CN113736947A - 一种球墨铸铁的制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种球墨铸铁的制备方法，包括熔炼、球化、孕育、浇注步骤，并且孕育过程中使用含Bi孕育剂；浇注得到的球墨铸铁的化学成分按重量百分比计为:碳:3.45‑3.70％，硅:3.6‑4.3％，锰:0.31‑0.58％，硫:0.05％以下，磷:0.05％以下，铋:0.0012‑0.005％，余量为Fe以及不可避免的杂质元素，并且硅含量[Si]与铋含量[Bi]满足750≤[Si]:[Bi]≤3000，制备得到的球墨铸铁具有优异的强度、韧性、延伸率，并且硬度适中，球化级别为1‑3级，石墨大小等级为6‑7级，基体组织为铁素体和珠光体。

Description

一种球墨铸铁的制备方法

技术领域

本发明涉及一种球墨铸铁的制备方法，该方法适用于高硅固溶强化型球墨铸铁，其制备得到的球墨铸铁兼顾了强度、韧性、延伸率和硬度，可以应用于车辆桥壳、差速器壳体、减速器壳体、转向节、行星架等产品。

背景技术

随着全社会对于节能减排的要求越来越高，车辆的轻量化已经成为一个很重要的发展趋势，这就要求车辆零部件用材料必须具有较高的力学性能，才能确保零件的轻薄化。

目前车辆的桥壳、差速器壳体等材料多选用QT450-10和QT500-7等球墨铸铁材料。但是这些材料难以兼顾强度、延伸率和韧性，如QT450-10延伸可以满足要求但强度不符合要求，QT500-7材料强度满足要求但延伸相差较远，通常使用这两种材料会使零件尺寸较大，重量较高，不利于整车轻量化要求，并且二者的韧性也较低，无法满足轻量化、重载荷、大功率工况使用。添加合金化元素如Cu、Ni、Mo虽然可以提高材料的强度，但是也无法兼顾各项力学性能之间的平衡，且合金化元素通常较为昂贵。因此要求开发一种高强度、高延伸率、高韧性、硬度理想且成本低的球墨铸铁材料的制备方法，以满足零件的轻量化高性能要求。

发明内容

本发明提供一种兼顾了强度、韧性、延伸率、硬度且成本较低的球墨铸铁的制备方法，该方法制备得到的材料可以应用于车辆桥壳、差速器壳体、减速器壳体、转向节、行星架等产品，无需添加贵重的元素Ni、Cu、Mo等，即可实现材料的高性能和零部件的轻量化。

本发明的技术目的是通过以下手段实现的。

一种球墨铸铁的制备方法，其特征在于，所述球墨铸铁的制备方法包括熔炼、球化、孕育、浇注步骤，并且孕育过程中使用含Bi的孕育剂；浇注得到的球墨铸铁的化学成分按重量百分比计为:碳:3.45-3.70％，硅:3.6-4.3％，锰:0.31-0.58％，硫:0.05％以下，磷:0.05％以下，铋:0.0012-0.005％，余量为Fe以及不可避免的杂质元素，并且硅含量[Si]与铋含量[Bi]满足750≤[Si]:[Bi]≤3000。

本发明的技术目的主要是依靠对制备过程中孕育剂的选择以及对球墨铸铁的成分及含量的调整实现的。

使用Si进行固溶强化，Si可以提高球墨铸铁的强度和硬度，但是强度的提高往往会带来延伸率的损失，而Mn也是强化和提高硬度的元素，Mn与Si的作用类似，但Mn容易生成碳化物，恶化延伸率和韧性，因此，控制Si:3.6-4.3％、Mn:0.31-0.58％，即采用高硅低锰的设计，这样强度、硬度的性能能够得到基本保证，并且合金化元素比较低廉。作为优选，Si为3.7-4.2％，Si更优选3.75-4.1％；Mn优选为0.35-0.55％，Mn更优选为0.40-0.50％。

