可锻铸铁是高质量铸铁的一种, 它是依靠白口铸铁的坯件, 经适当的热处理而获得的, 根据白口铸铁的热处理特点, 可分为石墨化的可锻铸铁和脱碳的可锻铸铁 [1]。石墨化的可锻铸铁在热处理过程中的主要现象是白口铸铁中渗碳体 (一次渗碳体、二次渗碳体和共析渗碳体) 进行石墨化。而析出的石墨呈团絮状、基体为铁素体的可锻铸铁;当在一次渗碳体和二次渗碳体石墨化后采用较快的冷却速度使共析渗碳体来不及分解, 而获得珠光体为基体的可锻铸铁、黑心可锻铸铁的石墨化退火工艺。人们经历了长期的研究和实践, 退火周期由约150 h [2]到上世纪七八十年代缩短到80～90 h, 其特点是完成石墨化时间长, 石墨核心少, 由于第一阶段石墨化高温时间过长, 因此石墨粗大, 当石墨化不充分时仍有较多的自由渗碳体存在, 从而严重影响工件的组织和性能, 且能源的消耗大也是个严重问题。基于此, 开展缩短可锻铸铁石墨化退火时间的工艺研究就具有十分重要的意义。

《1 黑心可锻铸铁石墨化退火工艺的试验研究》

1 黑心可锻铸铁石墨化退火工艺的试验研究

《1.1 可锻铸铁热处理工艺的研究》

1.1 可锻铸铁热处理工艺的研究

可锻铸铁自16世纪问世以来, 人们对可锻铸铁如何进行石墨化退火开展了大量研究, 但到上世纪七八十年代可锻铸铁石墨化退火时间仍在80～90 h, 世界先进水平也为50～60 h。根据黑心可锻铸铁退火周期长、石墨粗大、碳化物消除不彻底、退火工件机械性能低和使用寿命短的现状, 在充分调查研究, 掌握大量技术资料和试验数据的基础上, 笔者进行了铁素体、珠光体可锻铸铁热处理工艺的研究, 采取的方法如下:

1) 铁素体可锻铸铁工艺。特定低温阶段→特定中温阶段→ (920℃～980℃) →750℃→700℃→650℃→空冷。

2) 珠光体可锻铸铁工艺。特定低温阶段→特定中温阶段→ (920℃～980℃) → (860℃～900℃) →并经 (620℃～700℃) 高温回火→空冷。

实践结果表明, 按上述工艺处理的可锻铸铁煤炉石墨化退火时间由原工艺的70 h缩短到40 h, 电炉石墨化退火时间由原工艺的72 h缩短到30 h。

《1.2 可锻铸铁热处理前后显微组织比较》

1.2 可锻铸铁热处理前后显微组织比较

《1.2.1 铸件铸态断口及显微组织 (细珠光体+共晶莱氏体及少量二次碳化物)》

1.2.1 铸件铸态断口及显微组织 (细珠光体+共晶莱氏体及少量二次碳化物)

分别如图1、图2所示。

《1.2.2 铸件热处理过程的显微组织如图3～图8所示。》

1.2.2 铸件热处理过程的显微组织如图3～图8所示。

《图1》

图1 铸件铸态断口 (4×)

图1 铸件铸态断口 (4×)   

Fig.1 Fracture of production in cast

《图2》

图2 铸件显微组织 (400×)

图2 铸件显微组织 (400×)   

Fig.2 Cast microstructure

《图3》

图3 铸件石墨化退火低温段石墨形态 (100×)

图3 铸件石墨化退火低温段石墨形态 (100×)   

Fig.3 Morphology of graphite for cast after annealing at lower temperature

《图4》

图4 铸件经特定低中温处理后石墨特征 (100×)

图4 铸件经特定低中温处理后石墨特征 (100×)   

Fig.4 Morphology of graphite for cast after specific lower-middle temperature

《图5》

图5 铁素体可锻铸铁最终热处理后石墨特征 (100×)

图5 铁素体可锻铸铁最终热处理后石墨特征 (100×)   

Fig.5 Morphology of graphite for ferrite malleable iron after finally heat treatment

