塑性变形和热处理工艺对白口铸铁组织及性能的改善

D0I:10.13374/j.issn1001-053x.1988.03.009 北京钢铁学院学报 第10卷第3期 Journal of Beijing University Vol,10 No.3 1988年7月 of Iron and Steel Technology July 1988 塑性变形和热处理工艺对白口铸铁 组织及性能的改善 王有铭李虹 (压力加工系) 摘要 大于2,11%C的白口铸铁中含有大块且又分布不均匀的德碳体，其塑性和韧性 很差。本文采用塑性变形及热处理等4种方法，最终得到了细小碳化物均匀分布在 铁素休基体上的理想组织。具有这种球化组织的铸铁，强韧性有了提高，几在650 ~850·C温度范围变形表现出良好的超塑特性。 关键词：塑性变形，超细品粒，快速结品法、超粗性变形，白门铸铁，热 处理 Improvement on Structure and Property of White Cast Irons Through Plastic Deformation and Heat-Treatment Technology Wang Youming,Li Hong Abstract White Cast irons that conlain amount of massive cementite show poor plasticily and toughness,which limited their wide applications in industry. Four methods of plastic deformation an heat-trcatment were adopted in this paper to improve cementite's bad morphology and distribution.An ideal structure of fine cementite particle distributing within the matrix of ferrite was obtained.The refined structure white cast iron is of excellent superpla- 1987-一12一26收稿 330

第 卷第 期 年 月 北 京 钢 铁 学 院 学 报 主了 塑性变形和热处理工艺对 白口 铸铁 组织及性能的改善 王有 铭 李 虹 压 力加 工 系 摘 要 大于 的 白口 铸铁中含有大块且又 分布不均匀的渗碳体 ， 其塑性和韧性 很 差 。 本文 采 用 塑性变 形及热处理等 种方法 ， 最终得 到 了细小碳化 物均匀分布在 铁素体 基体上的 理 想 组织 。 具有这种球化组织的铸铁 ， 强 韧 性有 了提 高 ， 且 在 温度范 围变形表现 出 良好的超塑 特性 。 关撰祠 塑性变形 ， 超 细晶粒 ， 快速结 晶法 超 塑性 变 形 ， 自 铸 铁 ， 热 处理 一 研 口 尸。 附 夕 ， ， ， ， · ， · ， ， 一 · 一 一 收 稿 DOI ：10．13374／j ．issn1001－053x．1988．03．009

sticity at the range from 650 to 850C,and its room temperature mechanical properties also have a great improvement.This kind of white cast iron can be used as wear-resistant die material. Key words:plastic deformatioa,ultrafine grain,rapid solidification technology,superplasticity deformation,white iroa,heat- treatment 引 言 白口铸铁是工业上大量使用的耐磨材料。但铸铁中含有大量分布不均)的渗碳体，因而 塑性及韧性低，妨碍这种合金的广泛应用。提高白口铸铁的塑性秀韧性：，一直是治金工作者 十分重视的课题。 为了改善白口铸铁的性能，必须在保证基体机械性能良好的条件下，改善碳化物的形态 和分布。最理想的情况是以细小、弥散的碳化物均匀地分布在基体中， 以前人们主要是通过高合金化或稀土变质处理的方法来改变谈化物的分布【1·1，但需 用大量贵重金属如Cr,V等，成本高。 本文采用压力加工并结合热处理的方法，对白口伟铁中的碳化物进行细化和再分布，获 得细小弥散的碳化物均匀分布在基体中。 1材料的制备 (1)3种成分的白口铸铁锭以工业纯铁及铬、锰，钒铁为原料任非真空中频感应电炉 中冶炼了3种成分的铸铁，化学成分如表1。冶炼时间0.5h,浇注温度1500°C,锭形尺寸： 中52mm×52mm的圆锭，60mm×60mm×45mm的方锭和23mm×8:nm×90mm的长条， 表1白口铸铁的化学成分，wt% Tbale 1 Chemical composition of white cast irons,wt% 编号CCr Mn Fe 1 2.201.50 1,51 0.120.40 余量 2.601.53 1.480.200.43 众量 图1粉术颗粒形税 3.001.251.330.0f0.36 余量 Fig.1 Powder particle morphologies of white cast irons (2)快速结晶法制取白口铸铁粉术为了进行实验比较，快速结请法制取的铁粉术的 化学成分大致与第3炉铸锭相同。 治炼也是在非真空中频感应电炉中进行的。熔炼时间2h,浇注温皮1500°C,铸铁经 中8mm的特制喷嘴流出，与此同时用压力为2MPa的高压纯氮冲击铁流，将其击碎和雾化， 粉末质点的冷却速度达10~105°C/s。经筛选后最大的颗粒尺寸为147μm。粉末颗粒的外 形如图1所示。 331