但是在Si含量较高时，会导致球墨铸铁石墨碎块化，严重影响球墨铸铁的性能，现有技术认为通过采用含Bi的孕育剂，可以克服石墨碎块化的问题。本发明的发明人在生产过程中发现，在采用含Bi孕育剂的基础上，通过将Si和Bi的含量控制在一定的比例范围内，可以在防止石墨碎块化的同时获得高的韧性和延伸率。

基于以上认识，发明人完成了本发明。通过控制球墨铸铁的碳:3.45-3.70％，硅:3.6-4.3％，锰:0.31-0.58％来保证材料的强度和硬度，孕育过程中加入0.0012-0.005％的Bi可以防止石墨的碎块化，而通过限制特定的[Si]和[Bi]比例在750-3000，可以获得优异的延伸率和韧性的匹配。

通过控制孕育过程中Bi的加入量，在抑制石墨碎块化的基础上避免韧性和延伸率的降低。如果Bi的含量过高，则防止石墨碎块化的作用到达极限，并且其会急剧的恶化球墨铸铁的韧性和延伸率，对球墨铸铁的性能带来不利影响；Bi如果过低，则不能够有效的起到防止石墨碎块化倾向的效果，因此，限定Bi的含量范围为0.0012-0.005％，优选0.002-0.006％，更优选0.002-0.004％。

通过控制原料(包括生铁等含铁原料和球化剂、孕育剂)中Si的含量以及孕育过程中Bi的加入量，控制[Si]和[Bi]比例，如果[Si]和[Bi]比例超过3000或者低于750，即使Bi处于0.0012-0.005％的范围内，发现获得的球墨铸铁材料也无法兼顾满足本发明要求的延伸率和韧性，因此限制球墨铸铁的[Si]:[Bi]处于750-3000的范围内，作为优选的技术方案，控制球墨铸铁的硅含量[Si]与铋含量[Bi]满足1000≤[Si]:[Bi]≤2000，可以获得更为优异的延伸率和韧性性能。

具体的，本发明的球墨铸铁的制备方法包括如下步骤：

第一步、原料准备：按照设计成分和原料成分选择原料并计算配比，原料选择生铁、废钢、回炉料等，生铁为含硫、磷、锰量低的Q10或Q12生铁；

第二步、熔炼：采用中频感应电炉熔炼铁液，熔炼温度控制在1500℃±20℃出炉，

第三步、球化剂处理；球化剂可以是FeSiMg8RE3球化剂，采用冲入法进行球化处理；

第四步、孕育剂处理和浇注：采用二次孕育，首先，使用75SiFe进行包内孕育，之后，浇注并进行随流孕育，在随流孕育时使用硅铁铋孕育剂，硅铁铋孕育剂中Bi含量在0.1-2.5％，浇注完成得到球墨铸铁。

作为进一步的改进，控制所述球墨铸铁的碳含量[C]、硅含量[Si]与铋含量[Bi]进一步满足1500≤([C]+1/3[Si]):[Bi]≤2500，[C]+1/3[Si]实际代表了球墨铸铁的碳当量值CE，发明人发现，通过控制CE与[Bi]的比例，可以在确保优异延伸率和韧性性能的同时确保球墨铸铁具有优异的铸造性能和石墨化能力，铸造性能的改善可以有效的减少铸造缺陷，提高铸件的各项力学性能。

本发明的球墨铸铁其微观组织基体为珠光体和铁素体，优选的，珠光体的体积分数为40-60％，铁素体的体积分数为40-60％，球墨铸铁的球化等级为1-3级，石墨大小级别为6-7级。

通过成分以及含量和比例关系的优化，本发明获得的球墨铸铁的抗拉强度为550MPa以上，延伸率14％以上，室温冲击韧性50J/cm²以上，硬度170-230HB，优选抗拉强度600MPa以上，优选延伸率16％以上，优选室温冲击韧性70J/cm²以上，屈服强度优选380MPa以上。

