李仁強，潘昊亮，孟銀娜

（河南機電職業(yè)學院 智能工程學院，鄭州 451191）

大斷面球墨鑄鐵具有優(yōu)異的品質(zhì)，在核乏燃料容器、注塑機頭板和大型球磨機齒圈等領(lǐng)域得到了廣泛應(yīng)用[1—3]。大斷面球墨鑄鐵壁厚大、冷卻速度過緩，會導(dǎo)致鑄件組織不均勻，并出現(xiàn)碎塊狀石墨等畸變組織，限制了其進一步推廣和應(yīng)用[4—5]?；诖?，國內(nèi)外不少研究者在熱處理、合金化及微合金化、原材料、球化孕育處理等方面作了大量的有益探索[6—8]。李蒙等[9]利用含Bi 孕育劑進行隨流孕育，改善了大斷面球墨鑄鐵的石墨組織和低溫沖韌性。王敏剛等[10]通過控制碳當量，并使用長效孕育劑，向鐵液中添加了質(zhì)量分數(shù)為 0.005%的元素 Sb，改善了 500 mm×500 mm×500 mm 的正方體試塊心部的石墨球化率（≥80%）。楊志超等[11]研究Cu，Sb 和Si 含量對大斷面球墨鑄鐵組織性能的影響發(fā)現(xiàn)，調(diào)整Cu，Sb 和Si 的含量可使250 mm×250 mm×300 mm 的立方體試塊獲得良好的綜合力學性能。李蒙[12]通過對比分析3 種不同稀土含量的球化劑發(fā)現(xiàn)，低鎂低稀土球化劑有利于改善大斷面球墨鑄鐵的石墨組織，可提高其低溫性能。陳光輝等[13]通過優(yōu)化Mo 的加入量和等溫淬火溫度，成功生產(chǎn)出組織性能較佳的重載車用球墨鑄鐵曲軸。彭凡等[14]通過向球墨鑄鐵中加入Cu，Sn 和Sb 合金元素，并進行940 ℃×3 h+460 ℃×4 h 的熱處理，使厚度為70 mm 的附鑄試塊力學性能達到了QT 800-2 要求。由此可知，通過向球墨鑄鐵中添加適量的合金元素，并進行適當?shù)臒崽幚?，可獲得組織性能較佳的鑄件，因此，吸引了國內(nèi)外不少學者的關(guān)注[15—18]。

綜上可知，向球墨鑄鐵加入合金元素，或在添加合金元素的同時進行適當熱處理，可以獲得理想的組織性能。目前，有關(guān)單獨添加微量合金元素Sb，再配合適當熱處理來獲得高強韌大斷面球墨鑄鐵的報道不多見，因此，文中根據(jù)實際生產(chǎn)條件，通過向大斷面球墨鑄鐵中加入質(zhì)量分數(shù)約為0.02%的合金元素Sb，然后進行部分奧氏體化正火（880 ℃×4 h）和回火（500 ℃×2.5 h）處理，研究大斷面球墨鑄鐵的石墨球形態(tài)、大小和分布，并分析拉伸斷口形貌，探討組織和性能的變化規(guī)律，以期為球墨鑄鐵生產(chǎn)企業(yè)提供一定的參考。

1 實驗

1.1 條件

鐵液采用500 kg 中頻感應(yīng)爐熔煉，熔煉溫度約為1500 ℃。爐料采用Q12 生鐵、球鐵回爐料和優(yōu)質(zhì)廢鋼。球化處理工藝為蓋包法[19]，鐵液處理溫度為1460～1480 ℃，球化劑為FeSiMg8RE3，加入量約為1.6%（質(zhì)量分數(shù)），處理時間約為55 s。孕育處理采用一次大劑量孕育，孕育劑為 75SiFe，粒度為5～8 mm，加入量約為0.6%（質(zhì)量分數(shù)）；二次孕育使用硅鋇復(fù)合孕育劑，粒度為0.4～0.6 mm，加入量約為0.20%（質(zhì)量分數(shù)）。隨流孕育時采用2 種方案：使用75SiFe 普通孕育劑，粒度為0.4～0.6 mm，加入量為0.3%（質(zhì)量分數(shù)）；在使用75SiFe 普通孕育劑的同時，加入質(zhì)量分數(shù)約為0.02%的純金屬Sb，顆粒度約為 20 mm。樹脂砂造型工藝，澆注溫度為1340～1350 ℃，分別澆注未合金化、合金化熱處理前后的立方體試塊試樣各1 組，尺寸規(guī)格為180 mm×180 mm×200 mm，約40 min 后進行開箱并空冷至室溫。原材料化學成分如表1 所示，試樣化學成分如表2 所示。