《图6》

图6 铁素体可锻铸铁最终热处理后组织 (200×)

图6 铁素体可锻铸铁最终热处理后组织 (200×)   

Fig.6 Microstructure for ferrite malleable iron after finally heat treatment

《图7》

图7 珠光体可锻铸铁最终热处理后显微组组织 (400×)

图7 珠光体可锻铸铁最终热处理后显微组组织 (400×)   

Fig.7 Microstructure for pearlite malleable iron after finally heat treatment

《图8》

图8 铁素体可锻铸铁最终热处理后电子扫描微观特征 (1 500×)

图8 铁素体可锻铸铁最终热处理后电子扫描微观特征 (1 500×)   

Fig.8 SEM microstructure for ferrite malleable iron after finally heat treatment

《图9》

图9 铁素体可锻铸铁最终热处理后抗弯试验效果 (1/2×)

图9 铁素体可锻铸铁最终热处理后抗弯试验效果 (1/2×)   

Fig.9 Test characteristic of bending resistance for ferrite malleable iron after finally heat treatment

《1.3 可锻铸铁热处理工艺力学性能》

1.3 可锻铸铁热处理工艺力学性能

图9为铁素体可锻铸铁抗弯试验特征;表1所示为铁素体可锻铸铁新工艺处理后力学性能;表2所示为新工艺处理的珠光体可锻铸铁正火状态力学性能;新工艺处理后正火高温回火状态珠光体可锻铸铁力学性能如表3所示 。

表1 铁素体可锻铸铁最终机械性能

Table 1 Final mechanics performances for ferrite malleable iron

 

《表1》


序号		 σb/MPa δ/% ΗΒ 序号 σb/MPa δ/% ΗΒ  

1		 431.2 15.0 157 6 438.1 14.9 157  

2		 426.3 15.1 154 7 426.3 15.1 154  

3		 436.1 14.8 157 8 431.2 15.0 154  

4		 421.4 15.4 154 9 426.3 15.0 154  

5		 436.1 15.0 157 10 426.3 15.1 154  

 

 

表2 新工艺退火后正火状态机械性能

Table 2 Mechanics performances in normalization state after annealing by new process

 

《表2》


序号		 σb/MPa δ/% ΗΒ

1		 779.1 2.08 273

2		 779.1 2.08 273

3		 774.2 2.1 209

4		 779.1 2.1 273

 

 

表3 珠光体可锻铸铁性能

Table 3 Performances of pearlite malleable iron by new process

 

《表3》


序号		 σb/MPa δ/% ΗΒ 序号 σb/MPa δ/% ΗΒ

1		 725.5 5.0 240 6 716.5 5.3 229

2		 715.4 5.1 234 7 715.4 5.4 229

3		 720.3 408 237 8 720.3 5.0 237

4		 730.1 4.6 24. 9 715.5 5.1 229

5		 715.4 5.2 237 10 716.4 5.1 237

 

 

《2 结果讨论》

2 结果讨论

可锻铸铁热处理就是将已获得白口铸铁组织中的渗碳体进行石墨化即固态石墨化过程。当Si量增加时初生渗碳体和共晶渗碳体数量增加 [3]。从热力学角度看, 不论在室温或高温下都是不稳定的, 会自发进行分解, 即具有以下反应的可能性:

Fe3C→3Fe+Cg

但在室温下分解极为微弱, 根本感觉不出来;在加热状态下, 渗碳体以显著的速度自发进行分解, 其分解速度随温度升高而加速。在研究渗碳体分解的可能性时, 除了研究渗碳体分解本身的自由能变化外, 还要考虑相变弹性能及表面能有变化, 即考虑动力学条件。

首先渗碳体分解体积要胀大, 就必须消耗部分能量克服周围介质 (固溶体) 的阻力, 也就是说石墨化要对外作功;其次由于体积的变化, 相界面的面积要减少, 因此产生了表面能的改变。随着温度升高, 金属的密度降低, 奥氏体的塑性增大, 自由渗碳体的数量减少, 石墨晶核增多和铁原子自扩散及碳原子扩散速度加快等因素, 加速了渗碳体的分解。这就充分说明渗碳体的分解速度是随温度升高而加快的。

