正火溫度對球墨鑄鐵的組織與力學性能的影響

周建強，陳偉棟，朱協彬*，王邦倫，徐達義

( 1.安徽工程大學 材料與科學工程學院，安徽 蕪湖 241000;2.蕪湖泓鵠材料技術有限公司，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。從生產方面講主要是通過合金成分優化、鑄造工藝優化，以及熱處理工藝優化等途徑來提高球墨鑄鐵的力學性能。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出現，而其余碳存在其基體中。故當球墨鑄件加熱到一定溫度后，碳原子發生擴散，石墨球表面碳原子擴散到基體奧氏體中，而當溫度下降時過飽和固溶體中的碳原子脫溶出來附著在石墨球上。Gao等研究發現球墨鑄鐵的抗拉強度隨著退火時間的增加而增加，且計算出碳原子的擴散離子系數為0.56 μm/s，屬于短程擴散，并發現石墨中的碳原子擴散不完全，只能擴散到石墨周圍使石墨跟基體結合。控制球墨鑄鐵的加熱溫度、保溫時間、冷卻速度可以改變球墨鑄鐵的組織和性能。球墨鑄鐵的共析轉變溫度處于一定范圍內，在這范圍內鐵素體和珠光體體積分數之比與溫度的升降有關。故為了通過提高珠光體含量來提高球墨鑄鐵的抗拉強度，一般采用正火處理，且正火溫度為共晶轉變上限溫度以上30～50 ℃。納建虹等研究了正火處理對球墨鑄件不同深度的影響，并發現正火處理后在同一位置不同層深處的硬度偏差較小。在實際生產中球墨鑄鐵組織中往往會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，設計加熱溫度為870 ℃、900 ℃、930 ℃來研究球墨鑄鐵經過正火處理后組織與力學性能的變化。

1 試驗方法

實驗試樣棒取于中頻感應爐熔煉的圓柱形球墨鑄鐵試棒，尺寸為 Φ40 mm×150 mm，其化學成分如表1所示。

表1 鑄鐵試樣的主要化學成分(質量分數)

使用合肥科晶KSL-1200箱式熱處理爐進行正火處理，以10 ℃/min進行加熱，再分別用 870 ℃、900 ℃、930 ℃進行保溫，且保溫時間為1 h，再隨爐冷卻至727 ℃，最后取出空冷至室溫。使用線切割機從鑄態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超景深光學顯微鏡觀察試樣組織。將試樣加工成寬×高為12.5 mm×3 mm、標距為34.6 mm的拉伸試樣，并用電子萬能試驗機測量試樣的室溫力學性能，且在室溫條件下以應變速率為2 mm/min進行拉伸。延伸率和抗拉強度等數據分別取兩根拉伸試樣測試結果的平均值。使用日立S-4800掃描電子顯微鏡，進行試樣的斷口形貌和側面拉伸裂紋觀察。

2 試驗結果與分析

2.1 正火溫度對試樣顯微組織的影響

用基恩士VH-5000超景深光學金相顯微鏡分別觀察鑄態和正火后的試樣，鑄態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，且鑄態中大量石墨被鐵素體包圍呈現出牛眼狀。圖1b為正火溫度為870 ℃的金相圖顯微組織。與鑄態球墨鑄鐵相比，石墨球周圍存在大量的細小粒狀珠光體組織，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，當正火溫度提升至930 ℃時，幾乎不存在塊狀的滲碳體組織，并且粒狀珠光體組織繼續變多，且鐵素體組織繼續變少。

