CN110438280A - 一种高强度合成铸铁孕育剂及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明属于冶金技术领域，具体涉及一种高强度合成铸铁孕育剂及其制备方法，具体包括以下重量百分比的元素：包括以下重量百分比的元素：Si：65‑70％、Ba：5‑10％、Ca：6‑9％、Al：1‑3％、Zr：3‑6％、Re：1‑3％，余量为Fe。本发明通过Si、Zr、Ca、Ba、Re等元素的相互作用，合成铸铁中全部为弥散、均匀、无方向性分布的A型石墨，石墨等级为4级，有利于提高了合成铸铁的强度和韧性和抗腐蚀性。

Description

一种高强度合成铸铁孕育剂及其制备方法

技术领域

本发明涉及冶金技术领域，具体涉及一种高强度合成铸铁孕育剂及其制备方法。

背景技术

铸铁是指具有片状石墨的铸铁，主要成分是铁、碳、硅、锰、硫、磷，是应用最广的铸铁，其产量占铸铁总产量80％以上，具有耐磨、耐热、耐氧化、耐腐蚀、耐酸碱及好的减震性，同时，与其它合金相比具有熔点低、充型性好、加工性好、生产设施和成型过程简单以及成本低廉的优势；适于要求高、而截面不一的大型铸件。在铸铁的合成过程中，孕育处理是必不可少的，未经孕育处理的灰铸铁，显微组织不稳定、力学性能低下、铸件的薄壁处易出现白口。孕育剂即是一种可促进石墨化，减少白口倾向，改善石墨形态和分布状况，增加共晶团数量，细化基体组织，它在孕育处理后的短时间内有良好的效果。在我国的铸铁生产中普遍应用的孕育剂是75硅铁，这种硅铁中对孕育起重要作用的Ca、Al的含量没有具体限定，从而使得其孕育效果很不稳定，使生产的球墨铸铁件经常形成各种组织上的缺陷。

中国专利号CN106350727A公开了一种铸铁用孕育剂，包括Si：30～50％；Mn：4～7％；Ca：6～16％；Ba：1～5％；Al：6～8％；Sr：0.3～2.5％；余量为Fe。又例如中国专利号CN104878276B公开了一种铸铁孕育剂，包括铜65～80％，锡15～30％，锑2～4％，以及其它1～3％；但上述孕育剂均存在孕育时间短、制备得到的铸件强度不够的问题，尤其是在高温铝、锌液中的耐温性、耐蚀性性能差。

发明内容

针对现有技术所存在的上述缺点，本发明目的在于提供一种高强度合成铸铁孕育剂及其制备方法。

一种高强度合成铸铁孕育剂，包括以下重量百分比的元素：Si：65-70％、Ba：5-10％、Ca：6-9％、Al：1-3％、Zr：3-6％、Re：1-3％，余量为Fe。

采用上述的技术方案，Si、Ca、Ba、Al、Zr、Re在孕育铁水的过程中加入；其中：

Si可以削弱Fe-C键，增强碳活度，促进石墨析出；且Si固溶于合成铸铁铁素体中可强化基体；Si过多将导致铁素体变多，硬度增加而韧性降低，力学性能差。因此，Si含量控制在65-70％。

锆(Zr)与氮反应生成氮化物降低铁水中的溶解氮，抑制孕育衰退、减少氮气孔，其次，Zr与C反应生成ZrC，作为石墨形核的核心，可增加合成铸铁共晶团数，细化共晶团晶粒，共晶团为珠光体及石墨的共晶混合物，共晶团数量升高，白口倾向减小。Ca和Ba活性高，与铁水中的氧和硫生成稳定化合物，有效净化铁水，由此也形成大量形核，进一步增加共晶团数，进而使得珠光体片间距减小，有利于获得均匀细小的A型石墨。石墨分布在共晶团内，受共晶团影响，生长过程不断分枝、弯曲，因此，没有固定的外形，生长方向也不规则，减少了应力集中，显著提升合成铸铁的力学性能。

铼(Re)的杂质形成能低，倾向于占据奥氏体-石墨晶界区；Re在晶界区将提供更多的电子与石墨原子相互作用，使晶界结构更加稳定，尤其是A型石墨前端伸向铁水中的尖端，从而影响A型石墨延伸，使A型石墨变短、变粗，前端钝化，并且阻碍共晶团晶粒的生长，从而细化共晶团晶粒。

