鎳元素對(duì)球墨鑄鐵微觀組織和低溫沖擊性能的影響

鎳元素對(duì)球墨鑄鐵微觀組織和低溫沖擊性能的影響

由于獨(dú)特的微觀組織，如石墨均勻地?cái)U(kuò)散在不同的基質(zhì)上，如珍珠、鐵素等，以及優(yōu)秀的室內(nèi)分辨率和相對(duì)于鋼的低成本，因此現(xiàn)代制造業(yè)中使用了大量的磁粉。當(dāng)前,一些特殊領(lǐng)域如石油管道,風(fēng)電設(shè)施和嚴(yán)寒地區(qū)軌道交通運(yùn)輸?shù)阮I(lǐng)域?qū)η蚰T鐵材料的極低溫度下(-40～-50℃以下)的力學(xué)性能特別是沖擊韌性提出了更嚴(yán)苛的要求。如何在保證良好的機(jī)械強(qiáng)度和服役性能的基礎(chǔ)上,制備耐低溫沖擊的高強(qiáng)韌性球墨鑄鐵具有實(shí)際工程需求和理論研究?jī)r(jià)值。眾所周知,通過(guò)成分設(shè)計(jì)、控制成形工藝及優(yōu)化熱處理工藝等方法可以改善和調(diào)節(jié)合金的微觀組織,有效地提高其力學(xué)性能,比如高鎳(含量高于6%)奧氏體不銹鋼就具有優(yōu)良的超低溫沖擊性能;另外G.S.Cho等研究了微量元素對(duì)厚大截面球墨鑄鐵鑄態(tài)微觀組織和室溫力學(xué)性能的影響;孫玉福等研究了鎳對(duì)低溫(-40℃)高韌性球墨鑄鐵組織及性能的影響;王強(qiáng)等研究了珠光體率和石墨數(shù)量對(duì)各熱處理態(tài)球墨鑄鐵低溫(-20℃)沖擊性能的影響。但是,鎳元素對(duì)球墨鑄鐵低溫(-40～-80℃)沖擊性能的影響及其低溫?cái)嗔褭C(jī)理相關(guān)研究報(bào)道較少。因此,本工作較系統(tǒng)地研究了微量鎳元素對(duì)球墨鑄鐵微觀組織和低溫(0～-80℃)沖擊性能的影響,并對(duì)退火態(tài)含鎳球墨鑄鐵的低溫?cái)嗔褭C(jī)理進(jìn)行了分析。1球墨鑄鐵的化學(xué)成分按照常規(guī)的合金熔煉、球化處理和孕育處理工藝制備鎳含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù),下同)分別為0.0%,0.5%,0.7%和0.9%的U形球墨鑄鐵試塊,并使用OBLF-QSN750電火花直讀光譜儀和CS-8800C高頻紅外碳硫分析儀檢測(cè)球墨鑄鐵的化學(xué)成分。球墨鑄鐵試塊的化學(xué)成分如表1所示?？芍?鎳含量分別為0.00%,0.46%,0.66%和0.88%,與設(shè)計(jì)成分基本一致,其他主要元素含量在鐵素體基球墨鑄鐵的成分控制范圍內(nèi)。使用SRJX-4-13箱式電阻爐對(duì)鑄態(tài)球墨鑄鐵進(jìn)行常規(guī)兩步退火熱處理,以消除磷共晶及多余珠光體,獲得石墨球均勻分布在鐵素體基體上的顯微組織;采用WDW-3100微機(jī)控制電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī),HBRV-187.5布洛維硬度計(jì)和JBW-300型示波沖擊試驗(yàn)機(jī)分別對(duì)鑄態(tài)和退火態(tài)球墨鑄鐵的室溫拉伸性能、布氏硬度和不同溫度下V型缺口夏比沖擊性能進(jìn)行測(cè)試;并使用VK-9710型激光共聚焦顯微鏡和JSM-7001F場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡觀察球墨鑄鐵的顯微金相組織及沖擊斷口形貌。2結(jié)果與分析2.1球墨鑄鐵的組織圖1為不同鎳含量球墨鑄鐵鑄態(tài)金相顯微組織?？梢钥闯?白色的鐵素體基體上彌散分布著深灰色石墨球和黑色珠光體。當(dāng)鎳含量從0.0%增加到0.9%,珠光體含量逐漸增加。與含鎳0.0%,0.5%的球墨鑄鐵相比,鎳含量為0.7%時(shí)石墨球細(xì)小且圓整度較好,數(shù)量較多,并且鐵素體晶粒變小;當(dāng)鎳含量繼續(xù)升高,石墨球化率和均勻性下降。研究表明,不同碳當(dāng)量將導(dǎo)致球墨鑄鐵中石墨球數(shù)量及大小的差異。