一種大斷面低溫鐵素體球墨鑄鐵用鐵水孕育工藝的制作方法

本發明涉及鑄鐵用鐵水生產領域，尤其涉及一種大斷面低溫鐵素體球墨鑄鐵用鐵水孕育工藝。

背景技術：

目前，為了提高鑄造球鐵質量，改善石墨球等級，孕育處理是一個非常重要的環節。公知的孕育處理方法包括：爐前一次孕育、倒包孕育以及瞬時孕育，其中瞬時孕育處理效果最佳。

瞬時孕育處理方法包括澆口杯孕育法、澆包漏斗隨流孕育法、孕育絲法、澆包孕育棒法、浮硅孕育、型內孕育等方法。

球墨鑄鐵因具有較高的綜合力學性能且較低的生產成本而得到了廣泛的應用。隨著重大基礎工程建設和制造業的快速發展，風電裝備、冶金、機械、交通運輸和核燃料儲運等方面對厚大斷面球墨鑄鐵的需求愈發迫切。然而，大斷面球墨鑄鐵因鑄件壁較厚而具有冷卻速度較慢、共晶階段凝固時間較長的特點，因此易導致鑄件中心部位石墨球數量少、石墨球發生畸變、共晶團出現粗大等缺陷，從而嚴重降低鑄件綜合力學性能，進而限制大斷面球墨鑄鐵的生產應用。

目前，改善大斷面球墨鑄鐵組織和性能的主要措施有提高鑄件冷卻速度、控制其化學成分、微合金化、球化劑的選擇和孕育處理方式的選擇等，但現有的孕育工藝后的產品存在鑄件組織中出現碎塊狀石墨，石墨球數量少且直徑大，力學性能差，抗拉強度低。不能夠滿足需求。

技術實現要素：

為解決現有技術中存在的問題，本發明提出一種鑄鐵用鐵水孕育工藝，能夠增加石墨形核核心和提高球化率，抑制碎塊狀石墨的產生，鑄態條件下球墨鑄鐵件有利于獲得圓整、細小均勻、球數多的石墨球。從而獲得石墨球圓整、數量多且直徑小，綜合力學性能好的鑄件。

為實現上述目的，本發明提出一種鑄鐵用鐵水孕育工藝，采用的方法具體步驟如下：

(1)在蓋包法球化處理包中加入鐵水質量的0.5％的75SiFe孕育劑，且孕育劑覆蓋于球化劑上，上面覆蓋鐵屑和鐵板，等到球化處理結束后，在球化處理后的鐵液表面撒鐵水質量的0.3％的75SiFe孕育劑；

(2)進行澆注隨流孕育；隨流孕育采用Sb-Ba復合孕育劑進行孕育，其顆粒度為0.4-0.6mm，其復合孕育劑加入量為鐵水質量的0.6％-0.9％。

所述蓋包法球化處理為選用低鎂球化劑FeSiMg6RE2進行蓋包法球化處理，處理溫度控制在1450～1470℃范圍內，處理時間為46-50s。

在所述(1)步中，在第二次加入75SiFe孕育劑時，同時對鐵液進行充分的攪拌，攪拌后進行扒渣。

在所述(2)步中，加入的Sb-Ba復合孕育劑，其中所含Sb-Ba元素為鐵水質量的0.06％-0.17％；其中復合孕育劑中Sb元素加入量為鐵水質量的0.008-0.10％，Ba元素的加入量為鐵水質量的0.012-0.015％。

在所述(2)步中，在澆注時加入復合孕育劑時不得斷流，且復合孕育劑要均勻加入。

有益效果：

本發明通過采用多次孕育與隨流孕育相結合的復合孕育方式，隨流孕育時加入復合孕育劑選用Sb-Ba微合金化，可以增加石墨形核核心和提高球化率，抑制碎塊狀石墨的產生，鑄態條件下球墨鑄鐵件有利于獲得圓整、細小均勻、球數多的石墨球；球墨鑄鐵件獲得了良好的綜合力學性能。其抗拉強度(Rm)平均值可達385MPa，硬度值(HB)平均值約為142，沖擊韌性(Akv-20℃J)平均值不低于14.2J。