“ ， 卜 · 一 。 ， 一 ， 、 」 ， 、 气 ， ， 卜 弓旨心 白口 铸铁 是 工 业上 大量使 用的耐磨材料 。 但 铸 铁 中含有 大 量分 布不 均 匀的渗碳 体 ， 因而 塑性及韧 性 低 ， 妨碍这 种 合金 的广 泛应 用 。 提高 白口 铸 铁 的塑 性 和韧 性 ， 一 直 是 冶 金 工作者 十分 重 视 的课题 。 为 了改 善 白 口 铸铁 的性能 ， 必须 在保 证基体机 械性能 良好的条件下 ， 改 善碳化物 的形态 和 分布 。 最 理 想 的情况是 以细小 弥 散 的碳化物 均匀地分布在基 体 中 。 以前人 们 主要是通过 高合金化或 稀土 变质处 理 的方法 来改 变碳 化物 的 分 布 「” ” ， 但需 用大量贵重 金属 如 等 ， 成本高 。 本文 采用压 力加 工并 结合热处 理 的方法 ， 对 白口 铸 铁 中的碳化物 进行细 化和再分布 获 得 细小 弥散 的碳 化物 均匀分布在 基体 中 。 材料 的制备 种 成分 的 白 口 铸铁 锭 以 工业 纯铁及铬 、 锰 饥 铁 为原料 庄非真空 中频 感应 ， 一 匕炉 中冶炼 了 种 成分 的铸铁 ， 化学 成分 如 表 。 冶炼时 间 ， 浇 注 温度 。 键 形尺 寸 必 ， 的圆锭 ， 的方锭 和 二 又 ， 的长条 ， 表 白 口 铸 铁的化学 成 分 ， ， 编号 佘 最 。 。 。 余 最 。 余 量 图 扮末 领 粒 形 貌 卜 快速 结 晶法 制取 白 口 铸 铁粉 末 为 了进 行实验 比较 ， 快 速结 品法 制取 的铸 铁 粉 末的 化学 成分大 致 与 第 炉 铸锭 相 同 。 冶炼也 是 在 非真空 中频 感应电炉 中进行的 。 熔炼时 间 ， 浇 注 温 度 ” ， 铸 铁 经 功 的特 制喷嘴 流 出 ， 与此 同时 用压 力为 的高 压 纯 氮 冲 击铁 流 ， 将其 击碎和 雾化 ， 粉 末质 点的冷 却速 度达 。 ‘ 一 “ 。 经 筛选 后 最大的 颗粒 尺 一 寸为 川 。 粉 末颗粒 的 外 形如图 所示

2改善白口铸铁的铸态组织 2.1热加工与遥加工 将8种成分的白口铸铁锭加热至1100°C,保温2h后，进行锻造变形，变形量达45~55%， 锻后空冷至室温。随后按下列工艺进行热温加工。先将锻件重新加热到1100°C并保温2h, 再进行多道次的轧制变形，每道压下量1~2mm,当温度降至A,(727°C)时热轧停止。第2 步进行等温轧制，轧制温度680°C,每轧一道，回炉加热5min,每道压下1.0~1.5mm, 一直轧至轧机的最小可轧厚度(1.5mm)。经上述热锻、热轧及温轧加工后的组织以及原始 铸态组织见图2。 0 图23.0%C铸峡变形过程中的组织，a-锦态，b-搬后，℃-热轧后，d-温轧后 Fig,2 Microstructure of 3.0%C white case irons 等温轧制后的佛铁组织（图2d)为弥散的渗碳体分布在铁素体基体上，同铸态组织(2a) 相比有明显的不同。 造成粗大渗碳体发生细化及再分布的原因是： (1)高温下的锻造及热轧过程，使铸铁中的奥氏体产生变形，奥氏体中位错等畸变能增 加并有奥氏体再结晶发生，这样二次遂碳体便在高位错密度处，在再结晶奥氏体晶界以及原 奥氏体晶界处先共晶渗碳体上析出（图2b、2©），所以析出地点较为分散， (2)在奥氏体变形的同时，先共晶渗碳体块也发生了一定的形变，渗碳体中位错密度高 的地方，尤其是尖点处的碳原子有高的扩散能力【3】，碳原子通过周围的奥氏体向扩散能力 低的碳原子处析出，这样，大块的渗碳体便溶穿为若干个小块【]， (3)等温轧制使得珠光体中的片层渗碳体发生熔穿，形成渗碳体与铁素体的球化组织， 同时先共晶渗碳体也得到了进一步的细化。 但局部区域仍存在未完全细化的先共晶渗碳体（图2d)。 332