本工作中4種球墨鑄鐵的碳當(dāng)量大致相當(dāng),分別為4.266%(0.0%Ni試樣),4.277%(0.5%Ni試樣),4.288%(0.7%Ni試樣)和4.319%(0.9%Ni試樣)。鎳降低奧氏體轉(zhuǎn)變溫度,延遲球墨鑄鐵中奧氏體向鐵素體的轉(zhuǎn)變,促使珠光體析出量增加并提高珠光體的穩(wěn)定性。添加鎳元素可能間接抑制石墨球和鐵素體的形成,導(dǎo)致不同成分球墨鑄鐵顯微組織的差異,而且過(guò)量的鎳導(dǎo)致碳當(dāng)量偏離最佳值。因此,鎳的微量變化可能改變鑄態(tài)球鐵的微觀組織如石墨球大小形態(tài)等,對(duì)力學(xué)性能產(chǎn)生直接影響。圖2為不同鎳含量球墨鑄鐵退火態(tài)的金相顯微組織。相比于鑄態(tài),珠光體含量大幅降低,而殘余珠光體的含量隨鎳含量升高而明顯增加。同時(shí),當(dāng)鎳含量達(dá)到0.9%時(shí),石墨球的球化率和均勻度下降,并且可觀察到鍥形等畸形石墨的存在。而長(zhǎng)條狀、具有尖銳棱角的殘余珠光體以及形狀不規(guī)則的石墨球可能對(duì)球鐵的力學(xué)性能造成不利影響。與無(wú)鎳球鐵相比,含鎳球鐵中鐵素體晶粒變小。2.2拉伸性能和沖擊功表2中列出了不同鎳含量球墨鑄鐵的室溫力學(xué)性能。由表2可見(jiàn),隨著鎳含量的增加,鑄態(tài)和退火態(tài)球鐵的布氏硬度HB分別從含0.0%Ni的148和140增加至含0.9%Ni的168和144,抗拉強(qiáng)度分別由從含0.0%Ni的418.5MPa(鑄態(tài)),380.2MPa(退火態(tài))增加到含0.9%Ni時(shí)的453.1MPa(鑄態(tài)),391.1MPa(退火態(tài)),屈服強(qiáng)度由含0.0%Ni的226.3MPa(鑄態(tài)),234.5MPa(退火態(tài))先增加到含0.7%Ni時(shí)的245.5MPa(鑄態(tài)),255.5MPa(退火態(tài))再降低到含0.9%Ni時(shí)的230.5MPa(鑄態(tài))和251.9MPa(退火態(tài))。除含0.9%Ni鑄態(tài)樣品伸長(zhǎng)率稍低(15.7%)外,其余伸長(zhǎng)率均大于18.0%,退火態(tài)試樣的伸長(zhǎng)率均大于20.0%。球墨鑄鐵宏觀力學(xué)性能受到顯微組織如珠光體含量和石墨球形態(tài)的影響。相對(duì)鐵素體而言,珠光體硬而脆,其含量越高,材料的硬度和強(qiáng)度越高,而韌性和伸長(zhǎng)率降低。含0.7%Ni退火態(tài)試樣中鐵素體晶粒和石墨球細(xì)小,球化率和大小均勻性良好,屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率最高。圖3是不同鎳含量鑄態(tài)和退火態(tài)球墨鑄鐵的沖擊功-溫度曲線?？梢?jiàn),沖擊功隨著測(cè)試溫度降低而下降,而退火態(tài)球鐵的沖擊功明顯優(yōu)于鑄態(tài)樣品。含鎳退火態(tài)球鐵的低溫沖擊性能優(yōu)于無(wú)鎳球鐵。無(wú)鎳球鐵具有明顯的沖擊斷裂溫度敏感性,當(dāng)實(shí)驗(yàn)溫度從-40℃下降到-70℃時(shí),沖擊功從13.21J驟降為6.98J。而含鎳球鐵在-30～-80℃溫度區(qū)間內(nèi)具有優(yōu)異的沖擊性能,特別是0.7%Ni退火態(tài)球墨鑄鐵,-70℃下的沖擊功仍高于12J。退火態(tài)球墨鑄鐵的基體組織為鐵素體,基體晶粒尺寸和石墨球大小形態(tài)影響了球墨鑄鐵低溫沖擊性能。圖4為含鎳0.7%退火態(tài)試樣沖擊載荷-位移曲線。V型缺口試樣在-60℃下受到?jīng)_擊時(shí)(曲線a),進(jìn)入彈性變形階段,沖擊載荷隨位移呈類(lèi)線性變化;隨后發(fā)生微量的塑性變形并屈服,載荷達(dá)到最大值約16kN,然后載荷逐漸下降,意味著裂紋萌生并開(kāi)始擴(kuò)展,直至斷裂發(fā)生;V型缺口試樣在-80℃下承受沖擊時(shí)(曲線b),首先進(jìn)入彈性變形階段,沖擊載荷隨位移呈類(lèi)線性變化,達(dá)到最大值約11kN后逐漸下降,裂紋萌生并開(kāi)始擴(kuò)展直至斷裂,下降段曲線未觀察到曲線a中的塑性變形段。