CN108203786B

CN108203786B - 一种硅固溶高强度塑性铁素体球墨铸铁、制造方法和铁路机车零部件

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Publication number: CN108203786B
Application number: CN201711429106.3A
Authority: CN
Inventors: 王瑞; 邓晗; 喻光远; 夏少华; 杨志刚
Original assignee: CRRC Qishuyan Institute Co Ltd
Current assignee: CHANGZHOU LANGRUI CASTING CO LTD; CRRC Qishuyan Institute Co Ltd
Priority date: 2017-12-26
Filing date: 2017-12-26
Publication date: 2020-02-07
Anticipated expiration: 2037-12-26
Also published as: CN108203786A

Abstract

本发明涉及一种硅固溶高强度塑性铁素体球墨铸铁、制造方法和铁路机车零部件，属于冶金技术领域。该球墨铸铁含有C:3.0‑3.2，Si：3.8‑4.1，Mn：<0.2；P：<0.03，S：<0.02，Mg：0.02‑0.03，其余为Fe及其它不可避免的成分；并且4.3%≤C+1/3Si≤4.7%；Mn+P+S+其它不可避免的成分≤0.3。本发明的屈服强度Rp0.2提升了33.4%‑44.7%，延伸率提高100%‑233%，无缺口冲击值提高了25%，促进了石墨化，增加铁素体含量；具有资源和成本上的优势。

Description

一种硅固溶高强度塑性铁素体球墨铸铁、制造方法和铁路机车零部件

技术领域

本发明涉及一种球墨铸铁，尤其是一种硅固溶高强度塑性铁素体球墨铸铁，同时还涉、制造方法和铁路机车零部件，属于冶金技术领域。

背景技术

碳对球墨铸铁铸造性能和球化效果有很大的影响。含碳量高，则析出的石墨球数量多，球径尺寸小，圆整度增加，因此提高含碳量可以减小缩孔体积，减少缩松面积，可使铸件致密。

标准GB/T 1348-2009球墨铸铁件中未规定各牌号球墨铸铁的化学成分，因为其化学成分是可变，取决于诸如炉料、铸件尺寸等生产工艺因素。

表1为满足抗拉强度、伸长率和硬度要求的QT500-7化学成分：

表1化学成分示例质量分数：％

表2所示为QT500-7单铸试样的力学性能要求：

表2

在实际生产中，QT500-7在抗拉强度、硬度满足要求的情况下，其伸长率通常大于7，说明QT500-7在塑性上有一定的提升。标准GB/T1348-2009附录A中规定了球墨铸铁QT500-10，相对于QT500-7具有较好的机械加工性能，基体组织以铁素体为主，珠光体含量不超过5％，渗碳体不超过1％。

欧洲标准EN 1563《球墨铸铁件》2011年修订时，补充了3项“固溶强化铁素体球墨铸铁”牌号，其中QT500成分和性能如下表3：

表3

壁厚或直径为25mm的试块无缺口冲击值为下表4：

表4

目前国内外一些生产厂家研究此种固溶强化铁素体球墨铸铁的方向主要有两个：一是提升QT400之类低牌号球墨铸铁的延伸率，其典型代表为中国专利CN201110053627.X中的一种铸态高韧性铁素体球墨铸铁，其成分中C：3.75～3.85％，Si：1.8～2.2％，Mn：0.08～0.3％、P<0.03％、S<0.015％、RE：0.015～0.035％、Mg：0.04～0.06％，力学性能为：抗拉强度≥375MPa，屈服强度≥240MPa，伸长率22～27％。二是加入Mo、Cu、Ni等元素进行合金化，例如中国专利CN201080009379.2中的一种铁素体球墨铸铁：C：3.1～3.5％，、Si：4.1～4.5％，Mn：0.16～0.8％、Mo：0.15～0.6％，Cr：0.1～1.0％，P：0.03～0.1％、S：0.002～0.03％、Mg：0.02～0.15％。此外，现有中国专利CN201310368533.0公开了一种铁素体球墨铸铁及其生产方法，抗拉强度600～700MPa，延伸率15～20％，硬度150～210HBW，其成分包括：C：3.6～3.9％，Si：3.3～4.15％，Mo：0.1～0.3％，Mn≤0.2％，P≤0.035％，S≤0.02％，Ti≤0.025％。此方法生产的铁素体球墨铸铁性能虽然达标，但Mo、Cu、Ni等合金元素价格昂贵，造成生产成本增加。