采用上述的技术方案：Si促进石墨的析出；Zr、Ca和Ba形成的碳化物和硫化物等作为石墨形核的核心，增加共晶团数并细化晶粒，促使珠光体片细化、片间距减小，引导生长过程中的石墨不断分枝、弯曲，而Re占据晶界区，钝化石墨前端，进而形成弥散、均匀、无方向性分布的A型石墨，不易产生裂纹源，大大提高强度。

进一步的，包括以下重量百分比的元素：Si：68％、Ba：8％、Ca：7％、Al：2％、Zr：4.5％、Re：2％，余量为Fe。

上述高强度合成铸铁孕育剂的制备方法，包括以下步骤：

S1、合金熔炼：将硅铁、硅钡、硅钙、纯铝和纯锆金属置于中频感应电炉内，在氩气氛围下熔炼，待炉底形成熔池后，取样进行光谱成分分析，分析元素含量，调整成分；材料的熔炼采用中频感应电炉，中频感应电炉可以实现对各个材料的熔炼，在生产过程中升温较快，并能够对熔炼的温度进行很好的控制；

S2、浇注成型：将熔炼的合金通过离心浇注成呈球形颗粒，立即置于液氮中冷却至室温；

S3、粉磨：在步骤S2的球形颗粒合金中加入纯铼金属，在氩气氛围下，球磨成80-200μm的非均匀固溶体粉末，为高强度合成铸铁孕育剂。

孕育剂颗粒尺度越小越接近结晶相的初始形核，且界面能越高，更容易满足非均质形核的能量要求；但颗粒尺度越小，受到金属液表面张力以及颗粒间范德华吸引力的共同作用越强，在运动中具有较大的碰撞几率，颗粒团聚现象显著增加，严重影响孕育剂颗粒在铁水中分布均匀性。因此获得良好分散性的颗粒是孕育剂应用的前提条件。本发明使孕育剂颗粒在铼粉中粉磨合成，铼金属逐渐排挤孕育剂颗粒中形成的固溶体，使颗粒之间彼此分开成为孤立状态，实现原子间紧密接触的同时又互相间隔，减小了颗粒团聚问题。其次，外加入孕育剂颗粒的密度与铁水密度不一致时，孕育剂颗粒会发生下沉或上浮，颗粒间互相碰撞的几率增加，相邻颗粒在范德华引力和液面张力的作用下聚积在一起，严重影响孕育剂颗粒在铁水中分布均匀性。本发明通过球磨在孕育剂颗粒的晶格中固溶超过铁水密度的重质Re原子，以增加孕育剂颗粒密度，形成良好分散性的孕育剂颗粒。

进一步的，步骤S1中，熔炼温度1300-1380℃，熔炼30-40min。

进一步的，步骤S2中，所述离心浇注温度为1400±10℃。

进一步的，步骤S2中，所述球形颗粒合金的粒径为0.5～1mm。

进一步的，步骤S3中，所述球磨时间4～5h。

采用本发明提供的技术方案，具有如下有益效果：

1、本发明的孕育剂，通过Si、Zr、Ca、Ba、Re等元素的相互作用，显著改善了石墨的金相组织，合成铸铁中全部为弥散、均匀、无方向性分布的A型石墨，石墨等级为4级，配合层片厚度与片间距细小的珠光体，使裂纹不易萌生，扩展时不断改变方向、扩展路径曲折，阻力大大增大，有利于提高了合成铸铁的强度和韧性；其次，珠光体加A型石墨的组织提高了耐磨性，因此采用本发明的孕育剂孕育而成的合成铸铁的强度高，韧性好，抗拉强度高、耐冲击磨损性能好。

2、本发明的孕育剂颗粒在铼粉中粉磨合成，铼金属使颗粒之间彼此分开成为孤立状态，实现原子间紧密接触的同时又互相间隔，减小了颗粒团聚问题；另一方面，在孕育剂颗粒的晶格中固溶超过铁水密度的重质Re原子，以增加孕育剂颗粒密度，使孕育剂的密度与铁水密度相当，有助于形成良好分散性的孕育剂颗粒。

附图说明

图1为本发明实施例2的合成铸铁的铸态基体组织图。

具体实施方式

下面将结合本发明中的附图，对本发明的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动条件下所获得的所有其它实施例，都属于本发明保护的范围。

