硅含量對耐熱球墨鑄鐵顯微組織和力學性能的影響

趙 競， 王麗萍， 馮義成， 姜文勇， 王 雷， 郭二軍

(哈爾濱理工大學 材料科學與化學工程學院， 黑龍江 哈爾濱 150040)

球墨鑄鐵是20世紀40年代末開始發展起來的一種高強度鑄鐵材料，正是基于其優良的性能，已成功應用于強度、韌性、耐磨性要求較高的零件，在各種裝備制造領域得到越來越廣泛的應用[1-5]。隨著交通運輸技術、超超臨界發電技術的發展，汽車發動機零件、發電機組零件的使用環境越來越苛刻，耐受的使用溫度也越來越高，現有的普通球墨鑄鐵材料已不能滿足使用要求[6-8]。因此，開發更高耐熱性能球墨鑄鐵材料迫在眉睫。Si、Cr、Mo、Al、Ni是優良耐熱鋼鐵材料的合金化元素，但是它們在球墨鑄鐵中具有雙重影響，一方面可以顯著提高材料的耐熱性能，但另一方面對球墨鑄鐵球化效果有不利影響，而球化效果對球墨鑄鐵鑄件質量起到決定性作用[3,9-14]。

耐熱球鐵中合金元素種類及含量對材料的組織與性能可產生顯著影響[15]。吳曉明等[16]以高硅鉬球鐵為對象，研究了Cr對高硅鉬球墨鑄鐵組織與性能的影響規律，發現Cr的加入可以顯著提高球鐵的熱疲勞性能，但是Cr的加入易產生自由滲碳體，導致伸長率下降。許帥領[17]研究了Al對球鐵的影響規律，結果發現，Al的加入可以使球鐵獲得優異的耐高溫性能和耐腐蝕性能，同時也易降低鐵水流動性并產生鑄造缺陷，比如疏松和縮孔。劉丹等[18]對失效歧管進行了分析研究，與未開裂的排氣歧管對比，并進行熱模擬試驗，研究發現，高溫氧化和腐蝕疲勞是排氣歧管熱循環試驗開裂的主要原因，通過改進工藝和改變球鐵中的Mo含量，可以改善排氣歧管的高溫綜合性能。Richard等[19]研究發現，增加Si含量可獲得完全鐵素體基體球墨鑄鐵，Si具有良好的固溶強化效果，可同時提高材料的強度和伸長率，但Si含量高容易產生沖擊脆性和碎塊狀石墨。因此，本文固定Cr、Mo、Ni、Cu含量及碳當量不變，同時改變C和Si含量，研究Si含量對耐熱球墨鑄鐵顯微組織和力學性能影響規律。

1 試驗材料及方法

本次澆鑄使用Q10生鐵、優質低碳廢鋼、鉬鐵、鉻鐵、75硅鐵、銅、鎳塊、碳化硅、稀土鎂合金球化劑6-1、含鋇量為3%(質量分數，下同)的硅鋇孕育劑，其具體合金成分如表1所示，固定碳當量為4.3。采用兩次孕育處理工藝，一次孕育由于澆注時間間隔長，容易造成孕育衰退，二次孕育在晚期孕育中采取隨流孕育，可起到促進形核和抑制球化衰退的效果。一次孕育劑粒度4～10 mm，二次孕育劑的粒度采用0.5～1 mm；球化劑粒度為4～10 mm。

表1 耐熱球墨鑄鐵的化學成分(質量分數，%)

本試驗采用中頻感應電爐進行熔煉。出爐溫度控制在1500～1550 ℃，球化處理和一次孕育采用沖入法，事先將球化劑和一次孕育劑放入澆包底部，出爐后加入二次孕育劑，然后再向鐵液表面均勻覆蓋珍珠巖集渣劑進行集渣并扒渣，扒渣后進行澆鑄，澆注溫度控制在1400～1450 ℃，球化劑的加入量為1.5%(質量分數，下同)，孕育劑的加入量為1.5%；包底1.2%的75硅鐵+0.1%碳化硅，二次孕育為0.2%的硅鋇孕育劑。每包澆鑄3個壁厚25 mm的Y型試塊，試塊尺寸如圖1所示，澆鑄完成后，冷卻3 h，開箱取出Y型試塊，進行落砂和清理。

