镍元素对球墨铸铁微观组织和低温冲击性能的影响

镍元素对球墨铸铁微观组织和低温冲击性能的影响

由于独特的微观组织，如石墨均匀地扩散在不同的基质上，如珍珠、铁素等，以及优秀的室内分辨率和相对于钢的低成本，因此现代制造业中使用了大量的磁粉。当前,一些特殊领域如石油管道,风电设施和严寒地区轨道交通运输等领域对球墨铸铁材料的极低温度下(-40～-50℃以下)的力学性能特别是冲击韧性提出了更严苛的要求。如何在保证良好的机械强度和服役性能的基础上,制备耐低温冲击的高强韧性球墨铸铁具有实际工程需求和理论研究价值。众所周知,通过成分设计、控制成形工艺及优化热处理工艺等方法可以改善和调节合金的微观组织,有效地提高其力学性能,比如高镍(含量高于6%)奥氏体不锈钢就具有优良的超低温冲击性能;另外G.S.Cho等研究了微量元素对厚大截面球墨铸铁铸态微观组织和室温力学性能的影响;孙玉福等研究了镍对低温(-40℃)高韧性球墨铸铁组织及性能的影响;王强等研究了珠光体率和石墨数量对各热处理态球墨铸铁低温(-20℃)冲击性能的影响。但是,镍元素对球墨铸铁低温(-40～-80℃)冲击性能的影响及其低温断裂机理相关研究报道较少。因此,本工作较系统地研究了微量镍元素对球墨铸铁微观组织和低温(0～-80℃)冲击性能的影响,并对退火态含镍球墨铸铁的低温断裂机理进行了分析。1球墨铸铁的化学成分按照常规的合金熔炼、球化处理和孕育处理工艺制备镍含量(质量分数,下同)分别为0.0%,0.5%,0.7%和0.9%的U形球墨铸铁试块,并使用OBLF-QSN750电火花直读光谱仪和CS-8800C高频红外碳硫分析仪检测球墨铸铁的化学成分。球墨铸铁试块的化学成分如表1所示。可知,镍含量分别为0.00%,0.46%,0.66%和0.88%,与设计成分基本一致,其他主要元素含量在铁素体基球墨铸铁的成分控制范围内。使用SRJX-4-13箱式电阻炉对铸态球墨铸铁进行常规两步退火热处理,以消除磷共晶及多余珠光体,获得石墨球均匀分布在铁素体基体上的显微组织;采用WDW-3100微机控制电子万能试验机,HBRV-187.5布洛维硬度计和JBW-300型示波冲击试验机分别对铸态和退火态球墨铸铁的室温拉伸性能、布氏硬度和不同温度下V型缺口夏比冲击性能进行测试;并使用VK-9710型激光共聚焦显微镜和JSM-7001F场发射扫描电子显微镜观察球墨铸铁的显微金相组织及冲击断口形貌。2结果与分析2.1球墨铸铁的组织图1为不同镍含量球墨铸铁铸态金相显微组织。可以看出,白色的铁素体基体上弥散分布着深灰色石墨球和黑色珠光体。当镍含量从0.0%增加到0.9%,珠光体含量逐渐增加。与含镍0.0%,0.5%的球墨铸铁相比,镍含量为0.7%时石墨球细小且圆整度较好,数量较多,并且铁素体晶粒变小;当镍含量继续升高,石墨球化率和均匀性下降。研究表明,不同碳当量将导致球墨铸铁中石墨球数量及大小的差异。本工作中4种球墨铸铁的碳当量大致相当,分别为4.266%(0.0%Ni试样),4.277%(0.5%Ni试样),4.288%(0.7%Ni试样)和4.319%(0.9%Ni试样)。镍降低奥氏体转变温度,延迟球墨铸铁中奥氏体向铁素体的转变,促使珠光体析出量增加并提高珠光体的稳定性。添加镍元素可能间接抑制石墨球和铁素体的形成,导致不同成分球墨铸铁显微组织的差异,而且过量的镍导致碳当量偏离最佳值。因此,镍的微量变化可能改变铸态球铁的微观组织如石墨球大小形态等,对力学性能产生直接影响。图2为不同镍含量球墨铸铁退火态的金相显微组织。相比于铸态,珠光体含量大幅降低,而残余珠光体的含量随镍含量升高而明显增加。同时,当镍含量达到0.9%时,石墨球的球化率和均匀度下降,并且可观察到锲形等畸形石墨的存在。而长条状、具有尖锐棱角的残余珠光体以及形状不规则的石墨球可能对球铁的力学性能造成不利影响。与无镍球铁相比,含镍球铁中铁素体晶粒变小。2.2拉伸性能和冲击功表2中列出了不同镍含量球墨铸铁的室温力学性能。由表2可见,随着镍含量的增加,铸态和退火态球铁的布氏硬度HB分别从含0.0%Ni的148和140增加至含0.9%Ni的168和144,抗拉强度分别由从含0.0%Ni的418.5MPa(铸态),380.2MPa(退火态)增加到含0.9%Ni时的453.1MPa(铸态),391.1MPa(退火态),屈服强度由含0.0%Ni的226.3MPa(铸态),234.5MPa(退火态)先增加到含0.7%Ni时的245.5MPa(铸态),255.5MPa(退火态)再降低到含0.9%Ni时的230.5MPa(铸态)和251.9MPa(退火态)。