本发明的制备方法有益效果如下。

充分利用廉价合金化元素并合理搭配含量，确保优异的强度和硬度性能。使用Si进行固溶强化，提高球墨铸铁的强度和硬度，降低强化元素Mn的含量，即采用高硅低锰的设计，无需添加昂贵的金属Cu、Ni、Mo等，也可以使强度、硬度的性能得到保证。

通过采用含Bi的孕育剂并控制其在一定范围内可以避免高硅球墨铸铁的石墨碎块化。并且，本发明的发明人发现通过将Si和Bi的含量控制在一定的比例范围内，可以在防止石墨碎块化的同时获得高的韧性和延伸率。

即，本发明的方法通过高硅低锰的元素设计并在孕育过程中引入微量微铋的元素，硅、锰、铋相互配合并限定特定的[Si]和[Bi]比，最终获得了高强度，高延伸率，高韧性，硬度适合的球墨铸铁材料，其特别适用于轻量化且大功率重载荷的工况条件，通过该制备方法获得制备球墨铸铁具有性能优异、成本低的特点。

本发明获得的球墨铸铁的抗拉强度为550MPa以上，延伸率14％以上，室温冲击韧性50J/cm²以上，硬度170-230HB。

具体实施方式

为使本领域普通技术人员充分理解本发明的技术方案和有益效果，以下结合具体的试验例做进行进一步说明。

按照设计成分进行球墨铸铁的制备，其中所有的P元素控制在0.025％±0.002％即为合格，所有的S元素控制在0.02％±0.002％即为合格。具体的制备方法如下。

第一步、化学成分设计：按照目标化学成分选择选用含硫、磷、锰量低的Q10生铁、废钢和回炉料等作为原料，并计算各个原料的用量。

第二步、中频炉熔炼：采用中频感应电炉将各个组分熔炼成铁液，铁液出炉温度1500±10℃。

第三步、球化处理：球化剂是采用FeSiMg8RE3球化剂，球化处理方法是采用冲入法进行球化处理，球化剂加入量为1.5％。

第四步、孕育处理和浇注：采用二次孕育，首先，铁水包内采用75SiFe孕育剂，加入量为0.3％，粒度为4-8mm；同时补加材料最终化学成分要求的锰铁；之后进行浇注并随流孕育，随流孕育剂为含Bi的硅铁铋孕育剂，其质量百分数为Si≥75％，Bi:1.0％；采用砂型铸造，浇注温度为1400±10℃，得到球墨铸铁。

对该方法制备得到的球墨铸铁进行化学成分分析，强度、延伸率、韧性、硬度的检测，同时进行微观组织的观察与分析。化学成分的分析、各项力学性能的测试以及微观组织的观察与分析均参照国家标准GB/T1348-2009及其援引的标准要求进行。试验编号1-21的球墨铸铁的化学成分的分析结果记录在表1中，力学性能测试以及微观组织观察分析的结果展示在表2中。

表1(各组分均为质量百分比，余量为Fe)

