CN102181779B - 灰口铸铁用复合孕育剂及其制备方法和应用方法 - Google Patents

Abstract

本发明灰口铸铁用复合孕育剂及其制备方法和应用方法，涉及铸铁合金，该孕育剂是由Fe-Ce-Si-Ca中间合金和Fe-B-V中间合金组成的纳米晶薄片状的孕育细化剂，其纳米晶晶粒小于100nm，薄片的平均厚度为0.3～0.5mm，平均宽度为0.3～0.75mm，平均长度为0.9～1.6mm；制备方法是一种快淬甩带法；应用方法是金属熔融铸造法。用该孕育剂对工程机械用灰口铸铁耐磨件的灰口铸铁合金组织进行晶粒和组织细化处理，克服了铸造缺陷，显著细化了基体晶粒和渗碳体相，从而显著提高了灰口铸铁合金的综合力学性能。

Description

灰口铸铁用复合孕育剂及其制备方法和应用方法

技术领域

本发明的技术方案涉及铸铁合金，具体地说是灰口铸铁用复合孕育剂及其制备方法和应用方法。

背景技术

灰口铸铁是应用最广的金属材料之一。灰口铸铁是指含碳量2.7～4.0％、含硅量0.5～3％和锰、磷、硫总量不超过2％的铁、碳、硅合金。灰口铸铁含碳量的75～90％以片状石墨形态存在，断口呈暗灰色。灰口铸铁的熔点低(1145～1250℃)，凝固时收缩量小，抗压强度和硬度接近碳素钢，减震性好，被用于制造机床床身、汽缸、箱体和泵体等结构件。

灰口铸铁的抗拉强度一般为120～200MPa。随着碳、硅量的降低，灰口铸铁的力学性能也相应提高。但是，当抗拉强度超过180MPa时，如果再降低碳、硅量，又会使灰口铸铁的力学性能恶化。

另外，因灰口铸铁组织中存在着大量的片状石墨，故机械性能很差，而热处理只能改变铸铁的基体组织，不能改变片状石墨的有害作用。这就是说，通过热处理来提高灰口铸铁的机械性能的效果不大。

随着工业不断发展，对灰口铸铁耐磨件的力学性能提出了越来越高的要求。对于如何提高工程机械用灰口铸铁件的力学性能，很多学者和技术人员已作了大量的实验研究，试图通过微合金化和热处理手段来改善灰口铸铁组织，以提高其性能，但提高的幅度不大。灰口铸铁合金组织中基体晶粒较为粗大，石墨仍呈较粗大的片状，且分布不太均匀。粗大的片状石墨割裂了基体，降低了灰口铸铁合金的强度和韧性；同时较为粗大的基体晶粒也是灰口铸铁强度不高的重要原因之一。

对灰口铸铁合金铸态组织进行细化处理，细化基体晶粒并改善片状石墨相的形态和分布，减小其对基体性能的削弱作用，是提高灰口铸铁合金铸态组织性能，从而提高灰口铸铁件力学性能和使用性能的有效途径和极其有效的方法。对灰口铸铁合金铸态组织进行细化处理，使灰口铸铁合金晶粒减小和组织细化，这相当于使灰口铸铁在细小基体晶粒体上镶嵌入分不均匀的较细小层片状的石墨薄片。因此，不仅强度提高，而且大大削弱了石墨薄片相的对基体的割裂作用，从而保证了灰口铸铁材料有较好的韧性和较好的综合力学性能。

可以从以下两个方面来影响灰口铸铁合金晶粒大小和组织细化的程度：

I.对铸铁合金晶粒和组织进行细化处理。具体细化处理的方法有添加晶粒变质细化剂即孕育剂、超声波振动法、急冷法、低温铸造法和熔液加压铸造法。其中添加晶粒变质细化剂即孕育剂的方法，是向灰口铸铁合金熔体中添加少量的晶粒变质细化剂即孕育剂，以形成大量弥散的和难熔的结晶核心，并使基体熔体在结晶时依核生长，从而获得晶粒细化和组织细化效果。目前对该方法的研发远超上述其他方法。灰口铸铁合金的变质细化处理既可提高灰口铸铁合金的强度和韧性，又可增加其耐磨性，进而可显著提高工程机械用灰口铸铁耐磨件的的使用寿命；

II.改变熔炼工艺。熔炼工艺则是在灰口铸铁合金制备过程中通过改变合金结晶条件来达到细化晶粒和组织的目的。

现有技术中的灰口铸铁合金的晶粒和组织细化处理的孕育剂是块状的稀土硅+硼铁，但是一般经过常规工艺生产的稀土硅+硼铁孕育剂细化的灰口铸铁合金铸态组织中，基体组织中的石墨相仍呈较粗大的片状，灰口铸铁合金的综合力学性能得不到很大提高。CN 20081012882.7公开了灰铸铁孕育剂及制备产品方法和作为冶炼铸铁的应用，该灰铸铁孕育剂由硅铁、锰铁、硅钡或铬铁组成，其中含有硅，钡，锰，铝，钙，铁，或铬，微量元素。方法步骤为：将硅铁、锰铁、硅钡或铬铁分别进行破碎后，按比例称重混合，孕育剂作为冶炼灰铸铁的应用，其铁水与孕育剂的比例为1∶0.03～0.07，孕育剂块度最大值为硅铁10～20mm，硅钡20～30mm，锰铁5～20mm，铬铁1～15mm。和一般经过常规工艺生产的孕育剂相同，上述制备的铸铁孕育剂是采用普通熔炼工艺熔炼和将铸锭粉碎成小块使用，其孕育细化剂的晶粒尺寸远不是纳米级，所以对灰口铸铁合金基体晶粒和组织的细化效果仍有提高的空间。