除含0.9%Ni铸态样品伸长率稍低(15.7%)外,其余伸长率均大于18.0%,退火态试样的伸长率均大于20.0%。球墨铸铁宏观力学性能受到显微组织如珠光体含量和石墨球形态的影响。相对铁素体而言,珠光体硬而脆,其含量越高,材料的硬度和强度越高,而韧性和伸长率降低。含0.7%Ni退火态试样中铁素体晶粒和石墨球细小,球化率和大小均匀性良好,屈服强度和伸长率最高。图3是不同镍含量铸态和退火态球墨铸铁的冲击功-温度曲线。可见,冲击功随着测试温度降低而下降,而退火态球铁的冲击功明显优于铸态样品。含镍退火态球铁的低温冲击性能优于无镍球铁。无镍球铁具有明显的冲击断裂温度敏感性,当实验温度从-40℃下降到-70℃时,冲击功从13.21J骤降为6.98J。而含镍球铁在-30～-80℃温度区间内具有优异的冲击性能,特别是0.7%Ni退火态球墨铸铁,-70℃下的冲击功仍高于12J。退火态球墨铸铁的基体组织为铁素体,基体晶粒尺寸和石墨球大小形态影响了球墨铸铁低温冲击性能。图4为含镍0.7%退火态试样冲击载荷-位移曲线。V型缺口试样在-60℃下受到冲击时(曲线a),进入弹性变形阶段,冲击载荷随位移呈类线性变化;随后发生微量的塑性变形并屈服,载荷达到最大值约16kN,然后载荷逐渐下降,意味着裂纹萌生并开始扩展,直至断裂发生;V型缺口试样在-80℃下承受冲击时(曲线b),首先进入弹性变形阶段,冲击载荷随位移呈类线性变化,达到最大值约11kN后逐渐下降,裂纹萌生并开始扩展直至断裂,下降段曲线未观察到曲线a中的塑性变形段。参照GB/T19748-2005(钢材夏比V型缺口摆锤冲击试验仪器化试验方法),含镍0.7%退火态试样-60℃时冲击载荷-位移曲线为典型的韧性断裂曲线,而-80℃下断裂形式可能仍保留着部分韧性特征。2.3含镍+.7%退火态试样的断口分析对于无镍退火态球墨铸铁,-40℃下宏观冲击断口形貌凹凸不平,材料在断裂前产生明显的塑性变形,对应较高的冲击功;而-50℃下宏观断口表面平整,说明在断裂前未产生明显塑性变形,对应较低的冲击功。图5为无镍和含镍0.7%退火态球墨铸铁冲击断口扫描电镜照片。如图5(a)所示,无镍试样-40℃下的冲击断口由大量韧窝和少量河流花样组成,部分区域韧窝大而深,虽然从断口中看出有少量区域属于准解理断裂,但主要还是呈现出韧性断裂的特征。图5(b)是无镍试样-50℃下冲击断口形貌。可知,冲击断口由大量河流花样组成,解理裂纹沿着一定的结晶面穿过相邻的晶粒,与低碳钢的脆性断裂相似。由于这些晶粒间倾斜角度大多较小,相邻晶粒的解理面位向差小,呈近连续状,所以断口较为平齐,仅有少量的韧窝。图5(c),(d)为含镍0.7%退火态试样-60℃和-80℃时的断口形貌,可以看出其与无镍试样-40℃和-50℃时的断口形貌相似,但含镍0.7%试样在更低的实验温度下韧窝数量更多且更细小,意味着断裂过程裂纹萌生和扩展阻力变大,对应着较高的冲击功。图6为含镍0.7%退火态试样-60℃和-80℃冲击断口石墨球邻近微区形貌。图6(a)为-60℃时冲击断口石墨球微区形貌。可以看出,石墨球与孔洞壁间有较大的空隙,但仍有部分黏着;石墨球上表面不圆整呈山尖状且整体变形较大,这可能是由于裂纹扩展过程中的塑性撕裂行为所致。由图6(b)可知,-80℃下石墨球与孔洞壁间间隙较小,周围也没有明显的撕裂拉扯痕迹,说明裂纹萌生和扩展过程中阻力较小,很快发生脆性断裂。结合冲击载荷-位移曲线的分析结果,含镍0.7%退火态球铁冲击试样在-60℃下发生韧性断裂,而在-80℃下表现出明显的脆性断裂特征,由此推断其韧脆转变温度低于-60℃。为进一步研究镍元素对低温断裂机理的影响,对含镍0.7%退火态试样进行了线扫描成分分析,如图7所示。镍元素在球墨铸铁基体中均匀分布,通过固溶强化提高位错运动和增殖的阻力,导致材料的强韧性升高,这也解释了镍含量从0.0%增加到0.7%其屈服强度呈升高趋势的原因。金属的塑性变形是通过晶体内位错运动和位错增殖来实现的。在低温下原子获得能量几率变低,在位错塞积前的弹性能就不易通过相邻晶粒位错运动的激活而松弛。添加镍元素细化了基体中铁素体晶粒,易被激活的位错数量增多,弹性能更易发生松弛。然而,当镍含量达到0.9%时,过多的镍元素固溶于基体中产生晶格畸变,位错运动和增殖较难发生,弹性能不易发生松弛;同时,过多镍恶化残余珠光体形貌及石墨球形态,导