大尺寸行車行走輪石墨化及正火控冷工藝優化研究

姚建華，黃 誠

（1.合肥通用職業技術學院 教務處，安徽 合肥 230031；2.安徽合力股份有限公司 合肥鑄鍛廠，安徽 合肥 230022）

行車行走輪是行車裝備中的關鍵承力部件之一，要求有較高的綜合性能和加工工藝性能。球墨鑄鐵近年來在鑄造性能和力學性能方面取得了長足的進步，通過熱處理改變基體組織和石墨形態，可以進一步改善力學性能，因此在行業領域以石墨鑄鐵代替鋼質鍛件得到了越來越廣泛的應用。由于鑄態球墨鑄鐵的組織珠光體含量低，在力學性能上，尤其是強度上不能滿足行車行走輪的設計要求，在行走輪制造上，需要經過熱處理提升基體組織中珠光體的含量，增加球墨鑄鐵強度。當前，國內外行走輪的研究主要集中于常用中、小尺寸行走輪受力、結構強度等方面的失效原因分析和質量控制措施，對于高負載、大尺寸行走輪的力學性能控制研究尚存在欠缺，本文試圖為相關領域的研究提供借鑒。

當前鑄造類行車行走輪多采用正火熱處理，正火冷卻方式多采用風冷。由于行走輪厚度和直徑的差別，使得產品在正火過程中的加熱溫度和冷卻速度均存在區別，為行走輪的鑄造與熱處理生產帶來困難。

本文中行走輪直徑為680 mm，有效厚度40 mm，單重216.3 千克。要求熱處理后抗拉強度≥700 MPa，延伸率≥3%，硬度滿足235-285HBW。文章在常規正火工藝的基礎上，從球墨鑄鐵的鑄造工藝、化學成分、基體組織、正火加熱溫度以及在鑄造和熱處理控冷狀態下的冷卻速度等方面分析導致力學性能不足的原因，并根據分析結果調整鑄造球化工藝、正火冷卻介質，最終優化了? 680mm行走輪的制造工藝及參數。

1 試驗材料與檢測方法

使用SPECTROLAB 直讀光譜儀檢測化學成分，行走輪材料化學成分見表1。通過XJG-05 型金相顯微鏡檢測微觀組織，并根據GB/T9441—2021《球墨鑄鐵金相檢驗》確定珠光體組織比重。采用HBRVU-187.5布洛維光學硬度計檢測硬度。在行走輪的輪輻和輪緣位置各取三組試塊，加工成5 倍徑標準拉伸試棒，在SANS SHT-4605 型電液伺服萬能材料試驗機上進行拉伸試驗，測試試棒力學性能。

表1 行走輪化學成分

2 工藝方案與檢測結果

根據生產經驗，初步擬定鑄造和熱處理工藝方案。行走輪采用中頻電爐熔煉，潮模砂鑄型生產。在熱處理階段，使用RT11-180-9 型臺車加熱，隨爐升溫至850℃保溫3小時出爐，采用3臺風扇單側風冷約30分鐘，再經540℃回火保溫4小時出爐空冷。