附圖說明

圖1是不同孕育劑處理后試樣的石墨形態和基體組織:

(a)1#試樣的石墨形態(75SiFe)；

(b)2#試樣的基體組織(75SiFe)；

(c)經0.8％含Sb-Ba孕育劑處理后3#試樣的石墨形態；

(d)經0.8％含Sb-Ba孕育劑處理后4#試樣的基體組織；

圖2試樣的掃面電鏡照片和能譜分析:

(a)1#試樣(75SiFe)；

(b)4#試樣(0.8％含Sb-Ba孕育劑)

具體實施方式

為了使本發明的目的、技術方案及優點更加清楚明白，以下結合實施例，對本發明進行進一步詳細說明。應當理解，此處所描述的具體實施例僅僅用以解釋本發明，并不用于限定本發明。

本發明提出一種鑄鐵用鐵水孕育工藝，采用的方法具體步驟如下：

(1)在蓋包法球化處理包中加入鐵水質量的的0.5％的75SiFe孕育劑，且孕育劑覆蓋于球化劑上，上面覆蓋鐵屑和鐵板，等到球化處理結束后，在球化處理后的鐵液表面撒鐵水質量的0.3％的75SiFe孕育劑；

(2)進行澆注隨流孕育；隨流孕育采用Sb-Ba復合孕育劑進行孕育，其顆粒度為0.4-0.6mm，其復合孕育劑加入量為鐵水質量的0.6％-0.9％。

所述蓋包法球化處理為選用低鎂球化劑FeSiMg6RE2進行蓋包法球化處理，處理溫度控制在1450～1470℃范圍內，處理時間為46-50s。

在所述(1)步中，在第二次加入75SiFe孕育劑時，同時對鐵液進行充分的攪拌，攪拌后進行扒渣。

在所述(2)步中，加入的Sb-Ba復合孕育劑，其中所含Sb-Ba元素為鐵水質量的0.06％-0.17％；其中復合孕育劑中Sb元素加入量為鐵水質量的0.008-0.10％，Ba元素的加入量為鐵水質量的0.012-0.015％。

在所述(2)步中，在澆注時加入復合孕育劑時不得斷流，且復合孕育劑要均勻加入。

球墨鑄鐵因性能要求較高而其化學成分范圍相對較窄且要求嚴格，尤其對厚大斷面低溫鐵素體球墨鑄鐵件，對原材料的要求更嚴格。鑄件的化學成分符合高碳低硅、低錳、低硫磷的原則要求。生鐵選用Q10低硅球墨鑄鐵用優質生鐵；因Cr、V等碳化物對低溫韌性有較大的影響，采用成分穩定的碳素廢鋼。C質量分數控制在3.5％～4.0％；Si的質量分數確定為2.0％～2.2％；嚴格控制Mn、S、P的含量，Mn的含量低于0.2％，P的含量小于0.03％，S的含量小于0.01％；稀土元素控制在0.01％～0.02％，Mg的含量適當提高。設計的厚大斷面低溫鐵素體球墨鑄鐵主要化學成分如表1所示。

表1試驗球鐵的主要化學成分(質量分數，％)

制備試樣用鐵液采用沖天爐/感應電爐雙聯工藝進行熔煉。原鐵液熔煉期間進行兩次脫硫處理，脫硫劑加入量分別為1.0％和0.5％，其化學成分及顆粒度要求見表2所示。選用低鎂球化劑FeSiMg6RE2進行蓋包法球化處理，處理溫度控制在1450～1470℃范圍內，處理時間為46-50s。采用多次孕育與隨流孕育相結合的復合孕育方式。隨流孕育劑的種類和化學成分見表3所示。砂型采用樹脂砂造型工藝，澆注溫度為1340～1350℃。

