CN114058938A - 一种低温韧性优异的球墨铸铁及其应用 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种低温韧性优异的球墨铸铁及其应用，所述球墨铸铁的化学成分为：C：3.5‑3.9％、Si：1.6‑2.2％、Mn≤0.18％、Mg：0.03‑0.05％、RE：0.03‑0.06％、Bi：0.001‑0.005％、B：0.003‑0.008％，余量为Fe和不可避免的杂质，该球墨铸铁可应用于风力发电机的轮毂、齿轮箱、台架、底座等，或者应用于铁路机车的抱轴轴承盖、转向架轴箱、齿轮箱等。

Description

一种低温韧性优异的球墨铸铁及其应用
技术领域
本发明涉及一种低温韧性优异的球墨铸铁及其应用，该球墨铸铁具有优异的室温强度和低温韧性，该球墨铸铁特别适用于风力发电机的轮毂、齿轮箱、台架、底座等以及铁路机车的抱轴轴承盖、转向架轴箱、齿轮箱等对低温韧性要求较高的工况。
背景技术
球墨铸铁在轨道交通、风电、石油钻采等领域应用广泛。近年来，如穿行在高纬度、高寒区域的哈大高铁、兰新高铁等的开通以及风力发电机组越来越多的被设置在高纬度、高寒、极端环境区域，其对球墨铸铁的室温强度特性提出较高要求的同时，更要求应用于上述工况的球墨铸铁具有优异的低温韧性，特别是对-40℃低温韧性的要求越来越高。
QT400-18L低温球墨铸铁被视为应用于上述工况较为理想的材料，其-40℃的冲击韧性达到12J，室温抗拉强度达到400MPa，但是随着工况载荷逐步提高，如高铁机车速度越来越快、风电装机功率越来越高，其对球墨铸铁强度和低温韧性的要求也随之提高，常规的QT400-18L已经无法满足低温高寒地区的高载荷高速度要求。
为了解决上述问题，现有技术通常采用Ni、Cu等元素强化球墨铸铁，但是Ni和Cu均是提高球墨铸铁韧脆性转变温度的元素且具有稳定珠光体的作用，虽然可以提高球墨铸铁的室温强度，但是对于球墨铸铁的低温韧性极为不利，无法兼顾室温强度和低温韧性。
基于上述认识，提出一种可以兼顾室温强度和低温韧性的球墨铸铁，以充分适用于低温高寒、高速重载的应用工况。
发明内容
本发明提供一种兼顾了室温强度和低温韧性的球墨铸铁，适用于风力发电机的轮毂、齿轮箱、台架、底座等以及铁路机车的抱轴轴承盖、转向架轴箱、齿轮箱等对室温强度和低温韧性要求较高的工况，特别适用于低温高寒、高速重载区域工作的上述零部件。
本发明的技术目的是通过以下手段实现的。
本发明提供的一种低温韧性优异的球墨铸铁，其化学成分为：C：3.5-3.9％、Si：1.6-2.2％、Mn≤0.18％、Mg：0.03-0.05％、RE：0.03-0.06％、Bi：0.001-0.005％、B：0.003-0.008％，余量为Fe和不可避免的杂质。
下面介绍本发明的成分、含量及比例关系的设计原理。
C：碳是构成石墨组织的元素，具有强化石墨的作用，并且可以减小白口倾向，增加铁素体含量，改善球墨铸铁韧性，其有利于改善球墨铸铁的铁水流动性。碳对球墨铸铁的冲击韧性的影响在于：碳含量过高，组织中石墨球数、球径增加、增大，空位生长减小、聚集过程中的塑性形变减小，球铁断裂过程中的塑性形变能降低，表现为冲击功的下降。但含碳量过低时，材料的脆性转变温度将升高，对低温冲击韧性不利。本发明合适的C含量为3.5-3.9％，优选3.6-3.8％，更优选3.65-3.75％。
Si：硅是促进石墨化元素，且促进铁素体形成，阻碍珠光体生成。提高Si含量可增加强度，但降低冲击韧度。硅对球墨铸铁冲击韧性的影响有两面性。一方面，硅能显著提高铁素体基体球墨铸铁的韧脆转变温度，降低硅含量可获得较好的低温冲击韧性；另一方面，随着硅含量减少，球墨铸铁组织中铁素体量也会减少，将导致材料的塑性和韧性降低。但是综合整体来看，硅对低温韧性呈现了不利的影响，因此，应要求硅尽量的低。但是对于以往含Cu、Ni等珠光体形成元素的球墨铸铁而言，过低的Si会导致铁素体含量受到影响，所以低Si并不现实。本发明在不含有Cu、Ni等元素的基础上，获得了可以确保低温韧性优异的低硅球墨铸铁。本发明中Si的含量限定为1.6-2.2％，优选为1.7-2.1％，更优选1.8-2.0％。
