細(xì)小粒狀珠光體變多，但滲碳體含量并無明顯變化。由圖1d可知，當(dāng)正火溫度提升至930 ℃時(shí)，幾乎不存在塊狀的滲碳體組織，并且粒狀珠光體組織繼續(xù)變多，且鐵素體組織繼續(xù)變少。

圖1 鑄態(tài)和不同正火溫度下試樣的金相顯微組織

溫度升高時(shí)，材料內(nèi)部發(fā)生熱壓應(yīng)力，當(dāng)熱壓應(yīng)力到達(dá)一定時(shí)，會(huì)使奧氏體產(chǎn)生變形，使得奧氏體內(nèi)位錯(cuò)向滲碳體周圍塞積，而這些位錯(cuò)在滲碳體周圍產(chǎn)生局部應(yīng)力，使?jié)B碳體不穩(wěn)定，從而容易分解。另外從熱力學(xué)條件下講，由于滲碳體是一種亞穩(wěn)定相，從高溫到低溫過程中都會(huì)發(fā)生變化(FeC→3Fe+C)。但是碳原子擴(kuò)散會(huì)隨著溫度升高而相應(yīng)地提高，從而促進(jìn)滲碳體的分解。理論上石墨在奧氏體中形核長大的溫度在900～950 ℃，這與實(shí)驗(yàn)中在正火溫度為930 ℃條件下看到滲碳體減少相符合。球墨鑄鐵中的碳大部分是以石墨球形式存在，它能吸收或放出碳原子，而滲碳體發(fā)生分解必然會(huì)產(chǎn)生碳原子，這些碳原子就會(huì)在奧氏體晶界處形成石墨核心。根據(jù)膠態(tài)平衡理論，石墨核心的固溶度較大，在石墨核心到石墨球之間，有一個(gè)從高到低的溶質(zhì)濃度梯度，使得石墨核心中的碳有向石墨球周圍擴(kuò)散的趨勢。因此，在930 ℃正火條件下球墨鑄鐵組織中滲碳體分解，粒狀珠光體變多。

2.2 正火溫度對(duì)試樣力學(xué)性能的影響

使用電子萬能試驗(yàn)機(jī)在室溫條件下測試了鑄態(tài)和不同正火溫度處理后的室溫球墨鑄鐵拉伸試樣，其力學(xué)性能如表2所示。由表2可知，鑄態(tài)球墨鑄鐵的抗拉強(qiáng)度為688 MPa，延伸率為8.0%，通過正火處理后，球墨鑄鐵的抗拉強(qiáng)度及延伸率發(fā)生了變化。在正火溫度為870 ℃條件下，即為共晶轉(zhuǎn)變溫度上限溫度以上30～50 ℃左右進(jìn)行正火處理，其抗拉強(qiáng)度為759 MPa，延伸率為5.4%，其中抗拉強(qiáng)度與鑄態(tài)相比增加了10%，而延伸率下降20%。但在正火溫度為930 ℃條件下，抗拉強(qiáng)度基本維持不變，而延伸率明顯提高為9.5%。趙曉龍等也研究發(fā)現(xiàn)，隨著鋼材組織中的游離滲碳體消失，其抗拉強(qiáng)度有下降的趨勢，而其延伸率有一定的提高。這可能是由于少量的滲碳體發(fā)生了分解，而基體和石墨球幾乎沒發(fā)生改變。

表2 鑄態(tài)和不同正火溫度下室溫試樣的力學(xué)性能

鑄態(tài)和正火后球墨鑄鐵的拉伸斷口形貌的SEM和BSE圖如圖2所示。材料的斷裂原因多種多樣，除了與材料本身的性質(zhì)，還與其制造的形狀、尺寸及外部條件有關(guān)。就宏觀斷口而言，斷裂一般分為韌性斷裂和脆性斷裂。由圖2可知，鑄態(tài)及930 ℃正火條件下，發(fā)現(xiàn)試樣斷口呈現(xiàn)表面凹凸不平纖維狀，而且斷裂邊緣都呈現(xiàn)灰色的剪切唇形貌，屬于韌性斷裂。870 ℃和900 ℃正火條件下的試樣斷口呈現(xiàn)出人字花樣的條紋，其斷口平整，表面灰暗，屬于脆性斷裂。從微觀試樣上看，870 ℃和900 ℃正火試樣斷口處存在解理小平面且有向四周發(fā)散的河流花樣，表現(xiàn)為準(zhǔn)解理脆性斷裂特征。而鑄態(tài)和930 ℃正火試樣斷口的解離小平面和剪切撕裂脊較少且有較多韌窩存在，表現(xiàn)為韌性斷裂。

