鎳元素對球墨鑄鐵微觀組織和低溫沖擊性能的影響

由于獨特的微觀組織，如石墨均勻地擴散在不同的基質上，如珍珠、鐵素等，以及優秀的室內分辨率和相對于鋼的低成本，因此現代制造業中使用了大量的磁粉。當前,一些特殊領域如石油管道,風電設施和嚴寒地區軌道交通運輸等領域對球墨鑄鐵材料的極低溫度下(-40～-50℃以下)的力學性能特別是沖擊韌性提出了更嚴苛的要求。如何在保證良好的機械強度和服役性能的基礎上,制備耐低溫沖擊的高強韌性球墨鑄鐵具有實際工程需求和理論研究價值。眾所周知,通過成分設計、控制成形工藝及優化熱處理工藝等方法可以改善和調節合金的微觀組織,有效地提高其力學性能,比如高鎳(含量高于6%)奧氏體不銹鋼就具有優良的超低溫沖擊性能;另外G.S.Cho等研究了微量元素對厚大截面球墨鑄鐵鑄態微觀組織和室溫力學性能的影響;孫玉福等研究了鎳對低溫(-40℃)高韌性球墨鑄鐵組織及性能的影響;王強等研究了珠光體率和石墨數量對各熱處理態球墨鑄鐵低溫(-20℃)沖擊性能的影響。但是,鎳元素對球墨鑄鐵低溫(-40～-80℃)沖擊性能的影響及其低溫斷裂機理相關研究報道較少。因此,本工作較系統地研究了微量鎳元素對球墨鑄鐵微觀組織和低溫(0～-80℃)沖擊性能的影響,并對退火態含鎳球墨鑄鐵的低溫斷裂機理進行了分析。1球墨鑄鐵的化學成分按照常規的合金熔煉、球化處理和孕育處理工藝制備鎳含量(質量分數,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球墨鑄鐵的化學成分。球墨鑄鐵試塊的化學成分如表1所示?？芍?鎳含量分別為0.00%,0.46%,0.66%和0.88%,與設計成分基本一致,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。使用SRJX-4-13箱式電阻爐對鑄態球墨鑄鐵進行常規兩步退火熱處理,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微機控制電子萬能試驗機,HBRV-187.5布洛維硬度計和JBW-300型示波沖擊試驗機分別對鑄態和退火態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行測試;并使用VK-9710型激光共聚焦顯微鏡和JSM-7001F場發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%時石墨球細小且圓整度較好,數量較多,并且鐵素體晶粒變小;當鎳含量繼續升高,石墨球化率和均勻性下降。研究表明,不同碳當量將導致球墨鑄鐵中石墨球數量及大小的差異。本工作中4種球墨鑄鐵的碳當量大致相當,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)。鎳降低奧氏體轉變溫度,延遲球墨鑄鐵中奧氏體向鐵素體的轉變,促使珠光體析出量增加并提高珠光體的穩定性。添加鎳元素可能間接抑制石墨球和鐵素體的形成,導致不同成分球墨鑄鐵顯微組織的差異,而且過量的鎳導致碳當量偏離最佳值。因此,鎳的微量變化可能改變鑄態球鐵的微觀組織如石墨球大小形態等,對力學性能產生直接影響。圖2為不同鎳含量球墨鑄鐵退火態的金相顯微組織。相比于鑄態,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,當鎳含量達到0.9%時,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。而長條狀、具有尖銳棱角的殘余珠光體以及形狀不規則的石墨球可能對球鐵的力學性能造成不利影響。與無鎳球鐵相比,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性能。由表2可見,隨著鎳含量的增加,鑄態和退火態球鐵的布氏硬度HB分別從含0.0%Ni的148和140增加至含0.9%Ni的168和144,抗拉強度分別由從含0.0%Ni的418.5MPa(鑄態),380.2MPa(退火態)增加到含0.9%Ni時的453.1MPa(鑄態),391.1MPa(退火態),屈服強度由含0.0%Ni的226.3MPa(鑄態),234.5MPa(退火態)先增加到含0.7%Ni時的245.5MPa(鑄態),255.5MPa(退火態)再降低到含0.9%Ni時的230.5MPa(鑄態)和251.9MPa(退火態)。