參照GB/T19748-2005(鋼材夏比V型缺口擺錘沖擊試驗(yàn)儀器化試驗(yàn)方法),含鎳0.7%退火態(tài)試樣-60℃時(shí)沖擊載荷-位移曲線為典型的韌性斷裂曲線,而-80℃下斷裂形式可能仍保留著部分韌性特征。2.3含鎳+.7%退火態(tài)試樣的斷口分析對(duì)于無(wú)鎳退火態(tài)球墨鑄鐵,-40℃下宏觀沖擊斷口形貌凹凸不平,材料在斷裂前產(chǎn)生明顯的塑性變形,對(duì)應(yīng)較高的沖擊功;而-50℃下宏觀斷口表面平整,說(shuō)明在斷裂前未產(chǎn)生明顯塑性變形,對(duì)應(yīng)較低的沖擊功。圖5為無(wú)鎳和含鎳0.7%退火態(tài)球墨鑄鐵沖擊斷口掃描電鏡照片。如圖5(a)所示,無(wú)鎳試樣-40℃下的沖擊斷口由大量韌窩和少量河流花樣組成,部分區(qū)域韌窩大而深,雖然從斷口中看出有少量區(qū)域?qū)儆跍?zhǔn)解理斷裂,但主要還是呈現(xiàn)出韌性斷裂的特征。圖5(b)是無(wú)鎳試樣-50℃下沖擊斷口形貌?？芍?沖擊斷口由大量河流花樣組成,解理裂紋沿著一定的結(jié)晶面穿過(guò)相鄰的晶粒,與低碳鋼的脆性斷裂相似。由于這些晶粒間傾斜角度大多較小,相鄰晶粒的解理面位向差小,呈近連續(xù)狀,所以斷口較為平齊,僅有少量的韌窩。圖5(c),(d)為含鎳0.7%退火態(tài)試樣-60℃和-80℃時(shí)的斷口形貌,可以看出其與無(wú)鎳試樣-40℃和-50℃時(shí)的斷口形貌相似,但含鎳0.7%試樣在更低的實(shí)驗(yàn)溫度下韌窩數(shù)量更多且更細(xì)小,意味著斷裂過(guò)程裂紋萌生和擴(kuò)展阻力變大,對(duì)應(yīng)著較高的沖擊功。圖6為含鎳0.7%退火態(tài)試樣-60℃和-80℃沖擊斷口石墨球鄰近微區(qū)形貌。圖6(a)為-60℃時(shí)沖擊斷口石墨球微區(qū)形貌?？梢钥闯?石墨球與孔洞壁間有較大的空隙,但仍有部分黏著;石墨球上表面不圓整呈山尖狀且整體變形較大,這可能是由于裂紋擴(kuò)展過(guò)程中的塑性撕裂行為所致。由圖6(b)可知,-80℃下石墨球與孔洞壁間間隙較小,周?chē)矝](méi)有明顯的撕裂拉扯痕跡,說(shuō)明裂紋萌生和擴(kuò)展過(guò)程中阻力較小,很快發(fā)生脆性斷裂。結(jié)合沖擊載荷-位移曲線的分析結(jié)果,含鎳0.7%退火態(tài)球鐵沖擊試樣在-60℃下發(fā)生韌性斷裂,而在-80℃下表現(xiàn)出明顯的脆性斷裂特征,由此推斷其韌脆轉(zhuǎn)變溫度低于-60℃。為進(jìn)一步研究鎳元素對(duì)低溫?cái)嗔褭C(jī)理的影響,對(duì)含鎳0.7%退火態(tài)試樣進(jìn)行了線掃描成分分析,如圖7所示。鎳元素在球墨鑄鐵基體中均勻分布,通過(guò)固溶強(qiáng)化提高位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)和增殖的阻力,導(dǎo)致材料的強(qiáng)韌性升高,這也解釋了鎳含量從0.0%增加到0.7%其屈服強(qiáng)度呈升高趨勢(shì)的原因。金屬的塑性變形是通過(guò)晶體內(nèi)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)和位錯(cuò)增殖來(lái)實(shí)現(xiàn)的。在低溫下原子獲得能量幾率變低,在位錯(cuò)塞積前的彈性能就不易通過(guò)相鄰晶粒位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的激活而松弛。添加鎳元素細(xì)化了基體中鐵素體晶粒,易被激活的位錯(cuò)數(shù)量增多,彈性能更易發(fā)生松弛。然而,當(dāng)鎳含量達(dá)到0.9%時(shí),過(guò)多的鎳元素固溶于基體中產(chǎn)生晶格畸變,位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)和增殖較難發(fā)生,彈性能不易發(fā)生松弛;同時(shí),過(guò)多鎳惡化殘余珠光體形貌及石墨球形態(tài),導(dǎo)