750 ℃退火出爐溫度對QT450-10球墨鑄鐵組織與性能的影響

高永旺， 孔祥玲， 李鵬明， 劉 越

(1. 東北大學 材料科學與工程學院， 遼寧 沈陽 110819；2. 中科院沈陽科學儀器股份有限公司 干泵事業部， 遼寧 沈陽 110179)

隨著近年來真空技術的發展，真空技術已經廣泛應用于現代社會生產的各個領域[1]。為實現高真空獲得設備的清潔化、簡單化和微型化，干式真空泵得到了大力的發展，并廣泛應用于電子行業的實際生產中[2]。球墨鑄鐵作為干式真空泵零件的主要材料，具有較高的強度，其耐腐蝕性和抗氧化性都超過鑄鋼，且由于球狀石墨的微觀結構，具有一定的減震能力[3]。由于干式真空泵零件精度要求較高，因此需要在保證其使用性能的同時提高其機械加工性能。

真空泵轉子、腔體及其他一些重要部件材質均采用QT450-10球墨鑄鐵，經過適宜的熱處理工藝可以保證零件的加工性能[4-6]。球墨鑄鐵的退火工藝可分為去應力退火、低溫石墨化退火和高溫石墨化退火。楊石虎等[7]對QT600-3球墨鑄鐵采用(580±10) ℃去應力退火能有效消除鑄件因開箱溫度過高產生的殘余應力，但此工藝不會使其基體組織發生改變，材料加工性能并未提高。高溫石墨化退火的目的主要是消除組織中的共晶滲碳體，由于其加熱溫度在奧氏體化溫度以上，因此退火后的組織主要由其冷卻速度控制。候曉霞[8]、林兆琴[9]、楊海峰等[10]研究了高溫石墨化退火下不同冷卻速度對QT450-10球墨鑄鐵組織與性能的影響，結果表明隨著冷卻速度的加快，試樣中珠光體含量明顯增加，硬度也顯著提高，此工藝雖然能有效提高零件的使用性能，但嚴重影響了零件的加工性能。低溫石墨化退火的目的主要是消除組織中的珠光體，使其轉變為鐵素體+石墨。在目前的實際生產中，常采用750 ℃低溫石墨化退火來消除零件的鑄造應力并提高零件的加工性能，研究表明[11-12]， QT450-10球墨鑄鐵在700～750 ℃退火工藝下珠光體會大幅度分解，形成以鐵素體為基體的微觀組織，加工性能提高，但使用性能降低。然而在低溫石墨化退火過程中，出爐溫度也會對球墨鑄鐵的力學性能產生較大影響。目前已有大量關于低溫石墨化退火的保溫溫度以及保溫時間對球墨鑄鐵組織與性能的影響的研究，但是關于低溫石墨化退火的出爐溫度研究較少。因此研究球墨鑄鐵低溫石墨化退火出爐溫度對其組織與性能的影響具有重要意義。本文通過研究750 ℃退火工藝下不同出爐溫度對QT450-10的組織與性能的影響，來探究合理的低溫石墨化退火工藝，從而保證鑄件的加工性能以及使用性能，并為工廠實際生產制定最佳熱處工藝制度提供理論支撐。

1 試驗材料和方法

本試驗所用鑄態球墨鑄鐵QT450-10采用中頻感應爐進行熔煉，澆注溫度為1430～1440 ℃，球化劑采用稀土鎂合金，加入量為1.1%～1.3%，附鑄試棒尺寸為φ20 mm×150 mm的圓柱形試棒，化學成分如表1所示。為探究QT450-10球墨鑄鐵低溫石墨化退火不同出爐溫度對組織與性能影響，將試樣以150 ℃/h的升溫速度加熱到750 ℃并保溫2 h，隨后分別在750、600、500、400、300、200、100 ℃出爐空冷。

表1 QT450-10球墨鑄鐵的化學成分(質量分數，%)