圖1 Y型試塊及取樣位置示意圖Fig.1 Schematic diagram of Y-shaped tested block and sampling positions

在圖1所示位置取樣，金相試樣經打磨和拋光后使用4%(體積分數)的硝酸酒精進行腐蝕，然后使用OLYMPUS-GX71型光學顯微鏡觀察不同硅含量的基體組織和石墨形貌。用MTS E45.305型電子萬能拉伸試驗機進行室溫和高溫拉伸測試，室溫、高溫拉伸試棒分別根據GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》和GB/T 4338—2006《金屬材料 高溫拉伸試驗方法》制備，拉伸試樣尺寸如圖2所示。為了減少誤差，每組測試3個試樣，結果取其平均值。標距為30 mm，標距內徑為φ6 mm，拉伸速度為1 mm/min。

圖2 拉伸試樣尺寸(a)室溫；(b)高溫Fig.2 Dimensions of the tensile specimens(a) room temperature; (b) high temperature

2 試驗結果與分析

2.1 鑄態石墨形貌

石墨球的球化率、平均直徑和數量等對球墨鑄鐵質量有著重要影響，生產中希望獲得球形圓整、分布均勻、球徑較小、數目較多的石墨球。從澆鑄的Y型試塊上取出金相試樣，試樣經打磨、拋光后，用光學顯微鏡在100倍下觀察球墨鑄鐵的石墨形態，不同硅含量球墨鑄鐵中石墨形貌如圖3所示。

圖3 不同硅含量試樣的石墨形態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個不同視域的形貌，利用Image-pro plus(Version6.0)圖形分析軟件對石墨球球化率進行定量分析。當硅含量為2.8%時，球狀石墨分布均勻，球狀數目多，球化率為91.14%；當硅含量為3.3%時，球狀石墨分布較均勻，球狀數目較多，球化率為86.09%；當硅含量為3.8%時，球狀石墨分布較不均勻，出現了畸形石墨，此時球化率為75.78%；當硅含量為4.3%時，球狀石墨分布較不均勻，出現了畸形石墨，此時球化率為68.84%；當硅含量為4.8%時，球狀石墨分布非常不均勻，出現了大量的畸形石墨，此時球化率為57.26%。

石墨球尺寸由石墨的長大過程決定。本試驗在保證碳當量的前提下，通過增加硅含量、減少碳含量來調節球墨鑄鐵的組織。在石墨長大的第一階段，石墨形核后，周圍的碳原子逐漸向石墨核心聚集，碳含量的減少，導致了石墨的尺寸逐漸減小的現象；隨著硅含量的增加，體系的共晶轉變溫度及共析轉變溫度均有所提高，碳擴散速度的加快，導致石墨加速長大；硅作為置換原子固溶于奧氏體或者鐵素體中，幾乎不在石墨中固溶，從而減少了碳在晶格中的固溶度，因此石墨尺寸又隨著硅含量的增加而增加。綜合這3個因素再結合圖3中石墨球尺寸的大小，可認為碳含量的減少對石墨球尺寸影響因素可以被碳的擴散速度增加及固溶度的減少因素抵消，因此石墨的尺寸幾乎不會發生明顯變化。依據GB/T 9441—2009《球墨鑄鐵金相檢驗》，不同硅含量球墨鑄鐵中石墨形態分布評定結果見表2。可以看出，隨著硅含量的升高，球化級別從1級下降至5級，球化率從95%下降至60%，球徑級別幾乎無明顯變化，硅含量對石墨球的圓整度影響較大，對石墨球尺寸幾乎沒有影響。