Mn：锰的增加将导致球墨铸铁的韧脆转变温度的提高，其促进基体中碳化物和珠光体的形成，对冲击韧性，特别是低温条件下的冲击韧性产生非常不利的影响。因此，要求Mn含量越低越好，本发明限定Mn为0.18％以下，更优选0.15％以下、特别优选0.1％以下且越低越好，但是出于原料条件和经济性考虑，可以接受Mn在0.01％以上的含量含有。
Mg：镁是球化元素，适量的镁对于低温韧性是有利的。镁过高对韧性有不利影响，低温冲击功下降、夹渣和缩松倾向增大，力学性能受影响，镁过低则球化效果不足。本发明的Mg量限定为0.03-0.05％时，可以获得较好的球化率和低温韧性能，优选0.035-0.045％。
RE：稀土起辅助球化作用，镁起主要球化作用，同时起脱硫去气、净化铁液、抗球化干扰元素的反球化作用，RE含量过低则球化和抗球化干扰元素的作用效果不够明显，RE含量过高则容易使组织产生珠光体倾向，并且容易产生氧化物、硫化物夹杂等，严重降低球墨铸铁的各项力学性能。通常来说稀土的添加量在0.03％以下。而对于本发明有意的添加了微量球化干扰元素B和Bi的基础上，本发明略微提高RE的含量，消除Bi和B干扰球化的危害，本发明的RE添加量为0.03-0.06％，优选0.035-0.055％，更优选0.04-0.05％。
Bi：添加微量的铋，加入铋有利于石墨的细化和均匀化。Bi对铁素体基体影响不大且能够显著改善石墨的形态并细化组织，从而提高球墨铸铁的低温韧性和室温强度。但是Bi是干扰球化的元素，过高则容易生成片状石墨且球化率难以得到保证，过低则细化和均匀化效果难以保证。本发明通过有意的引入Bi并且略微提高RE的添加量，消除Bi干扰球化的危害的同时确保了Bi细化石墨和确保石墨均匀化的作用，有利于球墨铸铁获得优异的室温强度和低温韧性，本发明的Bi含量设定为0.001-0.005％，优选0.002-0.004％，更优选0.0025-0.0035％。
B：微量的硼能够促进石墨化并细化石墨；同时微量硼是提高强度的有利元素。微量的硼对铁素体基体影响不大且能够显著改善石墨的形态并细化组织，使球墨铸铁可以兼顾室温强度和低温冲击韧性。同样的，B也是干扰球化的元素，为了消除添加B带来的干扰球化的劣势，本发明略微提高了RE的添加量，可以在确保B有利作用的基础上避免B对球化的干扰，有利于球墨铸铁获得优异的室温强度和低温韧性，本发明的B含量设定为0.003-0.008％，优选0.004-0.007％，更优选0.0045-0.0065％。
本发明中，作为不可避免的杂质元素，非穷举的可以列举为P、S，二者的含量分别限定为P：0.05％以下、S：0.03％以下，杂质的含量越低越好，但是对原料和冶炼的要求更高，导致成本会上升，综合考虑优选P：0.03％以下，S：0.02％以下。
P：磷是有害元素，容易在球墨铸铁中发生偏析，形成磷共晶，使球墨铸铁的韧脆转变温度显著升高，使球墨铸铁的低温韧性急剧下降，因此，控制P在0.05％以下，优选0.03％以下，更优选0.02％以下，特别优选0.015％以下和0.01％以下。
S：硫与磷同为有害元素，是强烈的反球化元素之一，其消耗铁液中的球化元素镁和稀土，降低球化率，间接影响产品性能。低的S对于控制铸造缺陷也是有利的。为保证良好的球化效果和低的铸造缺陷，本发明限定S在0.02％以下，优选0.01％以下，更优选0.008％以下。
上述球墨铸铁的铸态力学性能可以达到：室温抗拉强度为460MPa以上，室温延伸率18％以上，室温屈服强度280MPa以上，-40℃冲击韧性20J/cm2以上，所述球墨铸铁的石墨大小等级6-7级，球化等级1-2级，基体组织为铁素体。本发明的球墨铸铁在铸态即拥有优异的室温强度和低温韧性，可以在以铸态直接应用，缩短了生产工序降低了工艺成本。也可以在退火处理后使用，退火处理后，室温强度略有降低，但是延伸率和-40℃冲击韧性将会上升，本领域技术人员可以结合具体的应用工况选择。