將熱處理后的試樣機加工為20 mm×20 mm×15 mm的金相試樣，經研磨、機械拋光后，采用體積分數為4%的硝酸酒精溶液腐蝕10 s，利用Olympus-DSX500光學顯微鏡(OM)以及ZEISS Ultra Plus場發射掃描電鏡(SEM)對珠光體以及石墨形態進行微觀組織觀察，并利用ipwin-32圖像分析軟件對鐵素體、珠光體、石墨的相對含量進行測定，參照GB/T 9441—2009《球墨鑄鐵金相檢驗》對石墨形態和大小進行分級評定。金相觀察后，利用數顯布氏硬度計以及維氏硬度計(載荷法碼100 g)對試樣宏觀硬度及不同組織的硬度進行檢測。力學性能采用AG-XPLUS萬能試驗機進行拉伸試驗，試樣平行段直徑為φ5 mm，標距為25 mm，長度為60 mm。

2 試驗結果與討論

2.1 出爐溫度對石墨形態的影響

鑄態和經過750 ℃退火不同出爐溫度的球墨鑄鐵QT450-10微觀組織如圖1所示，圖1(a)可以看出，鑄態試樣微觀組織主要由鐵素體、球狀石墨以及珠光體構成。通過ipwin-32圖像分析軟件計算，其鐵素體含量為66.6%，珠光體含量為21.4%，石墨含量為12%；球化率為1～2級，石墨大小為5～6級。由圖1(b～h)可以看出，不同出爐溫度試樣的微觀組織均由鐵素體、球狀石墨以及細小的石墨顆粒構成。這是由于在750 ℃退火工藝下，珠光體發生分解，發生Fe3C→3Fe+C反應，使珠光體轉變為鐵素體+石墨顆粒。出爐溫度降低至600 ℃時石墨顆粒數量明顯增多，且隨著出爐溫度的降低，石墨顆粒有長大趨勢。

圖1 750 ℃退火不同出爐溫度下QT450-10球墨鑄鐵的顯微組織

2.2 出爐溫度對殘留滲碳體形態的影響

由于在低溫石墨化退火過程中，鑄態珠光體中的層片狀滲碳體會發生分解，但會有一定程度的滲碳體殘留，因此分別對鑄態試樣和不同出爐溫度試樣中的滲碳體形態進行觀察，如圖2所示。由圖2(a, b)可以看出，鑄態試樣滲碳體層間距大約為150 nm。由圖2(c～l)可以看出，經750 ℃退火后殘留滲碳體形態為顆粒狀，其直徑明顯大于鑄態珠光體中層片狀滲碳體的寬度且沿晶界分布。隨出爐溫度的降低，顆粒狀滲碳體數量逐漸減少，尺寸也逐漸減小。

圖2 750 ℃退火不同出爐溫度下QT450-10球墨鑄鐵的滲碳體形貌

由于750 ℃屬于低溫石墨化退火，即發生Fe3C→3Fe+C反應，這是一個滲碳體溶解、C元素擴散以及石墨形核長大的過程，如圖3所示，層片狀滲碳體在750 ℃退火時其中間部分最先分解[13-14]。隨著保溫時間的增加，層片狀滲碳體全部溶于鐵素體基體內，由于退火溫度較低，C元素屬于短程擴散[15-16]，后分解的滲碳體位置的鐵素體C含量較高。因此，石墨會優先在C元素集中的部位形核。

圖3 滲碳體石墨化過程示意圖

滲碳體本身就是一個亞穩態相，亞穩態有別于不穩定相，實際上在許多情況下亞穩定的滲碳體都是可以穩定存在的[17]，但是球墨鑄鐵中的珠光體卻會在奧氏體化之前發生石墨化。從熱力學角度對Fe3C→3Fe+C反應進行分析，在石墨化退火過程中，滲碳體分解為鐵素體+石墨，因此：

(1)

(2)

ΔG=ΔH-Δ(TS)

(3)