表1 實驗用爐料化學成分（質(zhì)量分數(shù)）Tab.1 Chemical composition of raw materials (mass fraction) %

表2 立方體試塊的化學成分（質(zhì)量分數(shù)）Tab.2 Chemical compositions of cube test blocks (mass fraction) %

1.2 熱處理工藝

球墨鑄鐵由基體組織和球狀石墨組成，球狀石墨對金屬基體組織的割裂和破壞作用很小，因此，球墨鑄鐵的力學性能在很大程度上受基體組織的影響[20]。適當?shù)臒崽幚砜梢愿淖兦蚰T鐵的基體組織，進而可明顯改善球墨鑄鐵的綜合力學性能，以滿足不同工況條件下的使用要求。為獲得高強度、高韌性的大斷面球墨鑄鐵，文中查閱了相關(guān)資料[21—22]，并結(jié)合生產(chǎn)經(jīng)驗，最終采用部分奧氏體化正火（880 ℃×2 h）+回火（500 ℃×2.5 h）工藝對大斷面球墨鑄鐵進行熱處理，冷卻方式為風冷，冷卻速度控制為10～15 ℃/min。

1.3 方法

拉伸試樣用線切割機從距立方體試塊表層30 mm 和中心位置處截取，試塊形狀、尺寸和取樣位置如圖1 所示。采用真空光譜儀（PDA-5500 型）、智能碳硫分析儀（CS-H60C 型）和分光光度劑（721型）測定化學成分；采用HB-3000 硬度計在同一試樣上不同位置分別測試3 次，取平均值；根據(jù)GB/T 228.1—2010《金屬材料拉伸試驗方法》測定常溫拉伸性能，拉伸試樣如圖2 所示，設(shè)備為WA-300 型萬能拉力試驗機。采用Axiovert 40 MAT 光學顯微鏡及附帶的金相分析軟件分析試樣的石墨球形態(tài)、大小、分布以及基體組織，腐蝕液采用體積分數(shù)為4%的硝酸酒精溶液，使用ZEISS SUPRA55 VP 掃描電子顯微鏡觀察石墨球表面和拉伸斷口形貌。

圖1 立方體試塊模型及取樣位置Fig.1 Cube test block model and sampling location

圖2 拉伸試樣的形狀與尺寸Fig.2 Shape and size of the tensile specimen

2 結(jié)果與分析

2.1 金相組織分析

未合金化試樣表層和中心位置的典型金相組織如圖3 所示。由圖3 可知，因為冷卻條件不同，試塊表層和中心位置處的石墨球尺寸、分布和球化率差別明顯。由圖3a 可知，大部分石墨球較小，石墨球圓整度較好，分布較為均勻，個別地方出現(xiàn)較大石墨球。石墨球大小等級為5—6 級，平均直徑約為38～45 μm，球化率為90%，球化等級為3—4 級，石墨球密度為121 個/mm2。這說明試樣表層冷卻速度快，過冷度大，石墨形核率的增加速度大于長大速度，導(dǎo)致石墨形核長大后的穩(wěn)定性尺寸減小、數(shù)量增加，因此，石墨球直徑變細[23]。由圖3b 可知，試樣中出現(xiàn)了碎塊狀石墨等嚴重的畸變組織，石墨球化效果較差，石墨球大小為4—5 級，平均直徑約為44～48 μm，球化率為68%，球化等級為4—5 級，石墨球密度為95 個/mm2。這主要是由于大斷面球墨鑄鐵中心位置的冷卻速度慢、過冷度小，導(dǎo)致石墨球周圍奧氏體殼長時間處于不完整的包圍狀態(tài)，石墨球與鐵液長時間直接接觸，進而容易受到鐵液流擾動和活性干擾元素的影響[24]，且鐵液中缺乏有效的石墨非均勻形核核心。