另外，在以上方案取得的技术效果的基础上，本发明的发明人进一步发现，通过控制球墨铸铁中B和Bi在合适的比例，对于获得最优的室温强度和低温韧性匹配是十分有利的。由此，本发明进一步控制B/Bi为1-3，优选1.2-2.5，其对于获得铸态球墨铸铁室温抗拉强度为480MPa以上，室温延伸率18％以上，室温屈服强度300MPa以上，-40℃冲击韧性22J/cm2以上是有利的。
本发明的有益效果如下。
本发明的球墨铸铁通过添加微量的B和Bi并且略微提高RE的含量，获得优异的室温强度和低温韧性，无需添加强化元素、珠光体形成元素Ni、Cu且降低了Si含量，不会对低温韧性带来恶化影响，且能够保证室温强度。添加微量的铋，有利于石墨的细化和均匀化，铋对铁素体基体影响不大且能够显著改善石墨的形态并细化组织，从而提高球墨铸铁的低温韧性和室温强度。微量的硼能够促进石墨化并细化石墨，同时微量硼是提高强度的有利元素，微量的硼对铁素体基体影响不大且能够显著改善石墨的形态并细化组织，使球墨铸铁可以兼顾室温强度和低温冲击韧性。虽然B和Bi是干扰球化的元素，但是本发明在有意的添加了微量B和Bi同时略微提高了RE的含量，消除了Bi和B干扰球化的危害，确保了Bi和B作用的充分发挥而不会影响球化。综上，本发明通过合理控制RE、Bi、B的含量配合，确保球墨铸铁可以兼顾室温强度和低温韧性。
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造，其中所有的P元素控制在0.015％±0.002％即为合格，所有的S元素控制在0.01％±0.002％即为合格。具体的制造方法如下。
第一步、化学成分设计：按照目标化学成分选择选用高纯生铁、优质碳素废钢和回炉料等作为原料，并计算各个原料的用量，高纯生铁要求：Si＜0.3％、Mn＜0.2％、P＜0.02％、S＜0.015％。
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，铁液温度1480±5℃进行取样分析，铁液成分合格后在1505±5℃出炉，准备球化。
第三步、球化处理：球化剂采用粒度5-15mm的稀土镁硅球化剂，球化处理方法是采用冲入法进行球化处理，球化温度1450-1480℃，球化过程中采用氩气保护，球化完毕后扒除浮渣。
第四步、孕育处理和浇注：浇注温度控制在1360-1380℃，采用粒度0.3-0.5mm的硅铁铋孕育剂进行瞬时随流孕育；采用砂型铸造，浇注得到球墨铸铁试验样品，每炉样品浇注三个试样。
对浇注得到的其中一个球墨铸铁试样进行化学成分分析，强度、延伸率(塑性)检测同时进行微观组织的观察与分析，对三个试样均进行-40℃低温冲击韧性性能的检测并求出平均值，试样采用V型缺口。化学成分的分析、室温强度、室温延伸率(塑性)、低温韧性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1-24的球墨铸铁的化学成分的分析结果记录在表1中，各项力学性能测试及组织观察的结果展示在表2中。
表1(各组分均为质量百分比，余量为Fe)
编号 C Si Mn Mg RE B Bi B/Bi 类型
1 3.52 2.17 0.12 0.036 0.042 0.0037 0.0043 0.86 发明例
2 3.57 1.78 0.13 0.033 0.035 0.0048 0.0015 3.20 发明例
3 3.63 2.08 0.08 0.041 0.048 0.0042 0.0022 1.91 发明例
4 3.66 1.92 0.11 0.044 0.053 0.0053 0.0017 3.12 发明例
5 3.68 2.01 0.13 0.047 0.057 0.0063 0.0029 2.17 发明例
6 3.71 1.86 0.14 0.038 0.032 0.0058 0.0027 2.15 发明例