编号	C	Si	Mn	Bi	P	S	[Si]:[Bi]	([C]+1/3[Si]):[Bi]	类型
										1	3.62	3.77	0.42	0.0013	0.025	0.021	2900.00	3751.28	发明例
2	3.62	3.77	0.42	0.0024	0.024	0.019	1570.83	2031.94	发明例
										3	3.62	3.77	0.42	0.0045	0.026	0.02	837.78	1083.70	发明例
4	3.62	3.64	0.42	0.0024	0.026	0.022	1516.67	2013.89	发明例
										5	3.62	4.1	0.42	0.0024	0.025	0.019	1708.33	2077.78	发明例
6	3.48	4.21	0.42	0.0033	0.024	0.018	1275.76	1479.80	发明例
										7	3.57	3.65	0.42	0.0018	0.023	0.018	2027.78	2659.26	发明例
8	3.5	3.89	0.42	0.0026	0.025	0.019	1496.15	1844.87	发明例
										9	3.68	4.02	0.42	0.003	0.026	0.021	1340.00	1673.33	发明例
10	3.5	3.89	0.35	0.0026	0.024	0.019	1496.15	1844.87	发明例
										11	3.5	3.89	0.55	0.0026	0.023	0.021	1496.15	1844.87	发明例
12	3.5	3.89	<u>0.26</u>	0.0026	0.025	0.019	1496.15	1844.87	对比例
										13	3.5	3.89	<u>0.64</u>	0.0026	0.023	0.021	1496.15	1844.87	对比例
14	3.62	4.1	0.42	0.0013	0.025	0.019	<u>3153.85</u>	3835.90	对比例
										15	3.62	3.64	0.42	0.0049	0.026	0.021	<u>742.86</u>	986.39	对比例
16	3.62	<u>4.38</u>	0.42	0.0024	0.026	0.019	1825.00	2116.67	对比例
										17	3.62	<u>3.45</u>	0.42	0.0024	0.024	0.021	1437.50	1987.50	对比例
18	3.62	4.1	0.42	<u>0.0054</u>	0.023	0.019	759.26	923.46	对比例
										19	3.62	4.1	0.42	<u>0.0011</u>	0.025	0.022	<u>3727.27</u>	4533.33	对比例
20	<u>3.38</u>	3.64	0.42	0.0024	0.024	0.02	1516.67	1913.89	对比例
										21	<u>3.77</u>	3.64	0.42	0.0024	0.026	0.018	1516.67	2076.39	对比例

上述试验例中，编号1-11均是本发明的发明例。编号12-13的Mn含量不符合本发明的要求，编号14-15的[Si]:[Bi]不符合本发明的要求，编号16-17的Si含量不符合本发明的要求，编号18的Bi含量不符合本发明的要求，编号19的Bi含量和[Si]:[Bi]不符合本发明的要求、编号20-21的C含量不符合本发明的要求，因此，试验例编号12-21是本发明的对比例。

表2展示了试验例编号1-21的力学性能和微观组织情况。

表2

下面结合表1的化学成分和表2的力学性能及微观组织作进一步分析说明。

表1中编号1-11均是本发明的发明例，其满足本发明对于各元素含量的要求并且满足[Si]:[Bi]在750-3000范围内，各发明例在表2中的性能均能够满足本发明要求的抗拉强度为550MPa以上，延伸率14％以上，室温冲击韧性50J/cm²以上，硬度170-230HB；特别对于编号2、4-5、8-9，由于其还进一步满足[Si]:[Bi]在1000-2000范围内且([C]+1/3[Si]):[Bi]在1500-2500范围内，其抗拉强度均可达到600MPa以上，延伸率达到16％以上，室温冲击韧性70J/cm²以上。对于发明例10-11，虽然其也满足[Si]:[Bi]在1000-2000范围内且([C]+1/3[Si]):[Bi]在1500-2500范围内，由于发明例10的Mn含量较低，其强度达不到优选600MPa以上的水平，但是仍满足550MPa以上的要求，由于发明例11的Mn含量较高，其延伸率达不到16％以上的优选水平且韧性达不到70J/cm²以上的水平，但是仍符合本发明延伸率14％以上、韧性50J/cm²以上的要求。

各发明例的球化等级、石墨大小级别、金相结构也均符合本发明球化等级1-3级、石墨大小级别6-7级以及基体组织为珠光体+铁素体的要求。

下面结合表1和表2逐一分析本发明的对比例。

对比例12：虽然C、Si、P、S、Bi的含量以及[Si]:[Bi]比例均在本发明要求范围内，但Mn含量低于本发明的要求，通过表2的力学性能试验及微观组织分析证明，虽然其延伸率、韧性以及微观组织能够满足本发明要求，但是由于Mn是提高强度和硬度的元素，Mn过低导致其强度和硬度达不到本发明的要求。