表2 不同硅含量球墨鑄鐵中石墨形態分布評定

圖4 不同硅含量試樣的顯微組織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 微觀組織

將制備好的金相試樣用4%(體積分數)硝酸酒精溶液進行腐蝕，用光學顯微鏡觀察不同硅含量球墨鑄鐵的基體組織，其結果如圖4所示?？煽闯鲈嚇踊w組織由鐵素體和珠光體組成。隨著硅含量的增加，基體中珠光體數量逐漸減少。利用Image-pro plus(Version 6.0)圖形分析軟件對珠光體含量進行定量分析，測得其含量分別為51.06%、42.35%、29.18%、17.83%、8.65%。當硅含量為2.8%、碳含量3.4%時，奧氏體組織中固溶的碳含量最多，在遠離石墨位置處，滲碳體具備形核條件，易轉變為珠光體，因此其基體組織中存在約50%的珠光體；隨著硅含量的逐漸增加，固溶于奧氏體中的碳含量逐漸減少，再加上硅能提高相變溫度、增強碳擴散能力的作用，在遠離石墨的位置處，固溶于奧氏體中的碳易擴散至石墨相，滲碳體不易形核，因此隨著硅含量的增加，珠光體含量逐漸下降。

圖5 不同硅含量試樣的室溫拉伸性能(a)抗拉強度；(b)伸長率Fig.5 Room temperature tensile properties of the specimens with different silicon contents(a) tensile strength; (b) elongation

2.3 室溫拉伸性能

室溫下試樣的抗拉強度、伸長率隨著硅含量的變化如圖5所示?？梢钥闯觯S著硅含量的增加，拉伸試樣的抗拉強度呈現先上升后下降的趨勢，伸長率呈下降趨勢,當硅含量為3.8%時，抗拉強度為726 MPa，伸長率為1.6%。球墨鑄鐵是一種典型的彌散分布合金材料，其組織相當于鋼基體上分布第二相的石墨，由于石墨的強度非常低，僅為20 MPa，其在基體中相當于較多的孔洞型的微裂紋，其對抵抗位錯滑移的能力極差，故其對材料強度所起作用極小。由金屬材料組織與性能之間的關系可知，石墨的圓整度越好、尺寸越小、數量越少，球墨鑄鐵的力學性能越好。硅含量在2.8%～3.8%時，抗拉強度逐漸上升，此時石墨形態較為圓整，對基體的割裂作用較小，硅可以在奧氏體中形成置換固溶體，由于硅的原子半徑比鐵的原子半徑小，因此鐵素體發生嚴重晶格畸變，位錯與硅原子交互作用所形成的Cottrell氣團的能量逐漸增加，位錯要發生運動必須在更大的應力作用下掙脫Cottrell氣團的釘扎作用，因此隨著硅含量的增加，硅的固溶度逐漸增加，晶格畸變更為嚴重，固溶強化效果更加顯著，抗拉強度強度逐漸增加。當硅含量為3.8%～4.8%時，試樣的抗拉強度呈現下降趨勢，主要是由于當硅含量繼續增加時，出現了大量的畸形石墨，施加拉應力時，畸形石墨尖端處造成應力集中，導致了裂紋的萌生并擴展。研究表明，鑄態硅系耐熱球鐵固溶了一定數量的氫，它隨硅原子自發溶入α-Fe,并在某些晶面形成偏析、導致氫脆[20]。因此隨著硅含量的繼續增加，伸長率逐漸降低。

2.4 室溫拉伸斷口形貌

圖6為不同硅含量試樣的室溫拉伸斷口形貌，可以看到石墨球脫落數量較少，有大量的解理面和河流花樣。再結合室溫拉伸下的伸長率，可以判定斷裂為脆性斷裂。在球墨鑄鐵凝固時，在石墨與鐵素體和珠光體的界面上容易偏析形成夾雜物和碳化物，在拉伸過程中容易造成應力集中從而產生微裂紋。隨著應變的繼續增加，微裂紋在塑性較低的珠光體一側長大，但是周圍塑性較高的鐵素體延緩了裂紋的擴展。最終隨著鐵素體的斷裂形成解理裂紋繼續擴展。同時隨著硅含量的增加，石墨形狀惡化，石墨的尖銳邊緣也會造成應力集中形成微裂紋源。由于晶體缺陷的存在，晶體不是在一個晶面上解理，而是形成了相互平行高度不同的多個解理面，在不同的解理面之間存在臺階。在解理裂紋拓展的過程中，不同的臺階相互匯合形成更大的臺階，表現為河流花樣，河流的流向即為裂紋擴展的方向[21]。