Sb 合金化鑄態(tài)試塊表層和中心位置的典型金相組織如圖4 所示。由圖4 可知，雖然試塊表層和心部的石墨球圓整度高、數(shù)量多、球徑小、分布均勻，但心部的石墨球較表層略大（與圖3 相比）。石墨球周圍均存在牛眼狀鐵素體，心部位置的牛眼狀鐵素體略多，這是由于鑄件壁厚大，心部冷卻速度稍慢、過冷度稍低，導(dǎo)致石墨球略微長大和鐵素體含量增加。表層的石墨球平均直徑約為28 μm，珠光體體積分數(shù)約為95%；心部位置的石墨球平均直徑約為29 μm，珠光體體積分數(shù)約為94%，這說明Sb 的加入消除了碎塊狀石墨，石墨球圓整度得到提高，并得到細化，進而抑制了鐵素體形成，細化了共晶團，使珠光體更穩(wěn)定。主要由3 個原因所致。

圖3 未合金化試樣的金相組織Fig.3 Microstructures of unalloyed samples

圖4 合金化鑄態(tài)試樣的金相組織Fig.4 Microstructures of as-cast samples

1）Sb 的加入促進了球墨鑄鐵石墨球的均質(zhì)形核。鐵液中加入Sb 后，碳在Fe-C 熔體中的溶解度降低，碳的活性得到提高，加劇了鐵液中的碳濃度起伏，從而促進了鐵液共晶轉(zhuǎn)變溫度以上石墨球的形成。此外，Sb 擁有較大的熔化潛熱，會造成較大的溫度起伏[21]。

2）稀土硅鐵鎂球化劑可用于脫氧去硫，也可與Sb 形成高熔點化合物[9,12]，作為石墨球異質(zhì)形核的核心。

3）Sb 作為表面活性元素，在球墨鑄鐵的凝固結(jié)晶過程中，因排斥作用在石墨球表面形成了均勻的Sb 層，阻止了石墨球變異，使其以球狀生長。此外，Sb 容易造成鐵液過冷，降低碳原子的擴散速度。

4）在球墨鑄鐵中，Sb 以FeSb 和FeSb2的形式存在于鐵素體和滲碳體相界面上，其中FeSb2的熔點較高，約為1001 ℃，共析轉(zhuǎn)變時不易發(fā)生分解；再加上Sb 的薄膜效應(yīng)[25—26]，進而可抑制鐵素體形成，穩(wěn)定和增加珠光體數(shù)量。

熱處理后試塊表層和中心位置的典型金相組織如圖5 所示。由圖5 可知，熱處理后，試樣中石墨球的圓整度、大小、數(shù)量和分布變化不大，牛眼狀鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)槠扑闋铊F素體，這說明部分奧氏體化正火處理主要改變了鐵素體的形態(tài)。在對鑄態(tài)大斷面球墨鑄鐵進行部分奧氏體化正火加熱處理時，進入了共析三相區(qū)，三相區(qū)的珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)樘己亢艿偷膴W氏體，鐵素體幾乎未發(fā)生溶解，且奧氏體在晶界形成，并向晶內(nèi)生長，進而將牛眼狀鐵素體分割成均勻分布的條狀[27—28]，即破碎狀鐵素體，其有利于改善鑄件塑性。經(jīng)正火處理后，鑄件存在一定的殘余應(yīng)力，會影響鑄件的尺寸穩(wěn)定性，導(dǎo)致變形和開裂，因此，需要在正火處理后對鑄件再進行高溫回火，以消除或降低鑄件內(nèi)部的殘余應(yīng)力，提高鑄件的尺寸穩(wěn)定性。此外，高溫回火處理并未改變正火組織，即熱處理后鑄件組織仍由大量珠光體、少量破碎狀鐵素體和球狀石墨組成。