正火后，對6 個試樣進行力學性能檢測，行走輪力學性能參數見表2。

表2 行走輪力學性能

輪緣1、輪緣2、輪緣3 試樣硬度、抗拉強度沒有達到要求的參數范圍；輪緣斷后伸長率處于下限，裕度較小。力學性能測試結果不滿足要求。

3 工藝方案優化

3.1 石墨化工藝調整

球墨鑄鐵的組織由石墨球和基體構成，石墨球化等級、大小以及基體的構成均可對力學性能產生影響，石墨化是影響球墨鑄鐵力學性能的重要因素。球墨鑄鐵中石墨球的形態對力學性能有很大的影響，提高組織中石墨球化效果，有利于獲得較高的圓整度，球狀石墨因各個方向受力均勻，對基體的割裂作用最小，可以獲得較高的綜合力學性能。C 和Si 是促進石墨化的元素，C 可促進Mg 的吸收，改善球化，提高石墨球的圓整度。Si能明顯促進石墨化，增加鐵素體，改善球墨鑄鐵的塑性和韌性。Cu 是石墨化或弱石墨化的元素，其能力約為Si 的1/5，Cu 在共晶轉變時能促進石墨化，減少白口傾向。在不漂浮的前提下，盡可能提高碳當量，可提高球化率，增加石墨圓整度及石墨球數。通過碳當量計算公式CE=［C+0.3（Si+P）］%，代入行走輪化學成分計算得出CE 為4.34%，為過共晶成分，有利于石墨化。

實際生產中曾出現過硬度合格，而球化率不合格導致的力學性能不達標情況。根據GB/T9441-2021《球墨鑄鐵金相檢驗》要求，行走輪球化等級應控制在2-3 級，才能獲得滿足要求的力學性能。原工藝方案鑄造結果顯示，行走輪石墨球化為3 級、大小5-6 級，見圖1，鑄造工藝符合要求，石墨球化效果良好，基本滿足要求，但石墨的圓整度尚顯不足，導致輪緣斷后伸長率處于下限。

圖1 行走輪球化照片

為改善石墨球的球化等級與大小，選擇Fe-Si75 硅鐵合金孕育劑，粒度0.8mm，孕育劑加入量比重由1.3%調整為1.8%，有效地降低鐵液中碳化物的形成，增加石墨球形核率，促進石墨球充分生長，并采用鑄造控冷，在共晶轉變時增加冷卻速度等方式提高石墨球的圓整度。調整后的鑄件，經檢測，輪緣表面為球化2級，石墨大小5級，石墨球圓整度明顯提高，見圖2。

圖2 工藝調整后的行走輪球化照片

3.2 鑄造控冷工藝分析

工件澆鑄成型后的冷卻方式直接影響工件的組織和性能，分為隨型冷卻、開箱埋砂冷卻、開箱空冷、開箱風冷等。鑄態要獲得高強度的球墨鑄鐵工件，除材料合金化外，控制冷卻也是必備條件之一。有研究表明，開箱時間影響曲軸鑄件的基體組織中珠光體含量及鑄件力學性能，鑄態QT950-4的實現需要嚴格保證開箱時間。

因此，在澆鑄階段，除去工件表面浮砂后，提前開箱時間，砂型緩冷由4 小時減少到2.5 小時，然后開箱控制冷卻（冬春季增加風冷或夏秋季增加噴霧冷卻），提升了冷卻速度，使珠光體在鼻點轉變溫度處獲得較大冷卻速度，獲得均勻細小的珠光體，也可滿足技術要求，力學性能指標見表3，可實現球墨鑄鐵行走輪鑄態QT700-3 生產。但是硬度比熱處理正火硬度偏低10-20HBW，抗拉強度和斷后伸長率余量不足，批量生產過程中，性能穩定性不高，不適于生產該批次行走輪。

表3 鑄態控冷后行走輪力學性能

3.3 正火工藝優化

球墨鑄鐵要求的高強度、高韌性主要受基體組織的影響。球墨鑄鐵在正火狀態下，基體組織主要為珠光體和鐵素體組織。在基體組織抗拉強度上，珠光體可高出鐵素體50%以上。從工藝方案結果看，強度和硬度達不到要求，主要是珠光體在基體組織中的占比不足導致的，因此，需要改變熱處理工藝，提升基體珠光體含量，達到設計性能要求。

3.3.1 Cu元素對正火加熱溫度的影響

球墨鑄鐵的正火工藝有兩種，一種為高溫完全奧氏體化正火，正火溫度一般為900-940 ℃。高溫加熱下，C 充分溶入奧氏體組織形成完全奧氏體，正火冷卻后，形成的含C量較高的珠光體組織，其可改善鑄件的可加工性，提高強度、硬度、耐磨性，也可降低自由滲碳體含量。但是，高溫奧氏體組織溶C 量較高，正火冷卻后的珠光體組織含C 量也較高，使得球鐵件塑性下降明顯；另一種為中溫部分奧氏體化正火，正火溫度一般為800-860 ℃，其可獲得較高的綜合力學性能，特別是塑性和韌性。

