高镍奥氏体球墨铸铁综述.doc

高镍奥氏体球墨铸铁综述赵新武 张居卿（西峡县内燃机进排气管有限责任公司 河南 西峡 474500）摘要：本文对高镍奥氏体球墨铸铁的化学成分、金相组织、力学性能、热处理、使用要求及其工艺控制要点进行了综述。打破了传统的“充满度”理论，利用较高的“碳当量”，获得了理想的效果。关键词：充满度 碳当量 热处理 高镍奥氏体球墨铸铁因其具备优异的抗热冲击性、抗热蠕变性、耐蚀性、高温抗氧化性以及低的热膨胀性和低温冲击韧性，在国内外被广泛用于制造海水泵、阀、增压器壳体、排气管、气门座等耐热、耐蚀的零部件产品。奥氏体球墨铸铁具有原子紧密堆积的面心立方晶格结构，在常温下具有稳定的奥氏体组织，具有比普通球墨铸铁和硅钼球墨铸铁都高的热化学稳定性。应用前景十分广阔。 此处所说的高镍奥氏体球墨铸铁是指含镍量大于12%，在铸态下获得奥氏体基体，石墨呈球状的铸铁。是球墨铸铁的特殊品种。在“铸造技术标准手册”（2004年5月版）中把高镍奥氏体球墨铸铁列为耐蚀铸铁。高镍奥氏体球墨铸铁在750左右仍有良好的抗氧化能力和令人满意的力学性能，特别重要的是，由于其基体组织为奥氏体，在临界温度附近没有相变，因而不易因骤冷骤热而产生变形或裂纹。某些牌号的高镍奥氏体球墨铸铁在很低的温度下仍具有良好的伸长率和抗拉强度。例如QTANi23Mn4在-196抗拉强度620MPa，伸长率27%。高镍奥氏体球墨铸铁有各种不同的牌号，本文侧重于QTANi35Si5Cr2的某些特点综述一些共性的东西，读者可依据不同的牌号、铸件和不同的工况条件作为参考。1 化学成分奥氏体铸铁牌号符合GB/T 5612的规定,依据GB/T56648分为12个牌号，分别见表1、表2。表1 奥氏体铸铁化学成分（一般工程用牌号）材料牌号化学成分（质量分数%）CSiMnCuNiCrPSHTANi15Cu6Cr23.0 1.02.80.51.55.57.513.517.51.03.50.250.12QTANi20Cr23.0 1.53.0 0.51.50.518.022.0 1.03.50.050.03QTANi20Cr2Nba3.01.52.40.51.50.518.022.01.03.50.050.03QTANi223.01.53.01.52.5 0.521.024.00.500.050.03QTANi23Mn42.61.52.54.04.50.522.024.00.20.050.03QTANi352.41.53.00.51.50.534.036.00.20.050.03QTANi35Si5Cr22.34.06.00.51.50.534.036.0 1.52.50.050.03a 当Nb% 0.3530.032(Si%+64Mg%)时,该材料具有良好的焊接性能。Nb的正常范围是0.12%-0.20%。a) 对于一些牌号，添加一定量的Mo可以提高高温下的力学性能（见附录A）。表2 奥氏体铸铁化学成分（特殊用途牌号）材料牌号化学成分（质量分数%）CSiMnCuNiCrPSHTANi13Mn73.01.53.06.07.00.512.014.00.20.250.12QTANi13Mn73.02.03.06.07.00.512.014.00.20.050.03QTANi30Cr32.61.53.00.51.50.528.032.02.53.50.050.03QTANi30Si5Cr5 2.65.06.00.51.50.528.032.04.55.50.050.03QTANi35Cr32.41.53.01.52.50.534.036.02.03.00.050.03b) 对于一些牌号，添加一定量的Mo可以提高高温下的力学性能（见附录A）。