发明内容

本发明所要解决的技术问题是：提供灰口铸铁用复合孕育剂及其制备方法和应用方法，它是一种由Fe-Ce-Si-Ca中间合金和Fe-B-V中间合金组成的纳米晶薄片状的孕育细化剂，用它对工程机械用灰口铸铁耐磨件的灰口铸铁合金组织进行晶粒和组织细化处理，克服了铸造缺陷，显著细化了基体晶粒和渗碳体相，从而显著提高了灰口铸铁合金的综合力学性能。

本发明解决该技术问题所采用的技术方案是：

灰口铸铁用复合孕育剂，是由Fe-Ce-Si-Ca中间合金和Fe-B-V中间合金组成的纳米晶薄片状的孕育细化剂，其中：Fe-Ce-Si-Ca中间合金的元素组成为重量百分数：30.7％Fe+30％Ce+37.5％Si+1.8％Ca，Fe-B-V中间合金的元素组成为重量百分数：63.5～85.5％Fe+13～33％B+1.50～3.5％V；上述两种中间合金的重量百分比为Fe-Ce-Si-Ca中间合金∶Fe-B-V中间合金＝0.35～0.45∶0.65～0.55；该灰口铸铁用复合孕育剂是纳米晶薄片状，其纳米晶晶粒小于100nm，薄片的平均厚度为0.3～0.5mm，平均宽度为0.3～0.75mm，平均长度为0.9～1.6mm。

上述灰口铸铁用复合孕育剂的制备方法，是一种快淬甩带法，具体步骤是：按重量百分比为Fe-Ce-Si-Ca中间合金∶Fe-B-V中间合金＝0.35～0.45∶0.65～0.55称取所需量的Fe-Ce-Si-Ca中间合金和Fe-B-V中间合金，将它们破碎成小块，放入真空快淬炉的水冷铜坩埚内，调节电极位置，使之与坩埚内合金颗粒之间的距离为0.5～1.5mm，关闭炉门、进出料口和放气阀，抽真空至高于4.5×10^-3Pa后，用氩气洗炉，随后充入氩气至0.035～0.055Pa，起弧后调节弧电流逐步上升至520～620A，将合金熔化，待合金全部熔化成液态时，倾斜坩埚使得合金液通过流道引至高速旋转的水冷钼轮上，钼轮表面为10～15℃，熔融液态合金与其接触后，迅速凝固，钼轮边缘线速度为35m/秒，合金形成薄带状由钼轮切线方向飞出，经挡板阻挡后落入炉体下部的收藏室，快淬得到平均厚度为0.3～0.5mm，平均宽度为0.3～0.75mm，平均长度为0.9～1.6mm的薄片状的纳米晶晶粒小于100nm的由Fe-Ce-Si-Ca中间合金和Fe-B-V中间合金组成的纳米晶薄片状的孕育细化剂，即灰口铸铁用复合孕育剂。

上述灰口铸铁用复合孕育剂及其制备方法中，所述Fe-Ce-Si-Ca中间合金为铸造业内技术领域常用的合金，可以通过商购得到，其金相组织形貌如图2所示，由图2可知商购Fe-Ce-Si-Ca中间合金即稀土硅铁中存在大于200μm的粗大Fe-Si共晶组织。

上述灰口铸铁用复合孕育剂及其制备方法中，所述Fe-B-V中间合金是用如下方法制备的，按元素组成的重量百分比为Fe∶B∶V＝63.5～85.5∶13～33∶1.5～3.5称取所需的Fe、纯B和纯V，用中频感应加热炉冶炼制备，该炼制工艺是公知的。该铸态Fe-B-V中间合金的金相组织形貌如图1所示，由图1可知Fe-B-V中间合金的晶粒尺寸在95～105μm。

上述灰口铸铁用复合孕育剂的应用方法，是金属熔融铸造法，具体步骤如下：

第一步，配料

配料甲为制备灰口铸铁的原料，其化学成分为C＝3.34％、Si＝2.2％、Mn＝0.7％、P≤0.065％、S≤0.03％和其余为Fe，

配料乙为密封保存的上述的灰口铸铁用复合孕育剂，即由Fe-Ce-Si-Ca中间合金和Fe-B-V中间合金组成的纳米晶薄片状的孕育细化剂，

按重量比为配料甲∶配料乙＝10∶0.4～0.8进行称取配料，操作过程中确保所有材料干燥；

第二步，灰口铸铁合金的熔化和精炼

将第一步中的配料甲放入中频感应加热炉坩埚内加热到1380～1550℃，至配料甲全部熔化后，加入为配料甲重量2～3％的氯化锌进行除气精炼，除去配料甲合金熔体中的气体及杂质，制得精炼后的灰口铸铁合金熔体；