在型號為HBS-3000布氏硬度計上進行硬度測試，每個試樣取3點且取其平均值；沖擊試驗在型號為JB-30型擺錘式沖擊試驗機上進行，沖擊試樣尺寸為10mm×10mm×55mm的標準V型缺口試樣，測試3次并取其平均值。用WA-300型電液式萬能拉力試驗機測試試樣的力學性能。用OLMPAS光學顯微鏡觀察球鐵試樣腐蝕前后石墨組織和基體組織。用型號為Philips-quanta-2000且帶有能譜分析儀的掃描電子顯微鏡對試樣組織和成分分別進行觀察和分析。

表2脫硫劑的化學成分及粒度

表3孕育劑化學成分(質量分數，％)

圖1為使用普通孕育劑75SiFe和含Sb和Ba孕育劑分別進行隨流孕育后鑄件的石墨形態和基體組織。從圖中可以發現，經75SiFe孕育處理后，鑄件石墨形態較差，出現大面積的碎塊狀石墨，石墨較碎且彼此分立，僅有少量的球狀石墨且大小不均勻，見圖1(a)所示。用4％的硝酸酒精溶液腐蝕后，對其進行定量金相計算分析，可知鐵素體含量低于85％，如圖1(b)所示。這主要是由于鑄件壁厚較大，且采用普通孕育劑75SiF進行隨流孕育處理，增加了鐵液的終硅含量，鐵液凝固區間變寬，延長了鐵液凝固時間，冷卻速度慢，過冷度降低。在過冷度較小的條件下，盡管進行隨流孕育增加了石墨球數量，但同時也促使碎塊狀石墨在奧氏體殼與殘余熔體界面上的形核和生長，從而促使鑄件碎塊狀石墨的產生。

圖1不同孕育劑處理后試樣的石墨形態和基體組織

(a)1#試樣的石墨形態(75SiFe)；(b)2#試樣的基體組織(75SiFe)；(c)經0.8％含Sb-Ba孕育劑處理后3#試樣的石墨形態；(d)經0.8％含Sb-Ba孕育劑處理后4#試樣的基體組織

加入0.8％的含Sb和Ba孕育劑進行隨流孕育之后鑄件的石墨球化效果良好，石墨球數多且細小，平均直徑約為20μm，分布均勻、圓整，如圖1(c)所示。試樣腐蝕后的光學組織中，鐵素體含量為95％以上，見圖1(d)所示。這是因為元素Sb在鐵液中可以和稀土元素發生反應生成高熔點難溶的化合物質點，作為石墨結晶的非均勻形核核心，從而增加石墨球數。在鐵液凝固結晶時，元素Sb在石墨球周圍富集，在金屬與石墨的相界面上形成如同隔膜一樣的的障礙層，從而阻礙碳原子穿過晶界向石墨晶體擴散，迫使石墨球各個方向的生長速度趨近相等，易形成球形石墨。Sb元素含量過高，易導致石墨球形態惡化，球鐵鑄件白口傾向比較大，將嚴重降低鑄件的力學性能。此外，在稀土硅鐵鎂球鐵中，加入元素Ba可以提高石墨球化率，增加石墨球數，具有較小的白口傾向。元素Ba還具有抗球化衰退的作用，可以提高鎂的吸收率。元素Ba與S和O的親和力都很大，且對O的親和力比S更大。因此，元素Ba具有比元素Mg更強的脫氧去硫作用，從而提高Mg的吸收率。在隨流孕育過程中，向鐵水中加入元素Ba，除了可以生成氧化物BaO，還可以生成硫化物BaS。外來化合物質點與石墨的晶格失配度小于6％時，該化合物易成為異質形核的高效核心，與石墨的晶格失配度在6％～12％之間的化合物質點是中等有效的異質形核核心，而BaS與石墨的晶格失配度為+7.5％。因此，化合物BaS是石墨形核的有效核心。過量的Ba因有大量核心同時析出而造成孕育衰退現象，同時加入Sb可以使元素Sb吸附在相界面上形成隔膜層阻礙石墨球的長大，不僅可以提高石墨球化率、鎂的殘留量，還可以增加石墨結晶形核的核心，增加石墨球數，細化石墨球徑。