7 3.74 1.79 0.09 0.043 0.039 0.0076 0.0048 1.58 发明例
8 3.75 2.12 0.12 0.034 0.045 0.0032 0.0034 0.94 发明例
9 3.78 1.73 0.1 0.046 0.042 0.0045 0.0038 1.18 发明例
10 3.81 1.67 0.08 0.036 0.034 0.0056 0.0031 1.81 发明例
11 3.85 1.62 0.11 0.042 0.041 0.0065 0.0025 2.60 发明例
12 3.88 1.96 0.09 0.037 0.046 0.0047 0.0028 1.68 发明例
13 3.52 2.17 0.12 0.036 0.042 <u>0.0093</u> 0.0043 2.16 对比例
14 3.52 2.17 0.12 0.036 0.042 <u>0.0019</u> 0.0043 0.44 对比例
15 3.71 1.86 0.14 0.038 0.032 0.0058 <u>0.0006</u> 9.67 对比例
16 3.71 1.86 0.14 0.038 0.032 0.0058 <u>0.0067</u> 0.87 对比例
17 3.75 2.12 0.12 0.034 <u>0.018</u> 0.0032 0.0034 0.94 对比例
18 3.75 2.12 0.12 0.034 <u>0.071</u> 0.0032 0.0034 0.94 对比例
19 3.66 <u>1.48</u> 0.11 0.044 0.053 0.0053 0.0017 3.12 对比例
20 3.66 <u>2.41</u> 0.11 0.044 0.053 0.0053 0.0017 3.12 对比例
21 <u>3.37</u> 2.01 0.13 0.047 0.057 0.0063 0.0029 2.17 对比例
22 <u>4.05</u> 2.01 0.13 0.047 0.057 0.0063 0.0029 2.17 对比例
23 3.63 2.08 0.08 <u>0.018</u> 0.048 0.0042 0.0022 1.91 对比例
24 3.63 2.08 0.08 <u>0.065</u> 0.048 0.0042 0.0022 1.91 对比例
上述试验例中，编号1-12的成分以及元素比例元素均符合本发明的要求，均是本发明的发明例。13-24的球墨铸铁其成分中有一个元素不符合本发明的含量要求，因此，试验例编号13-24是本发明的对比例。
表2展示了试验编号1-24的力学性能和微观组织情况，表2中的抗拉强度、屈服强度、延伸率分别代表室温抗拉强度、室温屈服强度、室温延伸率。
表2
Figure BDA0003365282760000081
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1-12均是本发明的发明例，其满足本发明对于各元素含量以及比例的要求。各发明例的球墨铸铁在表2中的铸态力学性能均可以达到：室温抗拉强度为460MPa以上，室温延伸率18％以上，室温屈服强度280MPa以上，-40℃冲击韧性20J/cm2以上，石墨大小等级6-7级，球化等级1-2级，基体组织为铁素体；特别是对于B/Bi在1-3范围内的发明例3、5-7、9-12，各发明例的球墨铸铁铸态力学性能均可以达到：室温抗拉强度为480MPa以上，室温延伸率18％以上，室温屈服强度300MPa以上，-40℃冲击韧性22J/cm2以上，说明控制合理的B/Bi在合理范围内，对于获得更优异的室温强度和低温韧性匹配是十分有利的。
下面结合表1和表2逐一分析本发明的对比例。