第三步，细化

于保温在第二步的熔化温度的条件下，向第二步制得的精炼后的灰口铸铁合金熔体中加入由第一步称取的配料乙，机械搅拌均匀后静置5秒，制得孕育后的精炼灰口铸铁合金熔体；

第四步，浇铸

将第三步制得的孕育后的精炼灰口铸铁合金熔体静置降温，至浇铸温度控制在1380～1420℃后，再将该孕育后的精炼灰口铸铁合金熔体浇铸到砂型模具中，待该灰口铸铁合金熔体凝固后起模，得到灰口铸铁合金铸件产品。

上述应用方法中的百分数均为重量百分数。

上述灰口铸铁用复合孕育剂的应用方法中，所说的砂型模具是灰口铸铁合金的浇铸模具，所说的制得的灰口铸铁合金铸件产品是工程机械用灰口铸铁衬板耐磨件及其力学性能标准试样。

本发明的有益效果是：在工程机械用灰口铸铁衬板耐磨件的常规熔融铸造工艺中，加入本发明的灰口铸铁用复合孕育剂，即由Fe-Ce-Si-Ca中间合金和Fe-B-V中间合金组成的纳米晶薄片状的孕育细化剂，这种纳米晶复合孕育剂对灰口铸铁熔体的变质和细化起到共同作用，该共同作用使灰口铸铁熔体中异质形核心显著增加和基体晶粒显著细化，灰口铸铁铸态组织中的一次石墨相、二次石墨相和铁素体+珠光体基体组织也得到了显著细化，并且增加了层片石墨相在基体中的分不均匀度，从而增加了界面能，减少了铸造缺陷，提高了灰口铸铁的强度和韧性，又增加了其耐磨性，详细对比情况见以下的表1和实施例3中对图4～图8的说明。

附图说明

下面结合附图和实施例对本发明进一步说明。

图1是铸态Fe-B-V中间合金的的金相图。

图2是商购商购Fe-Ce-Si-Ca中间合金稀土硅铁的金相图。

图3是本发明灰口铸铁用复合孕育剂的透射电镜显微组织形貌。

图4是对比实施例3-1中用由对比实施例2-1制得的传统孕育剂(I)和实施例3-1中用由实施例2-1制得的本发明孕育剂(I)在同种浇铸条件下制得的两种灰口铸铁试样的金相组织对照图。

图5是对比实施例3-1中用由对比实施例2-1制得的传统孕育剂(I)和实施例3-中1用由实施例2-1制得的本发明孕育剂(I)在同种浇铸条件下及同样铸后热处理条件下制得的两种灰口铸铁试样的金相组织对照图。

图6是对比实施例3-2中用由对比实施例2-2制得的传统孕育剂(II)和实施例3-2中用由实施例2-2制得的本发明孕育剂(II)在同种浇铸条件下制得的两种灰口铸铁试样的金相组织对照图。

图7是对比实施例3-2中用由对比实施例2-2制得的传统孕育剂(II)和实施例3-2中用由实施例2-2制得的本发明孕育剂(II)在同种浇铸条件下及同样铸后热处理条件下制得的两种灰口铸铁试样的金相组织对照图。

图8是对比实施例3-3中用由对比实施例2-3制得的传统孕育剂(III)和实施例3-3中用由实施例2-3制得的本发明孕育剂(III)在同种浇铸条件下制得的两种灰口铸铁试样的金相组织对照图。

具体实施方式

实施例1

Fe-B-V中间合金的制备：

实施例1-1

按元素组成的重量百分比为Fe∶B∶V＝63.5∶33∶3.5称取所需的Fe、纯B和纯V，用中频感应加热炉冶炼制备，该炼制工艺是公知的，由此制得Fe-B-V中间合金(I)。

实施例1-2

按元素组成的重量百分比为Fe∶B∶V＝74.5∶23∶2.5称取所需的Fe、纯B和纯V，用中频感应加热炉冶炼制备，该炼制工艺是公知的，由此制得Fe-B-V中间合金(II)。

实施例1-3

按元素组成的重量百分比为Fe∶B∶V＝85.5∶13∶1.5称取所需的Fe、纯B和纯V，用中频感应加热炉冶炼制备，该炼制工艺是公知的，由此制得Fe-B-V中间合金(III)。

上述三个实施例制得的铸态Fe-B-V中间合金的金相组织形貌如图1所示，由图1可知Fe-B-V中间合金的晶粒尺寸在95～105μm。

实施例2

采用离心快淬甩带法制备灰口铸铁用复合孕育剂，其中所用的Fe-Ce-Si-Ca中间合金是从包钢三峰稀土有限公司商购的，其元素组成为30.7％Fe+30％Ce+37.5％Si+1.8％Ca。图2为该商购Fe-Ce-Si-Ca中间合金的金相图。由图2可知该商购Fe-Ce-Si-Ca中间合金的稀土硅铁中存在大于200μm的粗大Fe-Si共晶组织；所用Fe-B-V中间合金是由实施例1-1、实施例1-2或实施例1-3制得的。