改警白口 铸铁的铸态组织 热加 工 与温加 工 将 种成分的 白 口铸铁锭加热 至 ， 保温 后，进行镶造变形 ， 变形量达 一 ， 镶后空冷至 室温 。 随后按下列 工艺进行热温加工 。 先将锻件重新加热到 “ 并保 温 ， 再进行多道次的轧制 变形 ， 每道压下量 一 ， 当温度降至 时热轧停止 。 第 步进行等温轧制 ， 轧制温度 “ ， 每 轧 一道 ， 回炉加热 ， 每道压下 。 ， 一直轧至轧机 的最小可 轧厚度 。 经上 述热 锻 热轧及温轧加工后的组织 以及原始 铸态组织 见图 。 图 含 。 纬 铸铁变 形过程 中的 组织 ， 卜铸态 ， 一 锻 后 ， 一 热轧后 ， 一 沮轧后 。 名 ， 。 等温轧制后的铸铁组织 图 为弥散的渗碳 体分布在铁素体基体上 ， 同铸态组织 相比有明显 的不同 。 造 成粗大渗碳体发生细化及再分布的原因是 高温下 的锻造及热 轧过程 ， 使铸铁 中的奥氏体产生变形 ， 奥氏体 中位 错 等畸变能增 加并有奥氏体再 结晶发生 ， 这样二次渗碳 体便在高位错密度处 ， 在再 结晶奥氏体晶界以及原 奥氏体晶界处 先共晶渗碳体上析 出 图 。 ， 所 以析 出地点较为分散 在 奥氏体变形的同时 ， 先共晶渗碳体块也发生 了一定的形变 ， 渗碳 体中位错密度高 的地方 ， 一 尤其是尖点处 的碳 原子有高的扩散能力 “ ， 碳 原 子通过 周 围的奥氏体向扩散能 力 低的碳 原子处析 出 ， 这样 ， 大块的渗碳体便溶穿为若干个小块 ‘ 场 等温轧制使得珠光体 中的片层渗碳体发生熔穿 ， 形成渗碳体与铁素体的球 化组织 ， 同时先共晶渗碳体也得到了进一步的细化 。 但局部区城仍存在未完全细化的先共晶渗碳 体 图

2,2热加工与离异共析转变相结合的工艺 上述的等温轧制过程需要多次回炉重新加热，加工周期长。为弥补这一不足，可以采用 离异共析转变工艺取代等温轧制。 热锻与热轧工序与前面相同。热轧后，轧件冷至室温。再将轧件重新加热至800°C(A1 以上)，并保温1h,随后按两种工艺进行： (1)直接空冷至室温， (2)保温后以15~20%的变形量轧一道，冷至室温。 图3给出了含2,6%C铸铁经上述两种工艺后的组织。该组织是细小的渗碳体均匀地分 布在铁素体为基体上，同时也有未能完全细化的先共品渗碳体。 (a)热加工+离异共析转变 (b)热加工+离异共析转变+变形 闲32.6%C白口，铁离异共折转变后的组织 Fig.3 Microstructures of 2.6%C white cast irons 离异共析相变工艺得到球化组织是由于利用了奥氏体化尚未完成这一特殊的结构。热轧 后的轧件重新加热至800°C(A:以上)保温1h,进行奥氏体化。这过程中珠光体片尽结构要 发生改变，铁素体变成奥氏体，渗碳体溶入奥氏体。但由于奥氏体化温度低(800°C),且 保温时间短（1h),则片层中有部分渗碳体尚未溶进奥氏体中，而奥氏体中原是铁素体的地 方碳含量低，原是渗碳体的地方碳含量高，在这种不均匀碳含量的特殊结构下冷却下来，奥 氏体中的渗碳体便在这些大量碳原子浓度不均匀处、未溶的渗碳体上以及先共晶渗碳体上析 出，形成的铁素体与渗碳体的球化组织。若再给一定的轧制变形，增加了奥氏体中的位密 度，为渗碳体的析出提供了更多的地点，同时变形也进一步细化了先共品渗碳体颗粒5」。 2.3多次循环相变热处理工艺 将铸铁薄片加热至1100°C保温2h后淬火至室温，再加热至800°C保温0.5h,再淬火 至室温，再加热至800°C保温0.5h…,如此反复，共15次。 2.2%C的铸铁多次相变淬火后的组织如图4所示。其它两种成分的铸铁具有类似的情 况。随循环次数增多，渗碳体细化越明显，但13次以后，组织基本不变化 淬火细化渗碳体是由于利用了亚稳相马氏体和残余奥氏体的形成和分解。铸铁从1100°C 淬火到室温，得到粗大马氏体、残余奥氏体及先共品渗碳体。重新加热至800°C,马氏体分 解成奥氏体与渗碳体，此温度下由于有相当数量的渗碳体存在，形核的奥氏体难以长大。在 此条件下又一次淬火，得到的亚稳相又比前一次小，800°C的保温则产生更小的奥氏体和渗 碳体。如此反复，则渗碳体不断地细化，但当循环达到一定的次数，奥氏体的长大速度大于 形核速度，组织基本稳定〔]。 333