对比例13：虽然C、Si、P、S、Bi的含量以及[Si]:[Bi]比例均在本发明要求范围内，但Mn含量高于本发明的要求，通过表2的力学性能试验及微观组织分析证明，虽然其强度以及微观组织能够满足本发明要求，但是由于Mn太高会恶化延伸率和韧性且其具有提高硬度的作用，导致其延伸率、韧性和硬度均达不到本发明的要求。

对比例14：虽然C、Si、Mn、P、S、Bi的含量均在本发明要求范围内，但[Si]:[Bi]高于本发明的要求，通过表2的力学性能试验及微观组织分析证明，虽然其强度和硬度以及微观组织能够满足本发明要求，但是其延伸率和韧性达不到本发明的要求，说明控制[Si]:[Bi]在合理的范围内对于获得优异的延伸率和韧性是重要的。

对比例15：虽然C、Si、Mn、P、S、Bi的含量均在本发明要求范围内，但[Si]:[Bi]低于本发明的要求，通过表2的力学性能试验及微观组织分析证明，虽然其强度和硬度以及微观组织能够满足本发明要求，但是其延伸率和韧性达不到本发明的要求，说明控制[Si]:[Bi]在合理的范围内对于获得优异的延伸率和韧性是重要的。

对比例16：虽然C、Mn、P、S、Bi的含量以及[Si]:[Bi]比例均在本发明要求范围内，但Si含量高于本发明的要求，通过表2的力学性能试验及微观组织分析证明，虽然其强度、韧性以及微观组织能够满足本发明要求，但是由于Si的过高会显著影响延伸率且其是提高硬度的元素，导致其延伸率和硬度达不到本发明的要求。

对比例17：虽然C、Mn、P、S、Bi的含量以及[Si]:[Bi]比例均在本发明要求范围内，但Si含量低于本发明的要求，通过表2的力学性能试验及微观组织分析证明，虽然其延伸率、韧性、硬度以及微观组织能够满足本发明要求，但是由于Si的过低会使得材料强度显著下降，导致其强度达不到本发明的要求。

对比例18：虽然C、Si、Mn、P、S的含量以及[Si]:[Bi]比例均在本发明要求范围内，但Bi含量高于本发明的要求，通过表2的力学性能试验及微观组织分析证明，虽然其强度、硬度以及微观组织能够满足本发明要求，但是由于Bi的过高会恶化延伸率和韧性，导致其延伸率和韧性达不到本发明的要求。

对比例19：虽然C、Si、Mn、P、S的含量均在本发明要求范围内，但Bi含量低于本发明的要求，并且由于Bi含量过低，导致以及[Si]:[Bi]超出本发明规定的上限3000，通过表2的力学性能试验及微观组织分析证明，虽然其强度、硬度、球化率以及基体组织能够满足本发明要求，但是由于Bi的过低，其对高硅条件下石墨碎块化的抑制不足，导致其延伸率、韧性、石墨大小级别均达不到本发明的要求。

对比例20：虽然Si、Mn、Bi、P、S的含量以及[Si]:[Bi]比例均在本发明要求范围内，但C含量低于本发明的要求，通过表2的力学性能试验及微观组织分析证明，虽然其延伸率、韧性、硬度以及微观组织能够满足本发明要求，但是由于C是主要的强化元素，C过低导致材料的强度达不到本发明的要求。

对比例21：虽然Si、Mn、Bi、P、S的含量以及[Si]:[Bi]比例均在本发明要求范围内，但C含量高于本发明的要求，通过表2的力学性能试验及微观组织分析证明，虽然其强度、硬度以及微观组织能够满足本发明要求，但是由于C在提高强度的同时会降低材料的韧性和延伸率，C过高导致材料的韧性和延伸率达不到本发明的要求。