实施例1

一种高强度合成铸铁孕育剂，包括以下重量百分比的元素：Si：70％、Ba：10％、Ca：

6％、Al：1％，Zr：6％，Re：3％，余量为Fe。其制备方法，包括以下步骤：

S1、合金熔炼：将硅铁、硅钡、硅钙、纯铝和纯锆金属置于中频感应电炉内，在氩气氛围下熔炼，熔炼温度1300℃，熔炼40min，待炉底形成熔池后，取样进行光谱成分分析，分析元素含量，调整成分；

S2、浇注成型：将熔炼的合金在1400±10℃温度条件下通过离心浇注成粒径为0.5mm球形颗粒，立即置于液氮中冷却至室温；

S3、粉磨：在步骤S2的球形颗粒合金中加入纯铼金属，在氩气氛围下，球磨4h，球磨成200μm的非均匀固溶体粉末，为高强度合成铸铁孕育剂。

实施例2

实施例2的制备方法同实施例1，区别在于原料配比不同，包括以下重量百分比的元素：Si：68％、Ba：8％、Ca：7％、Al：2％、Zr：4.5％、Re：2％，余量为Fe。

且其制备方法中，步骤S1熔炼温度1340℃，熔炼35min；步骤S2将熔炼的合金在1400±10℃温度条件下通过离心浇注成粒径为0.75mm球形颗粒；步骤S3球磨4.5h，球磨成130μm的非均匀固溶体粉末。

实施例3

实施例3的制备方法同实施例1，区别在于原料配比不同，包括以下重量百分比的元素：Si：65％、Ba：5％、Ca：9％、Al：3％，Zr：3％，Re：1％，余量为Fe。

且其制备方法中，步骤S1熔炼温度1380℃，熔炼30min；步骤S2将熔炼的合金在1400±10℃温度条件下通过离心浇注成粒径为1mm球形颗粒；步骤S3球磨5h，球磨成80μm的非均匀固溶体粉末。

对比例1

HT300铸铁

对比例2

对比例2与实施例2基本相同，其区别在于，所述孕育剂中Re元素含量为0.5％。

对比例3

对比例3与实施例2基本相同，其区别在于，所述孕育剂中Re元素含量为5％。

对比例4

对比例4与实施例1基本相同，其区别在于，孕育剂制备方法为：

S1、合金熔炼：将硅铁、硅钡、硅钙、纯铝、纯锆和纯铼金属置于中频感应电炉内，在氩气氛围下熔炼，熔炼温度1300℃，熔炼40min，待炉底形成熔池后，取样进行光谱成分分析，分析元素含量，调整成分；

S2、浇注成型：将熔炼的合金在1400±10℃温度条件下通过离心浇注成粒径为0.5mm球形颗粒，立即置于液氮中冷却至室温，即为高强度合成铸铁孕育剂。

采用上述实施例1-3和对比例2-4的孕育剂制备合成铸铁，制备方法包括以下步骤：

P1、配料及熔炼：中频感应炉中先后加入增碳剂、废钢(Q235)、高纯生铁，升温至1500℃进行熔炼，获得原铁水；所述的增碳剂为低硫煅烧石油焦石墨化增碳剂，生产厂家是维苏威，型号为CARBONIN LSS，具体成分见表1。

P2、金属合金化；待熔炼的原料熔化后，分别向中频炉中加入锰铁、硅铁、铬铁、钼铁、镍板和铜板等调整铁水的化学成分；

P3、孕育处理及浇注；采用包内冲入法对步骤S2得到的铁水进行包内孕育处理，孕育处理温度为1430℃，孕育剂的用量为0.6％；搅拌均匀后静置1min；撇渣后浇注后自然冷却获得成品。

应用例 性能检测

采用上述实施例1-3和对比例2-4的孕育剂制备合成铸铁，对合成铸铁进行化学成分、机械性能、金相组织检测，其中化学成分检测结果如表2所示，机械性能和金相组织检测结果如表3～4所示，石墨形态和基体组织的金相照片如图1所示。

抗拉强度测定方法：参照中国标准GB-T 228-2002《金属材料室温拉伸试验方法》；

布氏硬度测定方法：参照中国标准GB231-84《金属硬度测试方法》；

石墨形态和铸造组织的金相组织测定：参照中国标准GB/T 7216-1987《铸铁的金相组织标准》。

熔铝腐蚀试验：将测试试件(试样尺寸为的圆柱)完全浸没于静态铝液中12h，铝液的温度为800℃，定时取样测定试件质量，计算腐蚀速率。

表1增碳剂的具体成分(质量分数，wt.％)

