含有激冷碳化物的球墨鑄鐵件的失效模式與預防

謝志誠， 鄧 晗， 陳 璐， 李平平， 徐小輝

（中車戚墅堰機車車輛工藝研究所有限公司，江蘇 常州 213100）

0 引言

球墨鑄鐵是20世紀50年代發展起來的一種高強度鑄鐵材料，其綜合性能接近于鋼?；谄鋬灝惖男阅?，在各種工程結構和機械設備中常常作為受力構件被廣泛應用，如內燃機的機油泵齒輪、汽輪機中溫氣缸隔板、水輪機的閥門體、鐵路機車齒輪箱、機器座架傳動軸等零部件[1-2]。

根據球墨鑄鐵糊狀凝固的特點，生產過程中常常采用快速凝固等工藝防止其產生縮松等缺陷[3]。由于加快冷速，鑄鐵件表面會產生含有碳化物的激冷層[4]。而含有碳化物的鑄件韌性差，在工作中常常會引起低應力脆斷。由于低應力脆斷事故發生帶有突發性，無法預測，會造成災難性后果[5-7]，因此，通過研究球墨鑄鐵中激冷碳化物失效模式并通過熱處理技術消除該類激冷碳化物帶來的影響，對預防因基體材料組織中激冷碳化物超標所引起的低應力脆斷有重要的工程意義。

球墨鑄鐵零件在壓裝和使用過程中發生斷裂，本研究通過宏觀微觀檢測、金相組織檢查、本體性能測試，確定鑄件開裂的性質和原因，提出相應解決措施，并進行試驗驗證。

1 試驗過程與結果

1.1 宏觀觀察

失效零件為QT500-7材質，斷裂部位為連接孔，在孔的內部采用過盈配合壓裝一個鍛鋼襯套。為了探究該零件的斷裂原因，采用錐形壓頭對該部位進行壓裝試驗來分析其斷裂性質。通過多次試驗并隨機抽樣，發現連接孔處存在2種斷裂形式，分別選取2組典型試樣，分別編號為A、B（圖1）。試樣A表現出較好的塑性，隨著壓頭的深入，零件發生塑性變形，從上端面出現多條裂紋，但裂紋均未貫穿整個截面（圖1a）。試樣B的失效形式則說明材料具有較高的脆性，零件塑性變形量較少，從上端面開始出現單裂紋，并迅速貫穿整個截面（圖1b）。從失效形式來看，第一種失效形式安全性相對較高，第二種失效形式具有較大的安全風險，零件可能發生不可預料的突發性斷裂。

圖1 零件開裂的宏觀形貌Fig.1 Macroscopic morphology of parts cracking

1.2 力學性能測試

按照GB/T 228《金屬材料拉伸試驗》測試兩組試樣的室溫力學性能，結果見表1。試樣A的平均抗拉強度為517 MPa，斷后伸長率為11.5%，符合QT500-7的力學性能指標。試樣B的平均抗拉強度為581.5 MPa，斷后伸長率僅為4.5%，塑性較低且未能達到QT500-7的斷后伸長率指標要求的7%。

表1 力學性能檢測結果Table 1 Test results of mechanical properties

1.3 斷口微觀觀察和金相組織檢查

通過掃描電鏡分別對2組試樣的斷口形貌進行觀察，并在斷口附近位置采用線切割截取金相試樣，經打磨、拋光、硝酸酒精浸蝕后，觀察基體組織和石墨形態。

試樣A斷口為典型的韌窩狀，含有較多數量的石墨，為球形或近球形，周圍基體組織發生塑性變形被拉長，形成較多微孔，最終導致材料沿著石墨斷裂（圖2a）。由試樣A的金相組織可以看出，其球化率在3級以上，珠光體含量約為40%，是QT500-7的典型基體組織（圖2b）。試樣B斷口中石墨數量較少，為球形或近球形且圓整度較高，基體組織以解理狀斷裂為主，但與脆性穿晶斷裂形成的河流花樣有所區別（圖2c）。試樣B的球化率在2級以上，石墨球數較多，尺寸較小，基體中存在萊氏體，且碳化物為定向分布（圖2d）。

通過對斷口及金相組織的觀察表明，試樣B在特定的工藝條件下，形成大量定向分布的碳化物，這些碳化物由于脆性大，對基體的割裂作用明顯，導致零件在受力時容易發生脆性斷裂，這是該零件在壓裝和使用過程中發生斷裂的主要原因。

2 分析與措施

2.1 碳化物形成原因

球墨鑄鐵原鐵水經過球化處理后具有較高的過冷度，鐵液在凝固過程中會隨著溫度的下降析出球狀石墨。如果過冷度進一步增加，鐵液在孕育過程中沒有形成足夠數量的非均質形核雜質，碳原子在鐵液中的擴散能大幅降低，無法析出更多的石墨與非均質形核形成石墨球，在凝固過程中則會以Fe3C的形式析出[8-11]。冷鐵是鑄造生產過程中常用的工藝措施，一般為鑄鐵或石墨材質，具有較大的熱導率和熱容量，放置在鑄件較厚大的部位以提高其冷卻速率，減少鑄件的縮孔縮松。鐵液在接觸冷鐵的過程中，表面的液相會迅速凝固形成一層細小的激冷層，并沿著垂直型壁的方向開始長大，形成具有一定方向性的桿狀碳化物（圖2d）。由于鑄件該部位放置冷鐵，使基體中形成大量定向分布的碳化物，零件塑性下降，最終在壓裝或使用過程中導致脆性開裂。