球墨鑄鐵化學成分通常為含C量3.0%-4.0%，含Si量1.8%-3.2%，含Mn、P、S總量不超過3.0%和適量的Cu、Mg等球化元素。Cu對基體有強烈珠光體化的作用，是Mn 元素作用的3 倍，Cu 的熔點低且在熔化過程不燒損而被廣泛應用，特別是在含Cu量小于1.5%的范圍。其原理是在共析轉變時，由于Cu 原子在奧氏體中的固溶度較高，使得C 原子的擴散析出變得不容易；同時Cu原子在基體、石墨之間的界面富集，富集層使得C 原子的擴散受阻，破壞牛眼狀鐵素體的生核基底，減少或完全抑制鐵素體的形成，從而促進基體珠光體化，改善斷面組織及性能的均勻性［1］。相關研究顯示，在C含量3.65%±0.05%，Si 含量2.45%±0.1% 時，加入0.55%-0.65%Cu，可鑄態獲得穩定的QT600-7 橋殼。在C 含量3.6%-3.7%，Si 含量2.4%-2.6%時，加入0.9%-1.0%Cu，可鑄態獲得穩定的QT700-2曲軸。在C 含量3.5%-3.6%，Si 含量2.3%-2.4%時，加入0.8%-0.9%Cu、0.35%-0.4%Ni，可在鑄態下獲得穩定的QT800-5支架。在其它成分不變的情況下，Cu含量在0.4%-0.9%范圍內，抗拉強度均在800 MPa 以上，伸長率在4.4% 以上，達到QT800-3標準［1-4］。

常規球墨鑄鐵在800-860 ℃的中溫正火加熱溫度下，獲得不完全奧氏體組織，在球墨鑄鐵中加入Cu，可以有效地擴大奧氏體相區，獲得完全奧氏體。有研究表明含Cu 的球墨鑄鐵行走輪，在850 ℃中溫正火時，達到完全正火的狀態。同時，共析轉變點左移，冷卻轉變形成較低含C量的珠光體，在具備高強度的同時，塑性、韌性得以提高。

球墨鑄鐵經過微合金化，在中溫正火下，可以獲得高強度、高塑性。一般含Cu 球墨鑄鐵件在850 ℃中溫正火后，可以獲得95%的珠光體，抗拉強度以及斷后伸長率均滿足要求，且有一定富余，硬度值范圍為240-270HBW，滿足技術要求。有研究表明，將正火加熱溫度增加至860 ℃上限時，同樣獲得95%的珠光體，抗拉強度和斷后伸長率基本滿足要求。但是，由于溫度增加10 ℃，冷卻后，珠光體含C 量增加，硬度值可達282HBW，工件硬度偏高，切削加工性能較差［5］。因此，Cu 含量為0.43%的鑄鐵行走輪，綜合考慮正火熱處理能耗成本、綜合力學性能指標和技術要求，中溫850℃的正火加熱溫度是合適的。

3.3.2 熱處理控冷

實際生產中，正火的冷卻介質選擇，可改變冷卻速度，對于減少鐵素體的形成，增加珠光體組織比重有著重要的影響。

球墨鑄鐵工件的正火冷卻方式有空冷、風冷、噴霧冷卻三種。其中噴霧冷卻是借助高壓氣體或依賴液體本身的壓力通過噴嘴將水霧化為微液滴群噴射到工件表面，依靠射流沖擊、強對流以及液滴相變帶走大量熱量，提高換熱系數，冷卻效果更佳，被冷卻表面溫度分布更趨一致，是一種極具發展潛力的高效高熱流密度冷卻方式?？绽?、風冷、噴霧冷卻的冷卻速度依次增加，噴霧冷卻換熱系數明顯高于風冷，因此通過控制噴霧量可有效控制冷卻速度。冷卻速度的增加，對于石墨形態沒有明顯影響，但對球墨鑄鐵的基體組織影響很大。試驗結果強度、硬度不足，可能與冷卻能力不足，導致基體組織中珠光體含量不足，鐵素體含量較多有關。有研究表明，使用曲軸自動連續冷卻生產線以及懸掛式旋轉風霧冷卻裝置，較之風冷增加了冷卻速度，實現了900MPa球鐵曲軸的批量穩定生產［6］。