圖5 熱處理態(tài)試樣的金相組織Fig.5 Microstructures of heat treated samples

2.2 拉伸斷口分析

為分析熱處理前后試塊的斷裂模式及斷裂機理，采用掃描電子顯微鏡對熱處理前后試塊表層和中心位置試樣的斷口進行掃描，如圖6—7 所示。圖6a—b 分別為Sb 合金化鑄態(tài)試樣（試塊表層）拉伸斷口的不同放大倍數(shù)掃描電鏡照片。由圖6a 可知，斷口上石墨球數(shù)量較多、大小分布均勻，且斷口較為平齊；大部分區(qū)域為解理小平面和河流花樣，局部區(qū)域出現(xiàn)了極少量的韌窩；雖然個別石墨球從基體上脫落留下孔洞或與基體組織發(fā)生部分剝離，但仍有部分與基體組織相連，未出現(xiàn)明顯的撕裂棱，為典型的解理斷裂。這表明試樣在外力作用下，裂紋的產(chǎn)生和擴展受到的阻力較小，導(dǎo)致試樣發(fā)生了脆性斷裂。由圖6b 可知，斷口上存在大量的河流花樣和大解理面，斷口較為平齊，這是因為解理裂紋在外力作用下沿一定晶面穿過傾斜角度較小和解理面位向差較小的相鄰晶粒，并呈連續(xù)狀[26]。圖6c—d 分別為Sb 合金化鑄態(tài)試樣（試塊中心位置）拉伸斷口的不同放大倍數(shù)掃描電鏡照片。由圖6c 可知，整個斷口略顯不平，石墨球數(shù)量較多、大小分布均勻，存在大量的解理裂紋和河流花樣，局部區(qū)域出現(xiàn)了少量韌窩。此外，有部分石墨球從基體上脫落或者與基體組織部分剝離，還有部分石墨球與基體組織相連。由圖6d 可知，斷口較為平齊，出現(xiàn)了大量的河流花樣和較小解理面，少量的小韌窩和撕裂棱，表明試塊中心位置的塑性較表層稍好。這是由于大斷面球墨鑄鐵中心位置的冷卻速度慢，利于鐵素體生成，進而改善了塑性和韌性。綜上所述，鑄態(tài)微合金化試塊表層和中心位置的拉伸斷口呈明顯的脆性斷裂特征。

圖6 鑄態(tài)合金化試樣的掃描電鏡照片F(xiàn)ig.6 SEM photos of as-cast alloyed samples

圖7a—b 分別為表層試樣（Sb 合金化熱處理態(tài)）拉伸斷口不同放大倍數(shù)的掃描電鏡照片，圖7c—d 分別為中心位置試樣（Sb 合金化熱處理態(tài)）拉伸斷口不同放大倍數(shù)的掃描電鏡照片。由圖7a 與圖7c 可知，兩者斷口凸凹不平，石墨球數(shù)量較多，斷口呈現(xiàn)河流花樣的解理斷裂特征，部分區(qū)域存在大小、深淺不一的韌窩；斷口處有一部分石墨球與基體組織發(fā)生部分剝離，也有部分石墨球與基體組織相連；部分石墨球周圍存在一定數(shù)量的韌窩，且有明顯的撕裂棱。拉伸斷口上存在韌窩是試樣在外力作用下發(fā)生了塑性變形，導(dǎo)致顯微孔洞不斷聚集或長大的結(jié)果。這說明在外力作用下，基體組織中裂紋的萌生和擴展受到了一定阻礙，發(fā)生了一定的塑性變形，且能夠吸收更多的能量，有利于試樣發(fā)生一定的韌性斷裂?；w組織與石墨球的界面處發(fā)生了斷裂，導(dǎo)致石墨球從基體中脫離，基體組織內(nèi)部出現(xiàn)局部應(yīng)力集中，裂紋在應(yīng)力達到臨界值時發(fā)生擴展[29]，最終在外力作用下，基體組織發(fā)生了解理斷裂。由圖7b 與圖7d 可知，石墨球周圍存在明顯的韌窩和撕裂棱，這說明斷裂時局部伴隨塑性變形。斷口處的石墨球表面形態(tài)比較粗糙，由參差不齊的許多臺階構(gòu)成。這是由于Sb 的加入使石墨與鐵液界面變得不穩(wěn)定，導(dǎo)致石墨晶體表面很粗糙，形成了許多按螺旋臺階生長的多面體型晶體小平面；在生長臺階的側(cè)向運動下，球體表面按平板狀生長，微量合金元素Sb 改變了石墨晶體長大的條件[30]，因此形成了粗糙的石墨球表面。