硅具有强化铁素体的能力，可以提升铁素体球墨铸铁抗拉强度、屈服强度、延伸率等力学性能，且价格便宜，是理想的添加元素。但随着硅含量的增加，球墨铸铁的低温冲击韧性降低。

发明内容

本发明的目的是：提出一种强度、塑性和韧性均显著提高并且成本经济的硅固溶高强度塑性铁素体球墨铸铁，同时给出其制造方法。

为了达到上述目的，申请人对相关技术进行了理论研究和实验验证,掌握了对铸态球墨铸铁而言，增加含碳量可以减少游离渗碳体，超过3.0％时，铁素体含量逐渐增加。此时力学性能相应发生变化，增加含碳量导致硬度下降，断后伸长率上升；当碳的质量分数接近3.0％时，则出现最高的抗拉强度。但是，在球墨铸铁生产中，引起碳当量发生变化需要加入较多的硅，因此球墨铸铁力学性能还必须考虑碳当量的影响。

碳当量对球墨铸铁的流动性影响很大，提高碳当量可以增加球墨铸铁的流动性。在一定范围内，随着碳当量的增加，缩孔体积不断增加；碳当量的质量分数在4.2％左右时，缩孔体积最大。当碳当量大于4.2％时，继续增加碳含量，缩孔体积反而缩小。

硅在铸铁中的作用是多方面的。(1)固溶强化：Si的原子半径比Fe的小，Si在Fe中形成有限置换固溶体。与C在Fe中的间隙固溶体相比，Si的固溶度大的多。Si的溶入使相邻的Fe原子靠拢而产生晶格畸变，有较大的固溶强化作用。(2)促进石墨化：Si优先溶于固溶体，降低了C在固溶体中的溶解度，从而促使C析出；Si使共晶点向左上方移动，即向温度较高、C含量较低方向移动。在较高温度下转变，有利于C原子和Fe原子的扩散，降低过冷度，也有利于Fe₃C分解，促进石墨化。(3)孕育形核：Si系孕育剂既可以起异质形核作用，亦可以起均质形核作用。在有一定氧浓度的铁液中生成SiO₂，晶格间距与石墨相近，作为石墨晶体的衬底，吸引C原子形核、生长；形成高Si微区，排斥C，增加了C的活度，使C以过共晶石墨形式析出，促进了石墨的均质形核。

锰是扩大γ区的元素。在球墨铸铁凝固时，锰使白口倾向增加。无论对铁素体基体，还是在珠光体基体的球墨铸铁中，锰都提高抗拉强度和屈服极限，同时也提高硬度。但对于铁素体球墨铸铁来说，锰的质量分数要从0.6％～0.8％开始，才会对强度有明显的提高。而且锰对球墨铸铁的冲击韧度和脆性转变温度都有特别不利的影响。因此要尽量把球墨铸铁的含锰量保持在最低的水平。

磷是随金属炉料(生铁、废钢、回炉料、铁合金等)进入球墨铸铁的。在球墨铸铁中，因其粥样的凝固方式，磷很容易偏析。随着铸件壁厚增加，偏析加剧，在热节部位，磷共晶数量较多。磷共晶熔点低，在球墨铸铁凝固过程中一直保持液态，不断被共晶团所排挤，最后在共晶团边界凝固，呈多角状分布于共晶团边界，急剧恶化球墨铸铁的力学性能。而铸铁中，磷无法被脱去，生产球墨铸铁就必须采用低磷生铁，降低磷的含量。

硫是反石墨球化元素，属于有害杂质，随金属炉料、燃料带入球墨铸铁中。若元铁液含硫量过高，球化处理时又不能保证必要的脱硫，则不能获得球化良好的铸件。生产上根据原铁液含硫量决定球化剂加入量。原铁液含硫量越高，则球化剂加入量越多。

在此认识基础上,提出本发明的硅固溶高强度塑性铁素体球墨铸铁含有如下质量百分比的成分

C:3.0-3.2％，Si：3.8-4.1％，Mn：<0.2％；P：<0.03％，S：<0.02％，Mg：0.02-0.03％，其余为Fe及其它不可避免的成分；并且