实施例2-1

称取Fe-Ce-Si-Ca中间合金1000克和由实施例1-1制得的Fe-B-V中间合金(I)100克，将它们破碎成小块，放入真空快淬炉的水冷铜坩埚内，调节电极位置，使之与坩埚内合金颗粒之间的距离为0.5mm，关闭炉门、进出料口和放气阀，抽真空至真空度高于4.5×10^-3Pa后，用氩气洗炉，随后充入氩气至压力为0.04Pa，起弧后调节弧电流逐步上升至530A，将上述合金熔化，待上述合金全部熔化成液态时，倾斜坩埚使得该合金液通过流道引至高速旋转的水冷钼轮上，钼轮表面温度为10℃，熔融的液态合金与钼轮接触后，迅速凝固，钼轮边缘线速度为35m/秒，该合金形成薄带状由钼轮切线方向飞出，经挡板阻挡后落入炉体下部的收藏室，快淬得到得到平均厚度为0.43mm，平均宽度为0.60mm，平均长度为1.25mm的由Fe-Ce-Si-Ca中间合金和Fe-B-V中间合金组成的纳米晶晶粒小于100nm的纳米晶薄片状的孕育细化剂，即本发明的灰口铸铁用复合孕育剂，设为本发明孕育剂(I)。

实施例2-2

称取Fe-Ce-Si-Ca中间合金1200克和由实施例1-2制得的Fe-B-V中间合金(II)80克，将它们破碎成小块，放入真空快淬炉的水冷铜坩埚内，调节电极位置，使之与坩埚内合金颗粒之间的距离为1.0mm，关闭炉门、进出料口和放气阀，抽真空至真空度高于4.7×10^-3Pa后，用氩气洗炉，随后充入氩气至压力为0.045Pa，起弧后调节弧电流逐步上升至550A，将上述合金熔化，待上述合金全部熔化成液态时，倾斜坩埚使得该合金液通过流道引至高速旋转的水冷钼轮上，钼轮表面温度为11.5℃，熔融的液态合金与钼轮接触后，迅速凝固，钼轮边缘线速度为35m/秒，该合金形成薄带状由钼轮切线方向飞出，经挡板阻挡后落入炉体下部的收藏室，快淬得到得到平均厚度为0.45mm，平均宽度为0.67mm，平均长度为1.30mm的由Fe-Ce-Si-Ca中间合金和Fe-B-V中间合金组成的纳米晶晶粒小于100nm的纳米晶薄片状的孕育细化剂，即灰口铸铁用复合孕育剂，设为本发明孕育剂(II)。

实施例2-3

称取Fe-Ce-Si-Ca中间合金1100克和由实施例1-2制得的Fe-B-V中间合金(III)90克，将它们破碎成小块，放入真空快淬炉的水冷铜坩埚内，调节电极位置，使之与坩埚内合金颗粒之间的距离为1.5mm，关闭炉门、进出料口和放气阀，抽真空至真空度高于4.7×10^-3Pa后，用氩气洗炉，随后充入氩气至压力为0.047Pa，起弧后调节弧电流逐步上升至570A，将上述合金熔化，待上述合金全部熔化成液态时，倾斜坩埚使得该合金液通过流道引至高速旋转的水冷钼轮上，钼轮表面温度为12℃，熔融的液态合金与钼轮接触后，迅速凝固，钼轮边缘线速度为35m/秒，该合金形成薄带状由钼轮切线方向飞出，经挡板阻挡后落入炉体下部的收藏室，快淬得到得到平均厚度为0.47mm，平均宽度为0.68mm，平均长度为1.40mm的由Fe-Ce-Si-Ca中间合金和Fe-B-V中间合金组成的纳米晶晶粒小于100nm的纳米晶薄片状的孕育细化剂，即灰口铸铁用复合孕育剂，设为本发明孕育剂(III)。

图3是实施例2-1、实施例2-2和实施例2-3的由Fe-Ce-Si-Ca中间合金和Fe-B-V中间合金组成的纳米晶晶粒小于100nm的纳米晶薄片状的孕育细化剂，即本发明的灰口铸铁用复合孕育剂的透射电镜显微组织形貌。它显示本发明的灰口铸铁用复合孕育剂的晶粒尺寸达到了纳米级。因为纳米颗粒表面具有高表面能，所以该纳米孕育剂对灰口铸铁熔体的变质和细化起到共同作用，该共同作用使灰口铸铁熔体中异质形核心显著增加和基体晶粒显著细化，灰口铸铁铸态组织中的一次石墨相、二次石墨相和铁素体+珠光体基体组织也得到了显著细化，并且增加了层片石墨相在基体中的分不均匀度，从而增加了界面能，减少了铸造缺陷，提高了灰口铸铁的强度和韧性，又增加了其耐磨性。

对比实施例2-1

称取Fe-Ce-Si-Ca中间合金1000克和由实施例1-1制得的Fe-B-V中间合金(I)100克，按公知的传统方法制得灰口铸铁用复合孕育剂，设为传统孕育剂(I)。

对比实施例2-2

称取Fe-Ce-Si-Ca中间合金1200克和由实施例1-1制得的Fe-B-V中间合金(II)80克，按公知的传统方法制得灰口铸铁用复合孕育剂，设为为传统孕育剂(II)。

对比实施例2-3

称取Fe-Ce-Si-Ca中间合金1100克和由实施例1-1制得的Fe-B-V中间合金(III)90克，按公知的传统方法制得灰口铸铁用复合孕育剂，设为为传统孕育剂(III)。