2.2 消除碳化物的工藝措施

球墨鑄鐵中存在過量的碳化物會使材料變脆，存在無征兆斷裂的風險。通常Fe、Mn等元素形成的碳化物組織易受溫度影響而分解，而Cr、Mo、W等元素由于與C的親和力較大，能夠形成強碳化物，難以分解析出。因此，可通過高溫石墨化退火確認激冷QT500-7中桿狀碳化物中是否有強碳化物存在[12-13]。

利用箱式電阻爐對存在碳化物的QT500-7零件進行高溫石墨化退火，其熱處理工藝如圖3所示。

圖3 高溫石墨化退火熱處理曲線Fig.3 Heat treatment curve of high temperature graphitization annealing

由于熱處理過程中表面和芯部冷卻速率可能存在差異，因此將熱處理后的試樣分別選取表面和芯部位置切割取樣，磨拋之后利用光學顯微鏡對材料的腐蝕形貌進行觀察?；w為全鐵素體組織，如圖4所示。

圖4 石墨化退火后的金相組織Fig.4 Metallographic structure after graphitization degradation

金相組織結果表明，激冷層桿狀碳化物并非是Cr、Mo、W等元素形成的強碳化物，而是易分解的Fe、Mn等元素形成的碳化物組織，一般在共析線Ac1以上溫度便會分解。為了確認碳化物分解溫度，設計碳化物分解溫度試驗，結果如表2所示。試驗結果表明，激冷層中的碳化物組織是由易分解的Fe、Mn等元素形成的碳化物組成，退火溫度至少要達到740 ℃以上才能完全分解。但使用石墨化退火處理后，其金相組織均為鐵素體組織，無法達到GB/T 1348球墨鑄鐵件中規定的QT500-7的力學性能和金相組織要求。

表2 碳化物分解溫度試驗Table 2 Carbide decomposition temperature test

2.3 珠光體的定量控制

基于上述情況，既要消除鑄件基體中的碳化物，提高韌性，同時又要保證基體中含有大于30%的珠光體來提高鑄件的強度。其熱處理工藝難點在于，通過熱處理容易做到90%以上的珠光體組織或90%以上的鐵素體組織，但無法精準控制基體組織中奧氏體析出的珠光體含量在一個中間范圍。通過高溫石墨化退火，使QT500-7中的碳化物和珠光體完全消除，然后爐冷至不同的溫度出爐空冷正火，所獲得的基體組織珠光體含量如圖5所示?？梢钥吹?，出爐溫度大于860 ℃時，珠光體含量穩定在90%以上；出爐溫度低于820 ℃時，珠光體含量小于25%；而在820～860 ℃較窄的溫度范圍時，珠光體含量在25%～90%之間，難以穩定控制。因此，為了保證消除碳化物的同時，材料仍有大于500 MPa的抗拉強度，就需要通過試驗嚴格控制熱處理溫度和冷卻速度。

圖5 正火溫度與QT500-7珠光體含量的關系Fig.5 Relationship between normalizing temperature and pearlite content of QT500-7

根據QT 500-7要求，珠光體含量約為30%～50%，通過多組試驗結果確定以下方案：加熱溫度達到860～900 ℃并保溫一定時間，使組織中的碳化物完全分解并奧氏體化，隨后控制冷卻速度使奧氏體逐漸向鐵素體轉變，控制出爐溫度為780～840 ℃，使還未發生相變的奧氏體組織析出珠光體，通過試驗調整熱處理中第二階段的保溫時間來控制珠光體含量。熱處理工藝如圖6所示。

圖6 珠光體含量控制熱處理工藝Fig.6 Pearlite content control heat treatment process

將完成該熱處理的材料切割取樣，磨拋之后利用光學顯微鏡對材料的腐蝕形貌進行觀察，金相組織如圖7所示?？梢娀w為鐵素體+珠光體組織，珠光體含量約為40%。材料抗拉強度穩定在500 MPa，斷后伸長率在10%以上。

圖7 熱處理前后的金相組織Fig.7 Metallographic structure before and after heat treatment

3 結論

1）球墨鑄鐵零件在一定的工藝條件下會形成定向分布的碳化物或萊氏體組織，該組織會使材料塑性大幅降低，在受力過程中易脆性開裂，且裂紋一般為貫穿型。

2）球墨鑄鐵基體組織中的激冷碳化物或萊氏體在740 ℃以上即可完全分解。

3）采用分段式熱處理工藝可有效預防QT500-7等珠光體-鐵素體型球墨鑄鐵激冷碳化物問題，并控制其珠光體含量，提高材料的綜合性能。