2.3 球墨鑄鐵的拉伸斷裂機(jī)理分析

球墨鑄鐵在經(jīng)過正火處理后，從930 ℃正火條件下看，其抗拉強(qiáng)度和延伸率都有相應(yīng)的提高。在球墨鑄鐵中碳以石墨球的形態(tài)存在，雖然這些石墨球很少，但石墨球與基體接觸的界面處容易形成位錯(cuò)的塞積，在拉伸過程中這些位錯(cuò)堆積處容易產(chǎn)生石墨-基體界面微裂紋。隨著進(jìn)一步拉伸，石墨-基體界面微裂紋會(huì)沿著石墨球與基體界面伸長，直到石墨與基體分離，這一現(xiàn)象被稱為石墨球與基體脫黏。在石墨脫黏后，與石墨球接觸的基體上形成凹坑，其容易產(chǎn)生局部應(yīng)力集中，而導(dǎo)致基體的裂紋源產(chǎn)生。再由于前方的石墨-基體也產(chǎn)生石墨脫黏，隨著拉力增大裂紋就向前方石墨球處擴(kuò)展，從而形成一條主裂紋。當(dāng)主裂紋如此反復(fù)地?cái)U(kuò)展，最終使球墨鑄鐵斷裂。

930 ℃正火條件下斷口縱剖面微觀裂紋的SEM圖如圖3所示。由圖3可知，界面處有石墨脫黏現(xiàn)象，但基體中的微裂紋并未萌發(fā)。這可能是由于基體大多數(shù)是珠光體組織，而珠光體是由鐵素體和滲碳體兩相相間組成。根據(jù)Miller等提出的珠光剪切斷裂模型可知，珠光體中大量裂紋與珠光體片層呈現(xiàn)45°擴(kuò)展。在拉伸過程中首先是鐵素體片層發(fā)生斷裂，但滲碳體片層不會(huì)立即斷裂而是變得細(xì)長，使得珠光體基體被滲碳體片層牽引使得鑄件整體塑性變形能力加大。但基體中的滲碳體是間隙化合物，會(huì)降低球墨鑄鐵的塑性變形。

綜上所述，與鑄態(tài)相比，在正火溫度870 ℃條件下，其抗拉強(qiáng)度從688 MPa增加至759 MPa，而延伸率下降。這是因?yàn)殍T態(tài)球墨鑄鐵基體中鐵素體包圍著石墨球，而鐵素體的晶體結(jié)構(gòu)為體心立方，有良好的塑性。且鑄態(tài)球墨鑄鐵在拉伸過程中，石墨球與基體脫離后，當(dāng)微裂紋擴(kuò)展到石墨球洞中，石墨球洞起到了裂紋鈍化作用。與正火溫度870 ℃條件下球墨鑄鐵相比，930 ℃正火的球墨鑄鐵的抗拉強(qiáng)度幾乎沒改變，而延伸率從5.4%提升到9.5%。這是由于球墨鑄鐵基體中的滲碳體分解使其延伸率得到了提高。

3 結(jié)論

與鑄態(tài)球墨鑄鐵相比，在正火溫度870 ℃條件下，其抗拉強(qiáng)度增加至759 MPa，而延伸率下降至5.4%。當(dāng)正火溫度提升至930 ℃時(shí)，其抗拉強(qiáng)度沒有明顯變化，為763 MPa，延伸率明顯上升至9.5%。與鑄態(tài)球墨鑄鐵相比較，經(jīng)過正火處理后的球墨鑄鐵基體中珠光體占比增加，且當(dāng)溫度由870 ℃提高至930 ℃時(shí)，球墨鑄鐵中珠光體含量進(jìn)一步增多。球墨鑄鐵正火處理時(shí)，正火溫度是影響球鐵基體中滲碳體分解的重要因素。在930 ℃正火溫度下，球體中滲碳體產(chǎn)生分解，使其延伸率有了明顯的提高。

圖2 鑄態(tài)和不同正火溫度下試樣的拉伸斷口形貌

圖3 930 ℃正火試樣斷口處縱剖面微觀裂紋的SEM圖