实施例3

是分别用实施例2-1～实施例2-3制得的灰口铸铁用复合孕育剂对灰口铸铁合金材料组织进行晶粒和组织细化处理的应用方法的实施例，处理方法是金属熔融铸造法

实施例3-1

第一步，配料

配料甲为制备灰口铸铁的原料，其化学成分为C＝3.34％、Si＝2.2％、Mn＝0.7％、P≤0.065％、S≤0.03％和其余为Fe，

配料乙为密封保存的上述的由实施例2-1制得的本发明孕育剂(I)，即Fe-Ce-Si-Ca中间合金和由实施例1-1制得的Fe-B-V中间合金(I)组成的纳米晶薄片状的孕育细化剂，

按重量比为配料甲∶配料乙＝10∶0.6进行称取配料，操作过程中确保所有材料干燥；

第二步，灰口铸铁合金的熔化和精炼

将第一步中的配料甲放入中频感应加热炉坩埚内加热到1380℃，至配料甲全部熔化后，加入为配料甲重量2％的氯化锌进行除气精炼，除去配料甲合金熔体中的气体及杂质，制得精炼后的灰口铸铁合金熔体；

第三步，细化

于保温在第二步的熔化温度的条件下，向第二步制得的精炼后的灰口铸铁合金熔体中加入由第一步称取的配料乙，机械搅拌均匀后静置5秒，制得孕育后的精炼灰口铸铁合金熔体；

第四步，浇铸

将第三步制得的孕育后的精炼灰口铸铁合金熔体静置降温，至浇铸温度控制在1380℃后，再将该孕育后的精炼灰口铸铁合金熔体浇铸到砂型模具中，待该灰口铸铁合金熔体凝固后起模，得到灰口铸铁合金铸件产品，即表1中的B类试样铸件中的B1。

对比实施例3-1

除了将由实施例2-1制得的本发明孕育剂(I)改用为由对比实施例2-1制得的传统孕育剂(I)之外，其他工艺均同实施例3-1，制得的产品为表1中的A类试样铸件中的A1。

图4是对比实施例3-1中用由对比实施例2-1制得的传统孕育剂(I)和实施例3-1用由实施例2-1制得的本发明孕育剂(I)在同种浇铸条件下制得的两种灰口铸铁试样的金相组织对照图。其中图(a)为由对比实施例2-1制得的传统孕育剂(I)制得的灰口铸铁试样(铸件名称1A-1#)的金相组织图；图(b)为用由实施例2-1制得的本发明孕育剂(I)制得的口灰口铸铁试样(铸件名称1B-1#)的金相组织图。两种灰口铸铁试样的组织比较如下：

(a)材料名称：1A-1#(冒口)           (b)材料名称：1B-1#(冒口)

工艺：铸造(传统孕育剂(I)细化)      工艺：铸造(本发明孕育剂(I)细化)

组织：F+P+G片(片状石墨)            组织：F+P+G片(片状石墨)

放大倍数：50X                      放大倍数：50X

侵蚀剂：5％硝酸酒精                侵蚀剂：5％硝酸酒精

比较图4a和图4b可以看出，由于本发明孕育剂(I)晶粒尺寸远小于传统孕育剂(I)晶粒尺寸，所以其孕育细化作用更加显著，使灰口铸铁熔体中异质形核心显著增加、基体晶粒显著细化。另外，图4a中用传统孕育剂(I)孕育细化的灰口铸铁铸态组织中有部分长条状一次石墨相，其中最长的有100μm，这些长条状一次石墨相虽然体积分数不大，但足以起到部分割裂基体组织的作用，使灰口铸铁铸态组织力学性能下降；图4b中用本发明孕育剂(I)孕育细化的灰口铸铁铸态组织中，没有发长条状一次石墨相，其条状一次石墨相最大长度50μm，并且增加了层片石墨相在基体中的分布均匀度，从而增加了界面能，减少了铸造缺陷，提高了灰口铸铁的强度和韧性，又增加了其耐磨性，使灰口铸铁铸态组织综合力学性能得到提高。

图5是对比实施例3-1中用由对比实施例2-1制得的传统孕育剂(I)和实施例3-中1用由实施例2-1制得的本发明孕育剂(I)在同种浇铸条件下及同样铸后热处理条件下制得的两种灰口铸铁试样的金相组织对照图。其中图(a)为由对比实施例2-1制得的传统孕育剂(I)制得的灰口铸铁试样(铸件名称1A-2#)的金相组织图；图(b)为用由实施例2-1制得的本发明孕育剂(I)制得的口灰口铸铁试样(铸件名称1B-2#)的金相组织图。两种灰口铸铁试样的组织比较如下：

(a)材料名称：1A-2#(冒口)           (b)材料名称：1B-2#(冒口)

工艺：铸后热处理                   工艺：铸后热处理

(传统孕育剂(I)细化)                (本发明孕育剂(I)细化)

组织：F+P+G片(片状石墨)            组织：F+P+G片(片状石墨)