注: QTANi35Si5Cr2牌：ASTM A439-83 C2.3. DIN1694-1981 C2.0。 ISO 2892：2007 C2.0。意大利标准 C2.4。QTANi35Si5Cr2为依据ISO 2892：2007编制的国家标准牌号（未发布）。1.1 充满度理论传统的充满度理论认为：高镍奥氏体球铁中的碳、硅、镍含量必须满足饱和度公式：A TC%0.2Si%0.06Ni%。 式中A称为饱和度，当铁液中的碳、硅、镍大于某一极限值(饱和度A)时则石墨形态就呈碎块状分布；奥氏体枝晶发达，铁液流动性差，补缩困难，极易产生缩松、缩孔缺陷。有资料介绍A不能大于4.4。这一理论禁区能不能突破？我们经过大量的试验，打破了充满度理论的禁区（见表3）。生产中实测化学成分 表3化学成分试验次数C%Si%Mn%Ni%Cr%Cu%P%S%饱和度碳当量T112.154.201.1034.201.650.350.0320.0185.04 4.35 118322.204.350.9034.671.720.260.0390.0165.15 4.44117432.084.051.0634.351.690.320.0320.0144.95 4.27119242.174.261.1734.691.820.440.0290.0115.10 4.39 1179 52.284.501.2035.532.010.320.0410.0095.31 4.62 1156 62.254.670.6535.281.960.290.0340.0175.30 4.491170 72.204.780.8335.691.780.360.0280.0125.304.521167 82.244.511.0735.451.580.470.0270.0155.274.51 11671.2 碳当量按照公式 CE=C%+0.33(Si%)+0.047(Ni%)-0.0055(Si%)(Ni%)。CE计算结果见表2。 按照公式CE=15.7826-0.0096575T1 T1的计算结果见表2。从计算结果可以看出，14次试验饱和度在4.955.15范围内波动，CE在4.35 4.44范围内波动。T1在11741192范围内波动。58次试验饱和度在5.275.31范围内波动,CE在4.494.62范围内波动。T1在11561170范围内波动。在保证化学成分的前提下饱和度相差0.36，CE量相差0.27，温度相差36度。当然T1是推算结果。在实际生产中由于采用了较高的碳当量，铁液的流动性提高了，并且熔炼温度从最初的1680下调到1620。在生产涡轮壳产品时甚至出炉温度在1575，浇注温度低于1500，残留镁量0.09%（质量分数）的情况下，同样生产出了金相组织和力学性能合格的铸件。 1.3 关于饱和度的验证阶梯形试块见图1。 图1 阶梯状试块为了验证在不同厚度、不同饱和度、不同碳当量、不同温度下的球化效果和力学性能，我们制作了阶梯形试块。试验在生产高镍产品时进行。试块厚度6mm、12mm、24mm、36mm。试块的球化处理工艺与产品相同（原铁液碳高，硅低。包底用75硅铁覆盖，硅锶孕育剂二次孕育）。出炉温度1620，包头浇注温度1530，包尾浇注温度1460。饱和度5.19。碳当量4.46。推算出液相线温度T11172。包头、包尾各浇一箱。随流孕育。