表4為經過不同孕育劑處理之后試樣的力學性能。從表中可以看出，經不同孕育劑處理后試樣的力學性能相差較大，這表明石墨的形態對鑄件的綜合力學性能有著重要的影響。

表4附鑄試塊的力學性能

鐵液經普通孕育劑75SiFe隨流孕育處理后，試樣的綜合力學性能較差，尤其是沖擊韌性和延伸率較低，平均值分別約為7.1J和4％，這主要是由于試樣中出現碎塊狀石墨的緣故。一方面因試樣中碎塊狀石墨的出現而導致共析轉變時C原子擴散困難，從而很難完成從奧氏體向石墨和鐵素體的轉變，因此嚴重降低試樣的塑韌性。另一方面因為球化效果差，鑄件中出現的碎塊狀石墨等缺陷組織不僅會增加石墨周圍的應力集中、制約基體組織作用的發揮，而且石墨的總面積相對于球狀石墨更大，從而減少了金屬原子的結合力，導致試樣的抗拉強度、伸長率和低溫沖擊韌性降低，嚴重降低其綜合力學性能。經含Sb和Ba孕育劑隨流孕育處理后的試樣，獲得了良好的綜合力學性能，其抗拉強度(Rm)平均值可達385MPa，硬度值(HB)平均值約為142，沖擊韌性(Akv-20℃J)平均值不低于14.2J，伸長率平均值可達23.31％，試驗結果完全符合國家相關標準。這是由于鑄件中石墨球化效果好，石墨球數多，石墨球徑小，縮短了碳在共晶轉變時向熔體中擴散的行程，增加了基體組織中鐵素體的含量，提高鑄件的伸長率，尤其是低溫沖擊韌性更明顯。

圖2所示為不同孕育劑隨流處理試樣的掃描電子顯微鏡照片(SEM)和能譜分析圖(EDS)。觀察圖2(a)和2(b)可知，經普通孕育劑75SiFe處理后試樣中石墨為不規則的碎塊狀，經能譜分析發現，在碎塊狀石墨邊緣，硅的含量約為3.50％。而經過含Sb和Ba孕育劑隨流孕育處理后的試樣中石墨球較為圓整，石墨球周圍硅的含量約為1.26％。經對比分析能譜圖發現，正常石墨球周圍硅的含量低于非正常石墨球周圍硅的含量，約低2％，而在兩組試樣中球化元素幾乎沒多大差別，這表明石墨發生畸變是由Si元素在基體組織中的富集結果造成的。

圖2試樣的掃面電鏡照片和能譜分析

(a)1#試樣(75SiFe)；(b)4#試樣(0.8％含Sb-Ba孕育劑)

Si屬于反偏析元素而富集于奧氏體內，更易偏析于石墨和基體組織界面，從而影響石墨的結晶且降低奧氏體殼的熔點。因此，Si的作用不是直接促使石墨球的生長而是富集于石墨晶體前沿產生成分過冷。當硅富集于奧氏體殼的局部區域時，使得該區域石墨自由生長時間延長，而其它部位奧氏體外殼已凝固，硅富集區卻仍保持液態，導致該區域內石墨繼續自由生長。此外，硅是石墨化元素，硅富集使得碳在鐵液中的溶解度降低，從而提高碳的活度且有助于碳的析出，促進硅富集區的石墨自由生長，導致石墨發生畸變，從而造成鑄件中出現碎塊狀石墨。

本發明加入的Sb-Ba微合金化能夠增加石墨形核核心和提高球化率，抑制碎塊狀石墨的產生，鑄態條件下球墨鑄鐵件有利于獲得圓整、細小均勻、球數多的石墨球。鐵液中加入質量分數為0.8％的Sb-Ba 孕育劑進行隨流孕育處理，球墨鑄鐵件獲得了良好的綜合力學性能。其抗拉強度(Rm)平均值可達385MPa，硬度值(HB)平均值約為142，沖擊韌性(Akv-20℃J)平均值不低于14.2J。碎塊狀石墨球周圍基體組織中元素Si的含量高于正常石墨球周圍基體組織，約為3.50％，是導致碎塊狀石墨產生的重要原因。