表2元素成分检测结果(wt％)

表3金相组织检测结果

表4力学性能检测结果

表5熔铝腐蚀试验检测结果

合成铸铁的力学性能与基体的组织和石墨的形态有关，采用本发明的孕育剂制备的合成铸铁由珠光体和铁素体形成并且具有小于1％的铁素体分数，石墨片全部为A型，石墨长度为4级，珠光体和A型石墨的综合作用使得合成铸铁金相组织、力学性能稳定优异，冶金质量好，耐蚀性能强，见表3～5。

以实施例2的孕育剂强化孕育制得的铸铁为例，石墨形态和基体组织的金相照片如图1所示，由图中可以看出，合成铸铁基体组织珠光体含量99.4％，珠光体的片间距相对细小，A型石墨片细小，弥散度高、均匀、弯曲，大尺寸石墨数量显著减少，石墨长度4级；且合成铸铁的抗拉强度和硬度均超过了HT300铸铁。这是因为本发明的孕育剂中加入了Zr和Re，有利于形成弥散、均匀、无方向性分布的A型石墨，且基体组织晶粒细小，一次结晶所形成的石墨片细致分散，铁素体含量低，珠光体含量高，因此，力学性能更优，耐蚀性更强。

对比例2～3相比于实施例1～3，Re元素含量低，不能很好的限制石墨延伸，形成的石墨较细长，石墨本身的强度较低，加之对基体的割裂作用增强，会大大降低灰铸铁的强度和弹性模量；但Re元素含量过高，过度的分布在一次结晶形成的A型石墨前端，使A型石墨生长困难，除了存在细小、弯曲的A型石墨，同时出现了点状的D、E型石墨，从而影响了灰铸铁中石墨的形态和尺寸，也不利于抗拉强度的提高。

对比例4相比于实施例1～3，采用常规的合金一起熔炼的方式制备孕育剂，其颗粒较大，表面活性低，导致成核率低，因此，铸铁性能相应降低，而若将其粉末成本申请的80～200μm，则团聚现象严重，分散性差，孕育效果变差，同样导致铸铁性能相应降低。

因此，孕育剂的原料配比只有在本发明的合理范围内才能使得合成铸铁基体组织由极高含量的细小珠光体组成，且弥散、均匀分布的石墨类型和长度单一，进而使得合成铸铁中各部位拉伸强度、韧性、硬度一致，金相组织、力学性能稳定优异；耐蚀性能、耐磨损能力强。

Claims (7)

1.一种高强度合成铸铁孕育剂，其特征在于，包括以下重量百分比的元素：Si：65-70％、Ba：5-10％、Ca：6-9％、Al：1-3％、Zr：3-6％、Re：1-3％，余量为Fe。

2.如权利要求1所述的高强度合成铸铁孕育剂，其特征在于，包括以下重量百分比的元素：Si：68％、Ba：8％、Ca：7％、Al：2％、Zr：4.5％、Re：2％，余量为Fe。

3.一种权利要求1或2所述的高强度合成铸铁孕育剂的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：

S1、合金熔炼：将硅铁、硅钡、硅钙、纯铝和纯锆金属置于中频感应电炉内，在氩气氛围下熔炼，待炉底形成熔池后，取样进行光谱成分分析，分析元素含量，调整成分；

S2、浇注成型：将熔炼的合金通过离心浇注成呈球形颗粒，立即置于液氮中冷却至室温；

S3、粉磨：在步骤S2的球形颗粒合金中加入纯铼金属，在氩气氛围下，球磨成80-200μm的非均匀固溶体粉末，为高强度合成铸铁孕育剂。

4.如权利要求3所述的高强度合成铸铁孕育剂的制备方法，其特征在于，步骤S1中，熔炼温度1300-1380℃，熔炼30-40min。

5.如权利要求3所述的高强度合成铸铁孕育剂的制备方法，其特征在于，步骤S2中，所述离心浇注温度为1400±10℃。

6.如权利要求3所述的高强度合成铸铁孕育剂的制备方法，其特征在于，步骤S2中，所述球形颗粒合金的粒径为0.5～1mm。

7.如权利要求3所述的高强度合成铸铁孕育剂的制备方法，其特征在于，步骤S3中，所述球磨时间4～5h。