圖6 不同硅含量試樣的室溫拉伸斷口形貌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 高溫拉伸性能

在500 ℃下進行拉伸性能測試，試樣的抗拉強度、伸長率的變化情況如圖7所示。由圖7可以看出，隨著硅含量的增加，高溫拉伸試樣的抗拉強度升高，伸長率呈下降趨勢，當硅含量為4.8%時，抗拉強度為532 MPa，伸長率為6%。在室溫下，金屬材料的塑性變形主要通過晶內滑移和孿晶兩種機制進行。晶粒邊界是位錯運動的阻礙，致使塑性變形抗力增大。但在高溫下，不會產生孿晶變形，也不會出現在較低溫度下由于孿晶或位錯塞積導致的脆性解理斷裂。溫度升高至500 ℃并保溫0.5 h，晶內強度和晶界強度下降，導致高溫下抗拉強度較室溫整體下降。保溫0.5 h可以使石墨球周圍的殘余應力減小，同時材料內部原子擴散能力增大，位錯運動能力增加，空位數量增多，且部分晶界參與滑移，使得材料的塑性變形能力增加，達到屈服時才發生斷裂，因此高溫下整體伸長率較常溫有較為明顯的增加趨勢。已有相關研究證明[22]，球墨鑄鐵晶界上原子在高溫下排列不規則，擴散容易通過晶界進行，晶界強度下降較快，對塑性變形提供直接貢獻。

圖7 不同硅含量試樣的高溫拉伸性能(a)抗拉強度；(b)伸長率Fig.7 High temperature tensile properties of the specimens with different silicon contents(a) tensile strength; (b) elongation

2.6 高溫拉伸斷口形貌

圖8為不同硅含量試樣的高溫拉伸斷口形貌，可以看出存在大量石墨球脫落后留下的韌窩和撕裂棱，同時局部區域存在解理特征，因此屬于韌性斷裂為主的混合型斷裂形式。在拉應力的作用下，由于存在頸縮，在最小界面上造成三維壓力，壓力在軸線方向最大，造成石墨球脫落形成較大的空洞(韌窩)。與此同時石墨周圍的基體發生了局部的塑性變形，在夾雜物等處的周圍產生了較小的空洞，但是由于鐵素體的塑性較好阻礙了裂紋拓展。隨著應變繼續增大，空洞長大并最終聚合在一起，造成延性斷裂。硫化物等雜質相的存在會造成應力集中，成為裂紋源，造成局部的解理斷裂[23]。

圖8 不同硅含量試樣的高溫拉伸斷口形貌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%

3 結論

1) 硅含量為2.8%～4.8%時，耐熱球墨鑄鐵的基體組織為鐵素體和珠光體混合基體，隨著硅含量的增加，珠光體含量從51.06%減少至8.65%。

2) 在室溫下，隨著硅含量增加，鑄態耐熱球墨鑄鐵的抗拉強度呈現先上升后下降的趨勢，試樣的伸長率呈現下降趨勢，當硅含量為3.8%時，抗拉強度為726 MPa，伸長率為1.6%，室溫拉伸斷口斷裂形式表現為脆性斷裂。

3) 在500 ℃高溫下，隨著硅含量的增加，鑄態耐熱球墨鑄鐵的抗拉強度呈現逐漸上升的趨勢，伸長率呈現逐漸下降的趨勢，當硅含量為4.8%時，抗拉強度為532 MPa，伸長率為6%，此時拉伸斷口形式表現為韌-脆混合型斷裂。