圖1 鑄態和不同正火溫度下試樣的金相顯微組織

溫度升高時，材料內部發生熱壓應力，當熱壓應力到達一定時，會使奧氏體產生變形，使得奧氏體內位錯向滲碳體周圍塞積，而這些位錯在滲碳體周圍產生局部應力，使滲碳體不穩定，從而容易分解。另外從熱力學條件下講，由于滲碳體是一種亞穩定相，從高溫到低溫過程中都會發生變化(FeC→3Fe+C)。但是碳原子擴散會隨著溫度升高而相應地提高，從而促進滲碳體的分解。理論上石墨在奧氏體中形核長大的溫度在900～950 ℃，這與實驗中在正火溫度為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，而滲碳體發生分解必然會產生碳原子，這些碳原子就會在奧氏體晶界處形成石墨核心。根據膠態平衡理論，石墨核心的固溶度較大，在石墨核心到石墨球之間，有一個從高到低的溶質濃度梯度，使得石墨核心中的碳有向石墨球周圍擴散的趨勢。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 正火溫度對試樣力學性能的影響

使用電子萬能試驗機在室溫條件下測試了鑄態和不同正火溫度處理后的室溫球墨鑄鐵拉伸試樣，其力學性能如表2所示。由表2可知，鑄態球墨鑄鐵的抗拉強度為688 MPa，延伸率為8.0%，通過正火處理后，球墨鑄鐵的抗拉強度及延伸率發生了變化。在正火溫度為870 ℃條件下，即為共晶轉變溫度上限溫度以上30～50 ℃左右進行正火處理，其抗拉強度為759 MPa，延伸率為5.4%，其中抗拉強度與鑄態相比增加了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%。趙曉龍等也研究發現，隨著鋼材組織中的游離滲碳體消失，其抗拉強度有下降的趨勢，而其延伸率有一定的提高。這可能是由于少量的滲碳體發生了分解，而基體和石墨球幾乎沒發生改變。

表2 鑄態和不同正火溫度下室溫試樣的力學性能

鑄態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，還與其制造的形狀、尺寸及外部條件有關。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，鑄態及930 ℃正火條件下，發現試樣斷口呈現表面凹凸不平纖維狀，而且斷裂邊緣都呈現灰色的剪切唇形貌，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散的河流花樣，表現為準解理脆性斷裂特征。而鑄態和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，表現為韌性斷裂。

2.3 球墨鑄鐵的拉伸斷裂機理分析

球墨鑄鐵在經過正火處理后，從930 ℃正火條件下看，其抗拉強度和延伸率都有相應的提高。在球墨鑄鐵中碳以石墨球的形態存在，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的塞積，在拉伸過程中這些位錯堆積處容易產生石墨-基體界面微裂紋。隨著進一步拉伸，石墨-基體界面微裂紋會沿著石墨球與基體界面伸長，直到石墨與基體分離，這一現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，其容易產生局部應力集中，而導致基體的裂紋源產生。再由于前方的石墨-基體也產生石墨脫黏，隨著拉力增大裂紋就向前方石墨球處擴展，從而形成一條主裂紋。當主裂紋如此反復地擴展，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象，但基體中的微裂紋并未萌發。這可能是由于基體大多數是珠光體組織，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45°擴展。在拉伸過程中首先是鐵素體片層發生斷裂，但滲碳體片層不會立即斷裂而是變得細長，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，會降低球墨鑄鐵的塑性變形。

綜上所述，與鑄態相比，在正火溫度870 ℃條件下，其抗拉強度從688 MPa增加至759 MPa，而延伸率下降。這是因為鑄態球墨鑄鐵基體中鐵素體包圍著石墨球，而鐵素體的晶體結構為體心立方，有良好的塑性。且鑄態球墨鑄鐵在拉伸過程中，石墨球與基體脫離后，當微裂紋擴展到石墨球洞中，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 結論

與鑄態球墨鑄鐵相比，在正火溫度870 ℃條件下，其抗拉強度增加至759 MPa，而延伸率下降至5.4%。當正火溫度提升至930 ℃時，其抗拉強度沒有明顯變化，為763 MPa，延伸率明顯上升至9.5%。與鑄態球墨鑄鐵相比較，經過正火處理后的球墨鑄鐵基體中珠光體占比增加，且當溫度由870 ℃提高至930 ℃時，球墨鑄鐵中珠光體含量進一步增多。球墨鑄鐵正火處理時，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，球體中滲碳體產生分解，使其延伸率有了明顯的提高。

圖2 鑄態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