放大倍数：100X                     放大倍数：100X

侵蚀剂：5％硝酸酒精                侵蚀剂：5％硝酸酒精

比较图5a和图5b可以看出，图5a中用传统孕育剂(I)孕育细化的灰口铸铁的铸后热处理组织中出现部分直径为40-50μm球形块状团聚石墨相，其部分长条状一次石墨片长度约为80～95μm，其中最长的有100μm，这些球形块状团聚石墨相和长条状一次石墨片虽然体积分数不大，但足以起到基体孔洞和割裂基体的作用，使灰口铸铁淬火组织力学性能下降；图5b中用本发明孕育剂(I)孕育细化的灰口铸铁的铸后热处理组织中没有发现球形块状团聚石墨相，其条状一次石墨相最大长度约为50μm，是前者长度的50％左右，减小了大片石墨相对基体的割裂作用，并且增加了层片石墨相在基体中的分布均匀度，从而提高了灰口铸铁铸后热处理组织的强度和韧性，又增加了其耐磨性。

实施例3-2

第一步，配料

配料甲为制备灰口铸铁的原料，其化学成分为C＝3.34％、Si＝2.2％、Mn＝0.7％、P≤0.065％、S≤0.03％和其余为Fe，

配料乙为密封保存的上述的由实施例2-2制得的本发明孕育剂(II)，即Fe-Ce-Si-Ca中间合金和由实施例1-2制得的Fe-B-V中间合金(II)组成的纳米晶薄片状的孕育细化剂，

按重量比为配料甲∶配料乙＝10∶0.4进行称取配料，操作过程中确保所有材料干燥；

第二步，灰口铸铁合金的熔化和精炼

将第一步中的配料甲放入中频感应加热炉坩埚内加热到1465℃，至配料甲全部熔化后，加入为配料甲重量2.5％的氯化锌进行除气精炼，除去配料甲合金熔体中的气体及杂质，制得精炼后的灰口铸铁合金熔体；

第三步，细化

于保温在第二步的熔化温度的条件下，向第二步制得的精炼后的灰口铸铁合金熔体中加入由第一步称取的配料乙，机械搅拌均匀后静置5秒，制得孕育后的精炼灰口铸铁合金熔体；

第四步，浇铸

将第三步制得的孕育后的精炼灰口铸铁合金熔体静置降温，至浇铸温度控制在1400℃后，再将该孕育后的精炼灰口铸铁合金熔体浇铸到砂型模具中，待该灰口铸铁合金熔体凝固后起模，得到灰口铸铁合金铸件产品，即表1中的B类试样铸件中的B2。

对比实施例3-2

除了将由实施例2-2制得的本发明孕育剂(II)改用为由对比实施例2-2制得的传统孕育剂(II)之外，其他工艺均同实施例3-2，制得的产品为表1中的A类试样铸件中的A2。

图6是对比实施例3-2中用由对比实施例2-2制得的传统孕育剂(II)和实施例3-2中用由实施例2-2制得的本发明孕育剂(II)在同种浇铸条件下制得的两种灰口铸铁试样的金相组织对照图。其中图(a)为由对比实施例2-2制得的传统孕育剂(II)制得的灰口铸铁试样(铸件名称2A-1#)的金相组织图；图(b)为用由实施例2-2制得的本发明孕育剂(II)制得的口灰口铸铁试样(铸件名称2B-1#)的金相组织图。两种灰口铸铁试样的组织比较如下：

(a)材料名称：2A-1#(冒口)             (b)材料名称：2B-1#(冒口)

工艺：铸造(传统孕育剂(II)细化)       工艺：铸造(本发明孕育剂(II)细化)

组织：F+P+G片(片状石墨)              组织：F+P+G片(片状石墨)

放大倍数：100X                       放大倍数：100X

侵蚀剂：5％硝酸酒精                  侵蚀剂：5％硝酸酒精

比较图6a和6b可以看出，图6a中用传统孕育剂(II)孕育细化的灰口铸铁铸态组织中大部分长条状一次石墨片厚度约为20～25μm、这些厚片状石墨相起到割裂基体的作用，使灰口铸铁淬火组织力学性能下降；图6b中用本发明孕育剂(II)孕育细化的灰口铸铁铸态组织中大部分长条状一次石墨片厚度约为10～15μm，是前者长度的50％左右，减小了大片石墨相对基体的割裂作用，并且增加了层片石墨相在基体中的分布均匀度，从而提高了灰口铸铁淬火组织的强度和韧性，又增加了其耐磨性。

图7是对比实施例3-2中用由对比实施例2-2制得的传统孕育剂(II)和实施例3-2中用由实施例2-2制得的本发明孕育剂(II)在同种浇铸条件下及同样铸后热处理条件下制得的两种灰口铸铁试样的金相组织对照图。其中图(a)为由对比实施例2-2制得的传统孕育剂(II)制得的灰口铸铁试样(铸件名称2A-2#)的金相组织图；图(b)为用由实施例2-2制得的本发明孕育剂(II)制得的口灰口铸铁试样(铸件名称2B-2#)的金相组织图。两种灰口铸铁试样的组织比较如下：

(a)材料名称：2A-2#(冒口)        (b)材料名称：2B-2#(冒口)

工艺：铸后热处理                工艺：铸后热处理

(传统孕育剂(II)细化)            (本发明孕育剂(II)细化)

组织：F+P+G片(片状石墨)         组织：F+P+G片(片状石墨)