对比例13是发明例1的对比例，其提高了发明例1中的B含量，B含量过高会对石墨的球化产生严重干扰，适量的RE已经无法消除B产生的干扰作用，球化率的下降将会显著恶化球墨铸铁的各项力学性能，导致球墨铸铁的室温抗拉强度、室温屈服强度、室温延伸率和-40℃低温韧性无法满足发明的要求，且B的干扰作用导致球化率和石墨大小级别也无法符合本发明的要求，说明合理的B含量对于确保球墨铸铁的室温抗拉强度、室温屈服强度、室温延伸率、-40℃低温韧性、球化率、石墨大小级别是十分重要的。
对比例14是发明例1的对比例，其降低了发明例1中的B含量，B含量过低则促进石墨化和细化石墨的效果不足，球墨铸铁的力学性能无法得到有效保证，导致球墨铸铁的室温抗拉强度、室温屈服强度、-40℃低温韧性无法满足发明的要求，但是由于足量的RE和Mg的存在，球化率和石墨大小级别仍可以得到保证，其各项力学性能仍能够满足QT400-18L的要求，可见合理的B含量对于确保球墨铸铁的室温抗拉强度、室温屈服强度、-40℃低温韧性是十分重要的。
对比例15是发明例6的对比例，其降低了发明例6中的Bi含量，Bi含量过低石墨的细化和均匀化效果不足，球墨铸铁的力学性能无法得到有效保证，导致球墨铸铁的室温抗拉强度、室温屈服强度、-40℃低温韧性无法满足发明的要求，但是由于足量的RE和Mg的存在，球化率和石墨大小级别仍可以得到保证，其各项力学性能仍能够满足QT400-18L的要求，可见合理的Bi含量对于确保球墨铸铁的室温抗拉强度、室温屈服强度、-40℃低温韧性是十分重要的。
对比例16是发明例6的对比例，其提高了发明例6中的Bi含量，Bi是干扰球化的元素，过高则容易生成片状石墨且球化率难以得到保证，异型石墨形态的增多和球化率的降低将会显著恶化球墨铸铁的各项力学性能，导致球墨铸铁的室温抗拉强度、室温屈服强度、室温延伸率和-40℃低温韧性无法满足发明的要求，且Bi的干扰作用导致球化率和石墨大小级别也无法符合本发明的要求，说明合理的Bi含量对于确保球墨铸铁的室温抗拉强度、室温屈服强度、室温延伸率、-40℃低温韧性、球化率、石墨大小级别是十分重要的。
对比例17是发明例8的对比例，其降低了发明例8中的RE含量，RE起到促进球化且能够消除抗球化干扰元素的反球化作用，而发明例8有意的添加了一定量的球化干扰元素B和Bi，RE含量过低使得B和Bi的干扰球化作用显著发挥，球墨铸铁的球化能力急剧下降，导致球墨铸铁的力学性能急剧恶化，导致球墨铸铁的室温抗拉强度、室温屈服强度、室温延伸率、-40℃低温韧性、球化率、石墨大小级别无法满足本发明的要求，说明合理的RE含量对于确保球墨铸铁的室温抗拉强度、室温屈服强度、室温延伸率、-40℃低温韧性、球化率、石墨大小级别是十分重要的。
对比例18是发明例8的对比例，其提高了发明例8中的RE含量，RE是珠光体形成元素，由于RE含量过高，球墨铸铁的组织中已经出现了珠光体组织，并且稀土与氧、硫等结合能力强，容易产生氧化物、硫化物夹杂等，严重降低球墨铸铁的各项力学性能，导致球墨铸铁的室温抗拉强度、室温屈服强度、室温延伸率、-40℃低温韧性无法满足本发明的要求，说明合理的RE含量对于确保球墨铸铁的室温抗拉强度、室温屈服强度、室温延伸率、-40℃低温韧性、基体组织是十分重要的。
对比例19是发明例4的对比例，其降低了发明例4中的Si含量，Si是铁素体形成元素和石墨化促进元素，Si过低导致球墨铸铁的组织中已经出现了珠光体组织且石墨大小级别恶化，且Si是促进强化元素且对低温韧性不利，过低的Si虽然可以确保球墨铸铁的-40℃低温韧性和室温延伸率能够符合发明的要求，但是球墨铸铁的室温抗拉强度和室温屈服强度下降明显，已经低于本发明要求的下限，说明合理的Si含量对于确保球墨铸铁的室温抗拉强度、室温屈服强度、石墨大小级别、基体组织是十分重要的。
对比例20是发明例4的对比例，其提高了发明例4中的Si含量，然而，Si提高强度的同时会导致球墨铸铁的室温延伸率和-40℃低温韧性下降明显，导致球墨铸铁的室温延伸率、-40℃低温韧性无法满足本发明的要求，说明合理的Si含量对于确保球墨铸铁的室温延伸率、-40℃低温韧性是十分重要的。