圖7 熱處理試樣的掃描電鏡照片F(xiàn)ig.7 SEM photos of heat treated samples

由上述分析可知，經(jīng)部分奧氏體化正火處理后，試塊組織結(jié)構(gòu)得到了明顯改善，組織分布相對較為均勻，故熱處理態(tài)試塊表層和中心位置的拉伸斷裂均為以解理斷裂為主、伴有一定塑性變形的韌脆混合型斷裂。

2.3 力學性能分析

未合金化、合金化熱處理前后試樣的部分力學性能數(shù)據(jù)如表3 所示。由表3 可知，石墨形態(tài)對鑄件的綜合力學性能影響很大，石墨球的圓整度越高、球徑越細小、數(shù)量越多、分布越均勻，鑄件的綜合力學性能就越好。未合金化試塊的表層與心部性能差別較大，經(jīng)合金化后，表層與心部的性能差異縮小。未合金化試樣的整體綜合力學性能較差，這是由于大斷面球墨鑄鐵壁厚大，鑄造時熱容量大，冷卻速度慢、過冷度小，奧氏體殼與石墨間為松散耦合狀態(tài)，奧氏體晶粒間形成了液體通道，使得石墨與液相保持接觸，碳原子不斷沿溝槽向球墨遷移，造成石墨球發(fā)生畸變，從而導(dǎo)致鑄件尤其是心部位置出現(xiàn)碎塊狀石墨等畸變組織。該畸變石墨組織易割裂基體組織，且在外力作用下，會加速微裂紋的萌生和擴展，進而導(dǎo)致鑄件塑性和抗拉強度急劇下降。向鐵液中加入Sb 能明顯改善石墨球的形態(tài)、細化石墨球、穩(wěn)定和細化珠光體，故鑄態(tài)試樣強度偏高、塑性偏低。經(jīng)熱處理后，試樣強度雖然降低，但塑性得到明顯提高，綜合力學性能提升，其抗拉強度不低于850 MPa，伸長率不低于4%，布氏硬度平均值為284，這是含碳量低、片間距更細的珠光體和破碎狀鐵素體共同作用的結(jié)果。在基體組織中，鐵素體呈均勻分布的破碎狀，與牛眼狀鐵素體相比，其在很大程度上能更好地保持珠光體的骨架作用；此外，破碎狀鐵素體大部分沿共晶團晶界和奧氏體晶界形成，且在部分奧氏體化正火冷卻階段，由奧氏體轉(zhuǎn)變生成的珠光體碳含量較低[29—30]，因此鑄件在保持較高強度的同時，塑性得到了明顯改善。

表3 試樣的力學性能Tab.3 Mechanical properties of samples

3 結(jié)語

未合金化鑄態(tài)試塊由鐵素體和石墨組成，其表層石墨球數(shù)量較多、球徑較細，中心部位出現(xiàn)了碎塊狀石墨等畸變組織，綜合力學性能較差。

Sb 合金化鑄態(tài)試塊由珠光體（大部分）、牛眼狀鐵素體（少部分）、細小球狀石墨及少量的滲碳體組成，表層和中心位置的石墨球數(shù)量均得到增加，心部增加較為明顯，且石墨球徑細化明顯，斷口為脆性斷裂，強度和硬度偏高、塑性偏低。

熱處理后試塊強度和硬度適當降低，塑性得到明顯改善，石墨球數(shù)量、大小和分布變化不大，斷口為以解理斷裂為主、伴有少量塑性變形的韌脆混合斷裂模式。