按原工藝方案正火冷卻后，經檢測金相組織為破碎狀鐵素體（20%）、珠光體及石墨，見圖3，珠光體組織占比不足。通過將正火風冷調整為不同溫度階段控制冷卻速度，實現熱處理控冷。在正火加熱后，球鐵行走輪工件豎直立于爐膛板，采用鏈條串接工件吊掛放置于操作平臺上，立即開啟鼓風機，在采用鼓風風冷的基礎上，增加噴霧冷卻，適度提升冷卻速度。在六臺風扇上增加水霧噴嘴，每臺風扇上增加三個噴嘴，左右各三臺風扇，行走輪放中間，工件與工件相互錯開，保證行走輪工件和操作平臺的線接觸，實現行走輪工件各位置的充分、均勻冷卻。通過計時器控制水泵的工作時間，正火時風扇和噴霧同時開啟，噴霧冷卻時間分別控制在3 分鐘、8 分鐘、10 分鐘和15 分鐘，隨后風冷15分鐘，測得硬度值見表4。

圖3 行走輪金相組織

表4 不同鼓風加噴霧冷卻時間下的硬度值

鼓風風冷的基礎上增加一定時間的噴霧冷卻，可以有效的增加冷卻速度，保證在此溫度范圍內的快速冷卻，促進珠光體組織的轉變。為保證良好的力學性能和切削加工性，行走輪要求的硬度的范圍為：235-285HBW。結果表明：3 分鐘鼓風加噴霧冷卻后，硬度不達標；8 分鐘鼓風加噴霧冷卻后，硬度符合要求，正態分布標準差小，硬度值與均數鄰近，批量生產時，滿足高合格率的要求；10、15 分鐘鼓風加噴霧冷卻后，硬度超出技術指標要求，行走輪工件切削加工性能變差。

鼓風加噴霧冷卻8 分鐘后繼續風冷15 分鐘，基體組織基本均勻，珠光體組織占比明顯增加，達到95%，見圖4；硬度達到設計要求的中限范圍，力學性能穩定在QT800-4，完全滿足技術條件要求，且抗拉強度和斷后伸長率值有一定余量，行走輪力學性能見表5。

圖4 改進后金相照片

表5 改進后行走輪力學性能

4 結論

通過對行走輪石墨球化等級和圓整度、鑄造控冷工藝以及正火工藝中的Cu 元素對正火加熱溫度、熱處理控冷等影響因素的分析，確定石墨球的圓整度不足和冷卻速度控制不當是導致力學性能不達標的主要因素。具體工藝優化的措施為：通過在鑄造階段增加孕育劑、覆蓋劑，增加共晶轉變時的冷卻速度來提高石墨球的圓整度，降低石墨球對正火后基體組織的割裂作用，提升斷后伸長率；采取850 ℃中溫正火，在正火冷卻階段，采取控制噴霧時間達到控制冷卻速度的目的，霧冷8分鐘后繼續風冷15分鐘，基體組織基本均勻，珠光體占比達到95%，力學性能穩定在QT800-4，抗拉強度和斷后伸長率余量充足，硬度處于設計要求范圍，切削加工性能較好，可實現批量穩定生產QT700-3行走輪。

基于分析石墨球、基體組織對力學性能影響，為大尺寸球墨鑄鐵行走輪的生產，提供了可供借鑒的工藝優化方案。但在噴霧冷卻的數值模擬與系統優化設計上，尚待進一步的研究。