除含0.9%Ni鑄態樣品伸長率稍低(15.7%)外,其余伸長率均大于18.0%,退火態試樣的伸長率均大于20.0%。球墨鑄鐵宏觀力學性能受到顯微組織如珠光體含量和石墨球形態的影響。相對鐵素體而言,珠光體硬而脆,其含量越高,材料的硬度和強度越高,而韌性和伸長率降低。含0.7%Ni退火態試樣中鐵素體晶粒和石墨球細小,球化率和大小均勻性良好,屈服強度和伸長率最高。圖3是不同鎳含量鑄態和退火態球墨鑄鐵的沖擊功-溫度曲線。可見,沖擊功隨著測試溫度降低而下降,而退火態球鐵的沖擊功明顯優于鑄態樣品。含鎳退火態球鐵的低溫沖擊性能優于無鎳球鐵。無鎳球鐵具有明顯的沖擊斷裂溫度敏感性,當實驗溫度從-40℃下降到-70℃時,沖擊功從13.21J驟降為6.98J。而含鎳球鐵在-30～-80℃溫度區間內具有優異的沖擊性能,特別是0.7%Ni退火態球墨鑄鐵,-70℃下的沖擊功仍高于12J。退火態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影響了球墨鑄鐵低溫沖擊性能。圖4為含鎳0.7%退火態試樣沖擊載荷-位移曲線。V型缺口試樣在-60℃下受到沖擊時(曲線a),進入彈性變形階段,沖擊載荷隨位移呈類線性變化;隨后發生微量的塑性變形并屈服,載荷達到最大值約16kN,然后載荷逐漸下降,意味著裂紋萌生并開始擴展,直至斷裂發生;V型缺口試樣在-80℃下承受沖擊時(曲線b),首先進入彈性變形階段,沖擊載荷隨位移呈類線性變化,達到最大值約11kN后逐漸下降,裂紋萌生并開始擴展直至斷裂,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儀器化試驗方法),含鎳0.7%退火態試樣-60℃時沖擊載荷-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%退火態試樣的斷口分析對于無鎳退火態球墨鑄鐵,-40℃下宏觀沖擊斷口形貌凹凸不平,材料在斷裂前產生明顯的塑性變形,對應較高的沖擊功;而-50℃下宏觀斷口表面平整,說明在斷裂前未產生明顯塑性變形,對應較低的沖擊功。圖5為無鎳和含鎳0.7%退火態球墨鑄鐵沖擊斷口掃描電鏡照片。如圖5(a)所示,無鎳試樣-40℃下的沖擊斷口由大量韌窩和少量河流花樣組成,部分區域韌窩大而深,雖然從斷口中看出有少量區域屬于準解理斷裂,但主要還是呈現出韌性斷裂的特征。圖5(b)是無鎳試樣-50℃下沖擊斷口形貌。可知,沖擊斷口由大量河流花樣組成,解理裂紋沿著一定的結晶面穿過相鄰的晶粒,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%退火態試樣-60℃和-80℃時的斷口形貌,可以看出其與無鎳試樣-40℃和-50℃時的斷口形貌相似,但含鎳0.7%試樣在更低的實驗溫度下韌窩數量更多且更細小,意味著斷裂過程裂紋萌生和擴展阻力變大,對應著較高的沖擊功。圖6為含鎳0.7%退火態試樣-60℃和-80℃沖擊斷口石墨球鄰近微區形貌。圖6(a)為-60℃時沖擊斷口石墨球微區形貌?？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展過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,周圍也沒有明顯的撕裂拉扯痕跡,說明裂紋萌生和擴展過程中阻力較小,很快發生脆性斷裂。結合沖擊載荷-位移曲線的分析結果,含鎳0.7%退火態球鐵沖擊試樣在-60℃下發生韌性斷裂,而在-80℃下表現出明顯的脆性斷裂特征,由此推斷其韌脆轉變溫度低于-60℃。為進一步研究鎳元素對低溫斷裂機理的影響,對含鎳0.7%退火態試樣進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,通過固溶強化提高位錯運動和增殖的阻力,導致材料的強韌性升高,這也解釋了鎳含量從0.0%增加到0.7%其屈服強度呈升高趨勢的原因。金屬的塑性變形是通過晶體內位錯運動和位錯增殖來實現的。在低溫下原子獲得能量幾率變低,在位錯塞積前的彈性能就不易通過相鄰晶粒位錯運動的激活而松弛。添加鎳元素細化了基體中鐵素體晶粒,易被激活的位錯數量增多,彈性能更易發生松弛。然而,當鎳含量達到0.9%時,過多的鎳元素固溶于基體中產生晶格畸變,位錯運動和增殖較難發生,彈性能不易發生松弛;同時,過多鎳惡化殘余珠光體形貌及石墨球形態,導