成分偏析对渗碳体的分解往往有很大影响, Mo, Cr都能形成合金渗碳体延缓石墨化过程。另外, 由于Mn, Mg, P和稀土元素富集于晶团界面上, 因此存在于晶界面上的渗碳体不易分解。若调整C, Si含量, 并加入一定量的Bi, B, Al变质处理, 这样不但能缩短退火周期, 并能得到机械性能好而稳定的铸件 [4], 特别是利用纯Al脱氧、脱氢, 生成高度弥散的反应产物, 增加石墨核心, 缩短第一阶段退火周期 [5]。由此可见, 若化学成分相同, 而偏析不同, 渗碳体的分解速度也是不同的。还有渗碳体的形态对分解速度也是有影响的, 相对来说共晶渗碳体最易分解, 块状渗碳体次之, 针状渗碳体最难分解。

从加速渗碳体分解速度, 增加石墨核心以利短程扩散的考虑, 研究了可锻铸铁多段加热石墨化退火热处理工艺。

低温阶段:由于铸件的原材料以及在熔炼、浇铸过程中不可避免地要吸收氢气。经低温处理后, 可以使铸件中的氢释放出来, 生成甲烷, 造成一定应力, 有利于共晶渗碳体骨架的松动和分解, 同时渗碳体分解过程中析出铁素体, 有利于增加相界面积, 亦有助于加速石墨化的进程。也有人认为, 铸件中的Al和N结合成AlN化合物, 同样会产生应力的。这种种认为的共同点是使可锻铸铁石墨化退火过程, 经低温处理增加了如图3所示的大量石墨核心, 加速了石墨化过程。

中温阶段:试验研究发现, 可锻铸铁石墨化退火在经低温处理增加大量石墨核心的基础上, 随即升温至靠近临界温度的中温阶段, 显微组织发生很大变化, 碳化物骨架全部打乱, 分解速度加快, 原子扩散系数随温度升高激活, 在中温阶段保温的条件下, 具有较高的激活, 可使碳原子越过一定的势垒进行扩散分解, 因而渗碳体在临界温度上下均匀分解, 在此温度区间保温, 增加石墨核心数目的同时, 由于石墨附近的碳原子吸附能力很强, 因而沿石墨基面[1]方长大速度快, 明显可见石墨合并团球化趋势 (如图4所示) 。但中温阶段碳化物分解是有限的, 要碳化物继续分解势必提高加热温度, 可锻铸铁经低、中温分段加热, 大大缩短了高温石墨化时间, 十分明显地改善了石墨形态和基体组织, 全面提高了综合力学性能 (如表1～3所示) 。

由于试验研究较好地控制了这个过程, 从而研制成功了可锻铸铁多段加热处理新工艺, 经此工艺处理的线路工具、柔性接口 管联接镙栓、铁路管件、汽车发动机活塞等, 石墨化退火时间减少50%左右, 且显微组织石墨核心多、晶粒细均匀、碳化物消除彻底、性能指标达铁素体型KTH400-12和珠光体型KTZ750-02标准。由于采用该工艺处理的可锻铸铁件综合力学性能高, 产品质量可靠, 深受用户欢迎。

《3 结论》

3 结论

1) 可锻铸铁热处理新工艺, 在加热阶段采用多段连续等温方式, 使石墨核心多, 大大缩短了石墨化退火时间 (节煤约42%, 节电约58%) , 节约了能源, 是可锻铸铁热处理工艺的一大突破。

2) 用该工艺处理的可锻铸铁件具有石墨核心多, 晶粒细小均匀, 碳化物消除彻底的显微组织及良好的综合力学性能的铁素体可锻铸铁σb不低于421.4 MPa, δ不低于15%。珠光体可锻铸铁σb不低于715.4 MPa。δ不低于5%或σb不低于750 MPa, δ不低于2%。

3) 由于该工艺处理的产品质量稳定, 产品综合性能超过了国际强度指标, 可增加KTH400-12和KTZ750-2两个牌号。时间短, 节约能源, 降低可锻铸铁的热处理成本, 其可靠性, 适用性和经济性具有重大实际意义, 并有良好的推广使用前景。