通过上述发明例和对比例可以看出，Si对于强度和硬度具有较为重要的影响，过高则硬度和延伸率不满足发明要求，过低则强度不满足发明要求；Mn也是提高强度和硬度的元素，但是过高会导致延伸率下降且硬度过高，过低的强度和硬度不足；C是强化元素，但是过高会对延伸率和韧性带来不利影响，过低则材料的强度不足；Bi是防止石墨碎块化的元素，过高则会影响材料的延伸率和韧性，过低则无法起到防止石墨碎块化的作用，导致材料的各项力学性能下降；控制[Si]:[Bi]的比例在合理的范围内对于获得优异的延伸率和韧性的匹配是十分重要的。

并且，通过比对各个发明例，发现能够满足[Si]:[Bi]在1000-2000范围内且([C]+1/3[Si]):[Bi]在1500-2500范围内球墨铸铁其各项力学性能更加优异，说明碳当量与Bi元素含量的控制可以确保球墨铸铁内部缺陷控制较好，即反映出其铸造性能优异，控制([C]+1/3[Si]):[Bi]在1500-2500对于内部缺陷的改善是有利的，从而保证了高的综合力学性能。

以上实施例的说明只是用于帮助理解本发明的方法及其核心思想。应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以对本发明进行若干改进和修饰，这些改进和修饰也落入本发明权利要求的保护范围内。

对所公开的实施例的上述说明，使本领域专业技术人员能够实现或使用本发明。对于这些实施例的多种修改对本领域的专业技术人员来说是显而易见的，本文所定义的一般原理可以在不脱离本发明的精神或范围的情况下，在其它实施例中实现。因此，本发明将不会被限制于本文所示的这些实施例，而是要符合与本文所公开的原理和新颖特点相一致的最宽范围。

Claims (8)

1.一种球墨铸铁的制备方法，其特征在于，所述球墨铸铁的制备方法包括熔炼、球化、孕育、浇注步骤，并且孕育过程中使用含Bi孕育剂；浇注得到的球墨铸铁的化学成分按重量百分比计为:碳:3.45-3.70％，硅:3.6-4.3％，锰:0.31-0.58％，硫:0.05％以下，磷:0.05％以下，铋:0.0012-0.005％，余量为Fe以及不可避免的杂质元素，并且硅含量[Si]与铋含量[Bi]满足750≤[Si]:[Bi]≤3000。

2.根据权利要求1所述的一种球墨铸铁的制备方法，其特征在于，所述制备方法包括如下步骤：

第一步、原料准备：按照设计成分和原料成分选择原料并计算配比；

第二步、熔炼：采用中频感应电炉熔炼铁液；

第三步、球化剂处理；

第四步、孕育剂处理和浇注：采用二次孕育，首先，进行一次包内孕育，之后，浇注并进行随流孕育，在随流孕育时使用所述的含Bi孕育剂，浇注完成得到球墨铸铁。

3.根据权利要求1-2任一项权利要求所述的一种球墨铸铁的制备方法，其特征在于，所述球墨铸铁的铋含量为0.002-0.006％。

4.根据权利要求1-3任一项权利要求所述的一种球墨铸铁的制备方法，其特征在于，所述球墨铸铁的硅含量[Si]与铋含量[Bi]满足1000≤[Si]:[Bi]≤2000。

5.根据权利要求1-4任一项权利要求所述的一种球墨铸铁的制备方法，其特征在于，所述球墨铸铁的碳含量[C]、硅含量[Si]与铋含量[Bi]进一步满足1500≤([C]+1/3[Si]):[Bi]≤2500。

6.根据权利要求1-5任一项权利要求所述的一种球墨铸铁的制备方法，其特征在于，所述球墨铸铁的微观组织基体为珠光体和铁素体，珠光体的体积分数为40-60％，铁素体的体积分数为40-60％。

7.根据权利要求1-6任一项权利要求所述的一种球墨铸铁的制备方法，其特征在于，所述球墨铸铁的球化等级为1-3级，石墨大小级别为6-7级。

8.根据权利要求1-7任一项权利要求所述的一种球墨铸铁的制备方法，其特征在于，所述球墨铸铁的抗拉强度为550MPa以上，延伸率14％以上，室温冲击韧性50J/cm²以上，硬度170-230HB。