冷却后分别对6mm、12mm、24mm、36mm的部位解剖后检测球化率。任取5个视场取其平均值。见表3。 不同壁厚的球化率 表 3壁厚6mm12mm24mm36mm包头（球化率）93 87 85 85包尾（球化率） 91 89 88 832 金相组织2.1 不同壁厚下的球化率从表3 包头、包尾的球化率来看，随着试块厚度的增加，球化率有所下降，从图2的图片可以看到36mm处已有团絮状石墨出现。但笔者认为这不是充满度过高造成的。这种现象符合球墨铸铁的凝固规律。球化处理一旦结束，球化衰退已经开始了，随着时间的推移非球状石墨会越来越多。从表中可以看出球化率随着厚度的增加而逐渐下降。也可以说当残留镁量相同时，越厚的地方，凝固时间越长；球化率就越低。由于包头的残留镁量高，浇注温度也高，凝固缓慢。包尾的残留镁量低，浇注温度也低，凝固较块。使得包头包尾的球化率在规定的时间内都在要求的范围。以上分析可以这样认为，残留镁量、浇注温度、凝固时间、球化率都建立了一一对应的关系。 包头 6mm壁厚 球化率94% 包头 36mm壁厚 球化率84% 包尾 6mm壁厚 球化率92% 包尾 36mm壁厚 球化率82%图2 同一包铁水浇铸的试块2.2 不同标准规定的球化率薄壁处(4mm)衰退石墨和脱碳层厚壁处石墨形态 图3 国外某公司的奥氏体球墨铸铁金相图3是某国外的标准规定合格的金相组织，从图片中明显的可以看出厚壁处的碎块状石墨，4mm厚的管壁距表层0.3mm处的衰退石墨和脱碳层。图4 西排公司生产的奥氏体球墨铸铁金相依据我们的生产经验在制定奥氏体铸铁件的国家标准中规定，奥氏体铸铁件的球化率4级。并把ISO标准中碳2.0%修改为2.3%就是基于我们对“充满度”和“碳当量”的认识。2.3 国标规定的金相组织奥氏体球墨铸铁的金相组织：奥氏体+少量晶界碳化物+球状石墨。球化级别不低于4级,石墨大小57级。如有特殊要求，球化级别由供需双方商定。在国外的诸多标准中仅对化学成分和力学性能作了明确的规定，但未对奥氏体球墨铸铁的金相组织作出具体的规定。3 力学性能力学性能见表4表4奥氏体铸铁的力学性能（一般工程用牌号）材料牌号抗拉强度Rm，MPa屈服强度Rp0.2， MPa伸长率A，% 冲击功（V型缺口）J布氏硬度HBWHTANi15Cu6Cr2170120215QTANi20Cr2370210713a140255QTANi20Cr2Nb370210713a140200 QTANi223701702020130170QTANi23Mn44402102524150180QTANi3537021020130180QTANi35Si5Cr237020010130170a 非强制要求。表4 奥氏体铸铁的力学性能（特殊用途牌号）材料牌号抗拉强度Rm，MPa屈服强度Rp0.2， MPa伸长率A，% 冲击功（V型缺口）J布氏硬度HBWHTANi13Mn7140120150QTANi13Mn73902101516120150QTANi30Cr33702107140200QTANi30Si5Cr5 390240170250QTANi35Cr3 3702107140190 从表4可以看出，奥氏体球墨铸铁的抗拉强度较低，它适合于耐热、耐蚀、对磁性有要求的场合，适合于做结构件，而不适合于做较强的承载件。需要指出的是，通过高温退火快速冷却，可使基体组织得到固溶强化，力学性能仍有提升的空间。4 熔炼工艺 高镍奥氏体铸件的镍含量在12 36%，基体组织为奥氏体。耐热、耐蚀性能类似于奥氏体不锈钢。铸造性能则类似于普通球墨铸铁。属于糊状凝固，缩松倾向大。