4.3％≤C+1/3Si≤4.7％

Mn+P+S+其它不可避免的成分≤0.3％。

本发明进一步的技术方案为：所述C的质量百分比为:3.05-3.15％；以及所述Si的质量百分比为：3.9-4.0％。

本发明硅固溶强化高强度塑性铁素体球墨铸铁的制造方法基本技术方案为：

第一步、配料——根据所述质量百分比选配原料加入熔炼炉；

第二步、熔炼——将原料混合后升温至1510℃±10℃熔炼成熔液；

第三步、球化——在球化包中加入球化剂、孕育剂、覆盖剂，将熔炼炉中70-90％出炉注入球化包，球化反应60-100s,之后扒渣干净；

第四步、孕育——向球化包冲入孕育剂，并将熔炼炉中剩余的熔液注入球化包，充分搅拌，再扒渣干净；

第五步、浇注——在温度1400-1420℃平稳浇注，并加入孕育剂随流孕育，孕育剂含量为浇注液质量的0.005-0.1％；

第六步、热处理——待铸件温度达到900-950℃时保温2-3小时，再随炉降温至650-750℃保温4-6小时，炉冷到600℃后取出，空冷到室温。

本发明进一步的完善是：

所述球化剂质量百分比成分为Si：40-50％，Mg：5.5-7.5％，RE(稀土元素)：1.5-2.5％，Ca:2.5-3.0％，其余为Fe。

所述孕育剂质量百分比成分为Si:70-75％，Ca:1-1.5％，Al<1％，其余为Fe。

所述覆盖剂质量百分比成分为:Si:22-25％，其余为Fe。

所述第三步球化剂的加入量为出炉熔液质量的1.0-1.2％，所述孕育剂的加入量为出炉熔液质量的0.4-0.6％，覆盖剂的加入量为出炉熔液质量的0.4-0.6％。

所述第四步的孕育剂冲入量为出炉熔液质量的0.7-0.9％。

本发明的球墨铸铁含硅量高，其共析转变发生在一个相当宽的温度范围内，并受成分、加热与冷却速度的影响。在共析转变温度范围内，奥氏体、铁素体和石墨三相共存，适当控制加热温度、保温时间和冷却速度，即可获得不同数量和形态的铁素体、珠光体或其他奥氏体转变产物以及参与奥氏体，从而可在大范围内按需调节或改变球墨铸铁的力学性能，实现发明目的。浇注后的退火的可以获得高韧度的铁素体球墨铸铁，因为当铸铁球墨铸铁组织中渗碳体的体积大于等于3％时，进行高温石墨化退火可以在高温阶段消除渗碳体、低温阶段由奥氏体转变成铁素体，最终获得以铁素体为主的基体组织。

采用本发明技术方案可以获得材料抗拉强度在500-600MPa之间、延伸率为15-20％、铁素体含量>90％、球化率>90％、23±5℃下无缺口冲击吸收功>100J的硅固溶强化高强度高塑性铁素体球墨铸铁。与现有技术相比，本发明的有益效果为：