放大倍数：100X                  放大倍数：100X

侵蚀剂：5％硝酸酒精             侵蚀剂：5％硝酸酒精

比较图7a和7b可以看出，图7a中用传统孕育剂(II)孕育细化的灰口铸铁铸后热处理后浇冒口组织中大部分长条状一次石墨片厚度约为22～28μm、这些厚片状石墨相起到割裂基体的作用，使灰口铸铁淬火浇冒口组织力学性能下降；图7b中用本发明孕育剂(II)孕育细化的灰口铸铁铸后热处理后浇冒口组织中大部分长条状一次石墨片厚度约为12～18μm，是前者长度的50％左右，减小了大片石墨相对基体的割裂作用，并且基体晶粒尺寸明显减小，从而提高了灰口铸铁浇冒口淬火组织的强度和韧性，又增加了其耐磨性。

实施例3-3

第一步，配料

配料甲为制备灰口铸铁的原料，其化学成分为C＝3.34％、Si＝2.2％、Mn＝0.7％、P≤0.065％、S≤0.03％和其余为Fe，

配料乙为密封保存的上述的由实施例2-3制得的本发明孕育剂(III)，即Fe-Ce-Si-Ca中间合金和由实施例1-3制得的Fe-B-V中间合金(III)组成的纳米晶薄片状的孕育细化剂，

按重量比为配料甲∶配料乙＝10∶0.8进行称取配料，操作过程中确保所有材料干燥；

第二步，灰口铸铁合金的熔化和精炼

将第一步中的配料甲放入中频感应加热炉坩埚内加热到1550℃，至配料甲全部熔化后，加入为配料甲重量3％的氯化锌进行除气精炼，除去配料甲合金熔体中的气体及杂质，制得精炼后的灰口铸铁合金熔体；

第三步，细化

于保温在第二步的熔化温度的条件下，向第二步制得的精炼后的灰口铸铁合金熔体中加入由第一步称取的配料乙，机械搅拌均匀后静置5秒，制得孕育后的精炼灰口铸铁合金熔体；

第四步，浇铸

将第三步制得的孕育后的精炼灰口铸铁合金熔体静置降温，至浇铸温度控制在1420℃后，再将该孕育后的精炼灰口铸铁合金熔体浇铸到砂型模具中，待该灰口铸铁合金熔体凝固后起模，得到灰口铸铁合金铸件产品，即表1中的B类试样铸件中的B3。

对比实施例3-3

除了将由实施例2-3制得的本发明孕育剂(III)改用为由对比实施例2-3制得的传统孕育剂(III)之外，其他工艺均同实施例3-3，制得的产品为表1中的A类试样铸件中的A3。

图8是对比实施例3-3中用由对比实施例2-3制得的传统孕育剂(III)和实施例3-3中用由实施例2-3制得的本发明孕育剂(III)在同种浇铸条件下制得的两种灰口铸铁试样的金相组织对照图。其中图(a)为由对比实施例2-3制得的传统孕育剂(III)制得的灰口铸铁试样(铸件名称3A-1#)的金相组织图；图(b)为用由实施例2-3制得的本发明孕育剂(III)制得的口灰口铸铁试样(铸件名称3B-1#)的金相组织图。两种灰口铸铁试样的组织比较如下：

(a)材料名称：3A-1#(冒口)           (b)材料名称：3B-1#(冒口)

工艺：铸造(传统孕育剂(III)细化)    工艺：铸造(本发明孕育剂(III)细化)

组织：F+P+G片(片状石墨)            组织：F+P+G片(片状石墨)

放大倍数：100X                     放大倍数：100X

侵蚀剂：5％硝酸酒精                侵蚀剂：5％硝酸酒精

比较图8a和8b可以看出，在本实施例成分和工艺条件下，图8a中用传统孕育剂(III)孕育细化的灰口铸铁铸态浇冒口组织中大部分长条状一次石墨片厚度约为24～32μm，且有少量直径45～55μm块状石墨相，这些厚片状石墨相和较大直径的块状石墨相起到割裂基体和基体孔洞的作用，使本实施例的灰口铸铁铸态浇冒口组织力学性能下降；图8b中用本发明孕育剂(III)孕育细化的铸态浇冒口组织中大部分长条状一次石墨片厚度约为12～16μm，是前者长度的50％左右，并且没有较大直径的块状石墨相，从而减小了大片石墨相和较大直径的块状石墨相对基体的割裂作用和孔洞作用，并且基体晶粒尺寸明显减小，从而提高了灰口铸铁铸态浇冒口淬火组织的强度和韧性，又增加了其耐磨性。

众所周知，材料性能的高低取决于其微观组织的优略。为了更好的比较本发明的灰口铸铁用复合孕育剂与传统灰口铸铁用孕育剂的细化作用的差别，我们通过金相观察对比分析新旧两种孕育细化剂对成分为表1的灰口铸铁铸态和热处理后显微组织的影响，金相观察检测结果如图4至图8所示。从图4至图8的金相组织观察可以看出：在三组新旧孕育剂细化的对照灰口铸铁铸态组织的金相组织中，用本发明的灰口铸铁用复合孕育剂对灰口铸铁铸态组织中的G片(片状石墨)，的细化效果都很明显(见图4、图6和图8)；两组新旧孕育剂细化的对照灰口铸铁铸后热处理的金相组织中，用本发明的灰口铸铁用复合孕育剂对，对灰口铸铁铸后热处理后浇冒口组织中的F(铁素体)+P(珠光体)的细化效果都很明显(见图5和图7)。因此可以得出本发明的灰口铸铁用复合孕育剂在孕育细化灰口铸铁铸态显微组织方面的具有独特优势的结论。图4至图8中两种孕育剂变质细化的灰口铸铁铸态组织均为：F(铁素体)+P(珠光体)+G片(片状石墨)。