4.1 熔炼熔炼大都采用无芯中频电炉。炉料一般由低硫生铁、无锈废钢、镍、高碳铬铁、75硅铁、高碳锰铁和回炉料构成。炉料中要特别注意微量元素的影响。应特别注意避免混入铅和铝。原铁水中含0.003%的铅，显微组织中就可能出现魏氏石墨，使力学性能明显降低。铝则可能使铸件中出现针孔缺陷。炉料一定要干净纯洁，避免有害元素的混入。例如Pb、Ti、As等。使用南非的高纯生铁，质量一直很稳定，我们曾试图使用国产的Q10生铁，在冒口处发现有片状石墨。后在使用南非生铁生产时也发现有片状石墨。见图9。经过分析认为电炉熔炼蠕铁材质后接着熔炼高镍材质，混入了微量元素（如Ti），高镍材质不含稀土元素，无法抵消微量有害元素的影响，估计微量有害元素的干扰是产生片状石墨的原因。后把熔炼顺序改为生产普通球铁后再生产高镍球墨铸铁，并加强炉料的管理。这一现象得到了消除。增碳剂一定用速溶增碳剂在低温加入。镍有极强的吸气性，为防止铁液吸气，镍板在熔炼后期加入，铁液要覆盖熔炼。铬铁等合金最好在光谱测量原铁水成分后调整成分时加入。 Q10生铁 球化率86%(有片墨) 南非生铁 球化率90%(有片墨)图9 不同生铁均有片状石墨奥氏体球墨铸铁熔炼过程中吸气倾向大于一般球墨铸铁，炉料中回炉料多时吸气倾向更大，因此，有锈、有油污或潮湿的炉料只能投入没有铁液的热炉中，不可在有铁液时投入。此外，应特别注意不能使用带红色铁锈的炉料，因其中含氢氧化铁，其稳定性很强，在320以下不易分解，氢不易形成水分析出而蒸发。炉料中的磷含量必须在0.05%以下，含磷量高，就可能在晶界上析出磷共晶，从而造成晶界腐蚀，导致铸件渗漏、破裂。石墨熔入镍含量高的铁液比较缓慢，因而不宜用石墨处理。为使生铁锭和回炉料中的石墨能充分溶于铁液中，这两种炉料应放在首批料中，早期装炉。如在后期外加这类含石墨的炉料，则加入后至少应在过热条件保温10分钟。 熔炼过程中，应避免太高的过热温度和过长的保温时间，回炉料也不宜多次反复使用，这些因素都会导致铸铁的过冷度增大，使组织中碳化物含量增多。如果生产中铸件产生气孔的问题严重，应考虑采用吹氩除气工艺。4.2 球化处理奥氏体球墨铸铁应采用不含稀士的球化剂。在相同的条件下进行球化处理，奥氏体球墨铸铁中镁的收得率可能比一般球墨铸铁高20%30%，而且在此后转运和浇注过程中镁的衰减也较慢。为改善组织中的石墨形态并提高拉伸试验时试样的伸长率，奥氏体球墨铸铁中的残留镁量应略高于一般球墨铸铁，有时可高达0.10%。当然，残留镁量高于0.06%时，铸件中易于出现渣孔。如果采用较低的浇注温度，而且孕育处理得当，也可以在残留镁较低（0.04%0.05%）的情况下得到良好的石墨组织。4.3 孕育处理奥氏体球墨铸铁孕育处理后，孕育效果的衰退比一般球墨铸铁快。因此，应注意做好孕育处理并安排好孕育后的转运和浇注作业。特别是含铬的奥氏体球墨铸铁，孕育不好，铸件很容易产生缩孔、缩松缺陷，而且加工性能也会恶化。为得到良好的孕育效果，要注意以下几点：在熔炼的后期加入铬铁；最后加入锰铁和硅铁；炉前孕育处理用75%的硅铁细粒，加入的硅量约为0.5%；浇注时用硅锶孕育剂进行随流孕育，加入量为0.2%左右，孕育剂的粒度为2040目，切忌用200目以下的细粉。4.4浇注铁液中加入大量的镍，会使液相线温度提高。因此，奥氏体球墨铸铁的浇注温度要比一般球墨铸铁高。要留意残留镁量、浇注温度和浇注速率三者之间的关系。残留镁量高时，宜采用较高的浇注温度和较高的浇注速率。如残留镁量较高而浇注温度较低，则铸件中易形成浮渣缺陷。以提高浇注温度来防止浮渣缺陷，可能导致收缩缺陷。