(1)比传统同牌号铁素体—珠光体球墨铸铁屈服强度Rp0.2提升了33.4％-44.7％，延伸率提高100％-233％。

(2)比EN 1563中同牌号铁素体球墨铸铁室温无缺口冲击值提高了25％

(3)合理成分设计得到较高的硅含量有固溶强化作用，促进石墨化，增加铁素体含量；低P减少脆性；低S提高球化率。

(4)基体铁素体含量显著高于传统同牌号铁素体—珠光体球墨铸铁。

(5)由于硅铁价格比铜钼等合金低廉，因此采用硅固溶强化铁素体球墨铸铁具有资源和成本上的优势。

附图说明

图1是本发明的制造方法工艺流程图。

图2是本发明的热处理工艺示意图。

图3中是本发明实施例一的硅固溶高强度塑性铁素体球墨铸铁在光学显微镜100倍下的石墨形态。

图4是本发明实施例一的硅固溶高强度塑性铁素体球墨铸铁在光学显微镜100倍下的基体组织(热处理前)。

图5是本发明实施例一的硅固溶高强度塑性铁素体球墨铸铁在光学显微镜100倍下的基体组织(热处理后)。

图6是对比例在光学显微镜100倍下的石墨形态。

图7是对比例在光学显微镜100倍下的基体组织。

具体实施方式

本发明实施例1-8和比较例1-8的化学成分及机械性能详见表5-1至5-4，用于制造具有同等机械性能要求的铁路机车零部件。

表5-1实施例化学成分

表5-2实施例机械性能

表5-3对比例化学成分

表5-4对比例性能

实施例一的硅固溶强化高强度塑性铁素体球墨铸铁制造步骤参见图1和图2，具体为：

第一步、配料——根据表5-1质量百分比选配原料加入熔炼炉；

第三步、球化——在球化包中加入球化剂、孕育剂、覆盖剂，将熔炼炉中80％出炉注入球化包，球化反应80s,之后扒渣干净；

第五步、浇注——在温度1410℃平稳浇注，并加入孕育剂随流孕育，孕育剂含量为浇注液质量的0.05％-0.1％；

第六步、热处理——待铸件温度达到925℃时保温2.5小时，再随炉降温至700℃保温5小时，炉冷到600℃后取出，空冷到室温。

其中球化剂质量百分比成分为Si：45％，Mg：6.5％，RE(稀土元素)：2％，Ca:2.8-3.0％，其余为Fe。孕育剂质量百分比成分为Si:73％，Ca:1.3％，Al<1％，其余为Fe。覆盖剂质量百分比成分为:Si:23％，其余为Fe。第三步球化剂的加入量为出炉熔液质量的1.1％，孕育剂的加入量为出炉熔液质量的0.5％，覆盖剂的加入量为出炉熔液质量的0.5％，第四步的孕育剂冲入量为出炉熔液质量的0.8％。

制造出的硅固溶高强度塑性铁素体球墨铸铁在光学显微镜100倍下的石墨形态及热处理前、后的基体组织与对比例的直观比较见图3至图7，结合机械性能测试比较可以看出，本实施例明显石墨化更佳、球化率更高，石墨在基体组织内的分布更为均匀，因此机械性能显著提高。

实施例二和实施例三的硅固溶强化高强度塑性铁素体球墨铸铁制造基本步骤与实施例一相同，不同之处在于各工艺参数分别取接近基本技术方案中相应参数范围的上限和下限值。实施例四至八的硅固溶强化高强度塑性铁素体球墨铸铁制造基本步骤也与实施例一相同，不同之处在于各工艺参数随机取基本技术方案参数范围内的值。

Claims

1.一种硅固溶高强度塑性铁素体球墨铸铁，含有如下质量百分比的成分

4.3％≤C+1/3Si≤4.7％

Mn+P+S+其它不可避免的成分≤0.3％。

2.根据权利要求1所述的硅固溶高强度塑性铁素体球墨铸铁，其特征在于：所述C的质量百分比为:3.05-3.15％。

3.根据权利要求1所述的硅固溶高强度塑性铁素体球墨铸铁，其特征在于：所述Si的质量百分比为：3.9-4.0％。

4.根据权利要求1所述的硅固溶高强度塑性铁素体球墨铸铁，其特征在于：获得材料抗拉强度在500-600MPa之间、延伸率为15-20％。

5.根据权利要求4所述的硅固溶高强度塑性铁素体球墨铸铁，其特征在于：获得材料的铁素体含量>90％、球化率>90％。

6.根据权利要求5所述的硅固溶高强度塑性铁素体球墨铸铁，其特征在于：获得材料在23±5℃下无缺口冲击吸收功>100J。

7.根据权利要求1至6任一所述硅固溶高强度塑性铁素体球墨铸铁的制造方法，其特征在于包括如下步骤：

8.根据权利要求7所述硅固溶高强度塑性铁素体球墨铸铁的制造方法，其特征在于：所述球化剂质量百分比成分为Si：40-50％，Mg：5.5-7.5％，RE：1.5-2.5％，Ca:2.5-3.0％，其余为Fe。

9.根据权利要求8所述硅固溶高强度塑性铁素体球墨铸铁的制造方法，其特征在于：所述孕育剂质量百分比成分为Si:70-75％，Ca:1-1.5％，Al<1％，其余为Fe。

10.根据权利要求9所述硅固溶高强度塑性铁素体球墨铸铁的制造方法，其特征在于：所述覆盖剂质量百分比成分为:Si:22-25％，其余为Fe。

11.根据权利要求10所述硅固溶高强度塑性铁素体球墨铸铁的制造方法，其特征在于：所述第三步中，球化剂的加入量为出炉熔液质量的1.0-1.2％；孕育剂的加入量为出炉熔液质量的0.4-0.6％；覆盖剂的加入量为出炉熔液质量的0.4-0.6％。

12.根据权利要求11所述硅固溶高强度塑性铁素体球墨铸铁的制造方法，其特征在于：所述第四步的孕育剂冲入量为出炉熔液质量的0.7-0.9％。

13.一种铁路机车零部件，其特征在于：其采用如权利要求1至6任一所述的硅固溶高强度塑性铁素体球墨铸铁制成。