表1.用传统孕育剂和本发明孕育剂分别细化的A、B两类铸铁铸态试样的基本力学性能对比

比较表1数据可知，和用传统孕育剂孕育细化的灰口铸铁试样(A类试样)相比，经本发明的灰口铸铁用孕育剂孕育细化后的灰口铸铁试样(B类试样)的抗拉强度有明显提高，灰口铸铁的硬度也略有提高。实验证明B类试样的综合力学性能明显优于A类试样。

上述所有实施例中，所有百分数均为重量百分数；所述Fe-Ce-Si-Ca中间合金为铸造业内技术领域常用的合金，可以通过商购得到；所说的砂型模具是灰口铸铁合金的浇铸模具，所说的制得的灰口铸铁合金铸件产品是工程机械用灰口铸铁衬板耐磨件及其力学性能标准试样。

Claims (3)

1.灰口铸铁用复合孕育剂，其特征在于：是由Fe-Ce-Si-Ca中间合金和Fe-B-V中间合金组成的纳米晶薄片状的孕育细化剂，其中：Fe-Ce-Si-Ca中间合金的元素组成为重量百分数：30.7％Fe+30％Ce+37.5％Si+1.8％Ca，Fe-B-V中间合金的元素组成为重量百分数：63.5～85.5％Fe+13～33％B+1.50～3.5％V；上述两种中间合金的重量百分比为Fe-Ce-Si-Ca中间合金∶Fe-B-V中间合金＝0.35～0.45∶0.65～0.55；该灰口铸铁用复合孕育剂是纳米晶薄片状，其纳米晶晶粒小于100nm，薄片的平均厚度为0.3～0.5mm，平均宽度为0.3～0.75mm，平均长度为0.9～1.6mm。

2.权利要求1所述灰口铸铁用复合孕育剂的制备方法，其特征在于是一种快淬甩带法，具体步骤是：按重量百分比为Fe-Ce-Si-Ca中间合金∶Fe-B-V中间合金＝0.35～0.45∶0.65～0.55称取所需量的Fe-Ce-Si-Ca中间合金和Fe-B-V中间合金，将它们破碎成小块，放入真空快淬炉的水冷铜坩埚内，调节电极位置，使之与坩埚内合金颗粒之间的距离为0.5～1.5mm，关闭炉门、进出料口和放气阀，抽真空至高于4.5×10^-3Pa后，用氩气洗炉，随后充入氩气至0.035～0.055Pa，起弧后调节弧电流逐步上升至520～620A，将合金熔化，待合金全部熔化成液态时，倾斜坩埚使得合金液通过流道引至高速旋转的水冷钼轮上，钼轮表面为10～15℃，熔融液态合金与其接触后，迅速凝固，钼轮边缘线速度为35m/秒，合金形成薄带状由钼轮切线方向飞出，经挡板阻挡后落入炉体下部的收藏室，快淬得到平均厚度为0.3～0.5mm，平均宽度为0.3～0.75mm，平均长度为0.9～1.6mm的薄片状的纳米晶晶粒小于100nm的由Fe-Ce-Si-Ca中间合金和Fe-B-V中间合金组成的纳米晶薄片状的孕育细化剂，即灰口铸铁用复合孕育剂。

3.权利要求1所述灰口铸铁用复合孕育剂的应用方法，其特征在于是金属熔融铸造法，具体步骤如下：

第一步，配料

配料甲为制备灰口铸铁的原料，其化学成分为C＝3.34％、Si＝2.2％、Mn＝0.7％、P≤0.065％、S≤0.03％和其余为Fe，

配料乙为密封保存的上述的灰口铸铁用复合孕育剂，即由Fe-Ce-Si-Ca中间合金和Fe-B-V中间合金组成的纳米晶薄片状的孕育细化剂，

按重量比为配料甲∶配料乙＝10∶0.4～0.8进行称取配料，操作过程中确保所有材料干燥；

第二步，灰口铸铁合金的熔化和精炼

将第一步中的配料甲放入中频感应加热炉坩埚内加热到1380～1550℃，至配料甲全部熔化后，加入为配料甲重量2～3％的氯化锌进行除气精炼，除去配料甲合金熔体中的气体及杂质，制得精炼后的灰口铸铁合金熔体；

第三步，细化

于保温在第二步的熔化温度的条件下，向第二步制得的精炼后的灰口铸铁合金熔体中加入由第一步称取的配料乙，机械搅拌均匀后静置5秒，制得孕育后的精炼灰口铸铁合金熔体；

第四步，浇铸

将第三步制得的孕育后的精炼灰口铸铁合金熔体静置降温，至浇铸温度控制在1380～1420℃后，再将该孕育后的精炼灰口铸铁合金熔体浇铸到砂型模具中，待该灰口铸铁合金熔体凝固后起模，得到灰口铸铁合金铸件产品；

上述应用方法中的百分数均为重量百分数。

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