5 铸件冒口的设置奥氏体球墨铸铁中的镍含量高，会使碳在奥氏体中的固溶度降低。因此，虽然奥氏体球墨铸铁中的碳含量较低，但在凝固过程中析出的石墨量与一般球墨铸铁凝固过程中析出的石墨量却相差不多。基于上述原因，不含铬的奥氏体球墨铸铁件，凝固收缩的特点与一般球墨铸铁件相似，铸件浇注系统和冒口的配置也可以大致相同。含铬量高的奥氏体球墨铸铁，凝固末期，铬与碳会形成晶间碳化物，使后期凝固收缩量增大，因而铸件凝固收缩的特点与铸钢件相似，要比照铸钢件设置冒口。冒口应置于铸件的热节部位，可用侧冒口或顶冒口。所有的冒口最好都是明冒口。冒口高度与直径之比宜为1.5:1。冒口的有效补缩范围是冒口直径的67倍。因此，宜采用直径大的冒口，并使冒口与冒口之间保持足够大的距离。适当地采用冷铁也是防止收缩缺陷的重要手段。高镍奥氏体球墨铸铁同样可采用高碳低硅大孕育量的方法，通过石墨化达到自补缩效果。6 热处理奥氏体球墨铸铁的基体组织是奥氏体，试图通过热处理的方法改变力学性能的方法有一定的效果。加热到9301100保温后水淬或油淬可使强度有所提高，其原因是快速冷却使固溶于奥氏体中的碳来不及析出。在国家标准中规定一般铸件都以铸态使用，不经热处理。但是按照ISO2892：2007和ASTM A439-83热处理的工艺会得到两个截然不同的结果。并通过试验验证修改了ISO2892：2007的高温退火缓冷工艺。6.1 ISO2892：2007高温退火工艺以150K/h的速率加热至875900；保温2小时，铸件厚度每增加25mm，保温时间增加一小时。随炉以50K/h的速率降温至540出炉空冷。如图5。图6是退火后缓冷至540出炉空冷的金相图片。 870 4h50K/h540空冷空冷150K/h、？、？h图5 ISO2892：2007高温退火工艺（QTANi35Cr3） 图6 870退火后缓冷的的金相（QTANi35Cr3） 石墨X 200表5 原热处理工艺的力学性能状态屈服强度（MPa）抗拉强度（MPa）延伸率（%）硬度（HB）铸态 2603906178铸态2554058174退火 2603404165退火2303453162退火后的力学性能不符合要求,抗拉强度345MPa,屈服强度230MPa，延伸率3%。分析原因：碳在奥氏体中的溶解度随着温度的升高而增大，在随炉缓慢冷却过程中，碳以铬的复合碳化物形态从奥氏体中析出并分布在晶界。这是伸长率下降的根本原因。见表5。6.2 ASTM A439-83热处理的工艺依据以上的分析，我们参照ASTM A439-83热处理的工艺97010保温4h后空冷。铸件经过热处理后碳化物完全变成了珠粒状，并呈弥散状分布于晶界两边。见图8。伸长率和力学性能大幅度提高。见表5。但伸长率相差较大。是什么原因呢？经分析认为，按照客户标准要求，试棒采用单铸试块,我们在单铸试块力学性能合格的基础上又对铸件本体取样。值得注意的是D5B材质由于它的凝固特性极易产生显微缩松, 显微缩松对试棒的伸长率是有影响的.我们分别把铸件法兰盘的上(上箱)下(下箱)左右制成四个试棒, 铸件法兰盘的上箱中部放有补缩冒口,试棒的有效部位就在冒口径的中部.此处冷却缓慢,晶粒较粗,枝晶发达，并存在显微缩松,导致伸长率较低. 下箱和左右试棒不存在显微缩松,延伸率明显高。970 104h540空冷空冷h图7 ASTM A439-83热处理的工艺（QTANi35Cr3）图8 改进热处理后的金相组织（QTANi35Cr3） 石墨X 200表5改进热处理后的力学性能状态屈服强度（MPa）抗拉强度（MPa