对比例21是发明例5的对比例，其降低了发明例5中的C含量，然而，C是确保铁素体含量其改善球墨铸铁韧性的元素，且具有强化石墨的作用，C含量过低导致球墨铸铁的组织中已经出现了珠光体组织，虽然C过低导致球墨铸铁的室温延伸率有所提高，但是其-40℃低温韧性和室温抗拉强度和室温屈服强度明显下降，已经低于本发明要求的下限，说明合理的C含量对于确保球墨铸铁的室温抗拉强度、室温屈服强度、-40℃低温韧性、基体组织是十分重要的。
对比例22是发明例5的对比例，其提高了发明例5中的C含量，然而，C是强化石墨的元素，但过高则导致低温韧性和塑性急剧下降，由于C含量过高，导其室温延伸率、-40℃低温韧性不能符合本发明的要求，而球化率和石墨大小级别虽然符合本发明的要求，但是由于C过高其球化率和石墨大小级别也相对于发明例5出现了恶化，说明合理的C含量对于确保球墨铸铁的室温延伸率、-40℃低温韧性、球化率和石墨大小级别是十分重要的。
对比例23是发明例3的对比例，其降低了发明例3中的Mg含量，然而，镁是球化元素，镁含量过低则球化效果得不到保证，导致球墨铸铁的各项力学性能受到影响，其室温抗拉强度、室温屈服强度、室温延伸率、-40℃低温韧性、球化率无法满足本发明的要求，说明合理的Mg含量对于确保球墨铸铁的室温抗拉强度、室温屈服强度、室温延伸率、-40℃低温韧性、球化率是十分重要的。
对比例24是发明例3的对比例，其提高了发明例3中的Mg含量，然而，镁过高对韧性有不利影响，低温冲击功下降、夹渣和缩松倾向增大，力学性能受影响，其室温抗拉强度、室温屈服强度、室温延伸率、-40℃低温韧性无法满足本发明的要求，说明合理的Mg含量对于确保球墨铸铁的室温抗拉强度、室温屈服强度、室温延伸率、-40℃低温韧性是十分重要的。
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 (10)

1.一种低温韧性优异的球墨铸铁，其特征在于，所述球墨铸铁的化学成分为：C：3.5-3.9％、Si：1.6-2.2％、Mn≤0.18％、Mg：0.03-0.05％、RE：0.03-0.06％、Bi：0.001-0.005％、B：0.003-0.008％，余量为Fe和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的一种低温韧性优异的球墨铸铁，其特征在于，所述球墨铸铁的B含量和Bi含量满足B/Bi＝1-3。
3.根据权利要求1-2任一项权利要求所述的一种低温韧性优异的球墨铸铁，其特征在于，所述球墨铸铁的B含量和Bi含量满足B/Bi＝1.2-2.5。
4.根据权利要求1-3任一项权利要求所述的一种低温韧性优异的球墨铸铁，其特征在于，所述C含量为3.6-3.8％。
5.根据权利要求1-4任一项权利要求所述的一种低温韧性优异的球墨铸铁，其特征在于，所述Si含量为1.7-2.1％。
6.根据权利要求1-5任一项权利要求所述的一种低温韧性优异的球墨铸铁，其特征在于，所述B含量为0.004-0.007％。
7.根据权利要求1-6任一项权利要求所述的一种低温韧性优异的球墨铸铁，其特征在于，所述Bi含量为0.002-0.004％。
8.根据权利要求1-7任一项权利要求所述的一种低温韧性优异的球墨铸铁，其特征在于，所述球墨铸铁的铸态力学性能为：室温抗拉强度为460MPa以上，室温延伸率18％以上，室温屈服强度280MPa以上，-40℃冲击韧性20J/cm2以上。
9.根据权利要求1-8任一项权利要求所述的一种低温韧性优异的球墨铸铁，其特征在于，所述球墨铸铁的石墨大小等级6-7级，球化等级1-2级，基体组织为铁素体。
10.权利要求1-9任一项权利要求所述的一种低温韧性优异的球墨铸铁的应用，其特征在于：所述球墨铸铁应用于风力发电机的轮毂、齿轮箱、台架、底座等，或者应用于铁路机车的抱轴轴承盖、转向架轴箱、齿轮箱等。
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