式中：CP,Fe,S為Fe的固態等壓熱容，S標為Fe的標準摩爾熵，T為溫度，S為熵值，H為焓值，G為吉布斯自由能。已知Fe的固態等壓熱容為25.23 J/(mol·K)，標準摩爾熵為27.15 J/(mol·K)；石墨的固態等壓熱容為8.66 J/(mol·K)，標準摩爾熵為5.694 J/(mol·K)；Fe3C的固態等壓熱容為107.1 J/(mol·K)，標準摩爾熵為27.15 J/(mol·K)[18]。因此Fe3C→3Fe+C的反應自由能：

ΔG=3ΔGFe+ΔGC-ΔGFe3C≤0

通過上述熱力學分析，可知無論在何溫度下石墨的自由能始終低于滲碳體的自由能，試樣在隨爐冷卻過程中仍會發生Fe3C→3Fe+C反應，顆粒狀珠光體數量逐漸減少，尺寸也逐漸減小。

2.3 出爐溫度對力學性能的影響

抗拉強度以及布氏硬度是評判球墨鑄鐵性能的兩個重要指標，不同出爐溫度試樣力學性能檢測結果如表2所示。可以看出，隨著出爐溫度的降低，試樣的抗拉強度逐漸下降，當出爐溫度為750 ℃時試樣抗拉強度下降7%左右、布氏硬度下降13%左右、基體維氏硬度不變。當出爐溫度為600 ℃時，試樣抗拉強度已不符合國標GB/T 9441—2009中規定的QT450-10球墨鑄鐵強度范圍(≥450 MPa)。出爐溫度下降至100 ℃時抗拉強度下降10%左右、布氏硬度下降20%左右。這是由于隨著出爐溫度的降低，晶界處石墨顆粒的尺寸逐漸變大，影響了試樣的抗拉強度。通過對球墨鑄鐵基體硬度變化進行分析可以發現，隨著出爐溫度的降低，試樣基體的維氏硬度和布氏硬度都逐漸降低。從基體維氏硬度來看，由于QT450-10球墨鑄鐵基體中固溶有3%Si元素，Si原子與Fe原子形成間隙固溶體，Si元素增加了鐵素體基體溶解C的能力。當750 ℃退火時，由于珠光體開始發生石墨化，因此基體中的C含量也隨之提升，最大溶C量可達0.03%，出爐溫度較高時，因滲碳體分解而溶解在鐵素體中的C元素來不及形核生成石墨，還有部分C固溶在鐵素體基體中導致固溶強化，隨著出爐溫度的降低，C原子進一步擴散，固溶強化效果減小，因此基體維氏硬度也逐漸降低并趨于平穩。從布氏硬度來看，隨出爐溫度的降低，基體的硬度逐漸降低，而且顆粒狀珠光體逐漸分解，石墨顆粒逐漸長大，最終導致試樣的布氏硬度隨出爐溫度的降低而降低。

表2 750 ℃退火不同出爐溫度下QT450-10球墨鑄鐵的力學性能

3 結論

1) QT450-10球墨鑄鐵經750 ℃×2 h退火后在不同出爐溫度下的微觀組織均為鐵素體+球狀石墨+顆粒狀石墨，隨著出爐溫度的降低，石墨顆粒的尺寸逐漸增大，殘留顆粒狀滲碳體逐漸較少。

2) QT450-10球墨鑄鐵在750 ℃出爐空冷時抗拉強度下降7%左右、布氏硬度下降13%左右、基體維氏硬度不變。隨著出爐溫度的降低，試樣抗拉強度、硬度均有所下降，出爐溫度為100 ℃時的抗拉強度下降10%左右、布氏硬度下降20%左右。

3) 由于出爐溫度的降低，使石墨顆粒尺寸增大并導致球墨鑄鐵的抗拉強度下降，且伴隨著殘留滲碳體的分解以及C元素固溶強化效果的減弱導致材料的硬度下降。