热加 工 与离异共 析转变相 结合 的工 艺 上 述 的等温轧 制过程 需要 多次回 炉 重 新加 热 ， 加 工 周期 长 。 为弥 补这 一 不 足 ， 可 以 采用 离异 共析 转 变 工艺取 代等温轧制 。 热 锻与热轧 工序与前 面相 同 。 热轧后 ， 轧 件冷至 室温 。 再将轧件重 新加 热至 “ 以上 ， 并保 温 ， 随后按 两 种 工艺进 行 直接空冷 至 室温 保 温 后 以 一 写的变形 量轧 一道 ， 冷 至 室温 。 图 给 出了含 铸 铁经上述两种 工艺后的组织 。 该组织 是细 小的渗碳 体均匀地分 布在铁素 沐的基 体土 ， 同时 也有未能 完全细化 的先共 晶渗碳 体 。 热加 工 离异 共析转变 热 加 工 十 离异 共析转变 十 变形 图 白 口 铸 铁离异 共析转变 后的 红 织 ， 离异 共析 相 变工艺得 到球化组织 是 由于 利用 了奥氏体化尚未完成 这一 特殊的结构 。 热 轧 后的轧件重 新加 热 至 以上 保 温 ， 进 行奥氏体化 。 这 过程 中珠 光体片层 结构要 发生 改变 ， 铁 素体变 成 奥氏体 ， 渗碳体 溶人奥氏体 。 但 由于 奥氏体化 温度 低 ， 且 保 温时 间短 ， 则片层 中有部分渗碳体 尚未溶进 奥氏体 中 ， 而 奥氏体 中原是 铁 素体的地 方碳 含量低 ， 原是渗 碳体的地方碳 含量高 ， 在 这 种不 均 匀碳 含量 的特 殊 结构 下冷 却下 来 ， 奥 氏 体中的渗碳 体便在这 些 大量碳原子浓度不 均匀处 、 未 溶的渗碳体上 以及先 共 晶渗碳 体上析 出 ， 形 成的铁 素体与渗碳 体 的球化组织 。 若再给一 定的轧制变 形 ， 增加 了奥 氏体 中的位错 密 度 ， 为渗 ’ 碳 体 的析 出提 供 了更 多的地 点 ， 同时变 形 也进一 步 细 化 了先 共品渗碳 体颗粒 〔 “ ’ 。 多次循环 相变 热 处理工 艺 将铸铁 薄片 加热 至 保 温 后淬火 至 室 温 ， 再加热至 “ 保 温 ， 再淬火 至 室 温 ， 再加热 至 保 温 ” … ， 如此反 复 ， 共 次 。 的铸铁 多次相变 淬火 后的组织 如 图 所示 。 其 它 两 种 成分的铸铁 具有 类似的情 况 。 随 循环 次数增 多 ， 渗 碳 体 细化越 明显 ， 但 次 以后 ， 组织 基本不 变化 。 淬火细化渗碳体是 由于利 用 了亚 稳相 马氏体和 残余奥氏体 的形 成和 分解 。 铸 铁从 淬火 到 室温 ， 得 到 粗大 马 氏体 、 残余 奥氏体 及 先 共 晶渗碳 体 。 重 新加热 至 。 “ ， 马 氏体 分 解 成奥氏体 与渗碳体 ， 此 温度 下 由于有 相 当数 量的渗 碳体 存 在 ， 形 核的奥氏体难 以 一 长大 。 在 此条件 「又一 次淬火 ， 得 到 的亚稳相 又 比前一 次小 ， 。 。 “ 的保 温 则产生 更小 的奥氏体和渗 碳体 。 如此反 复 ， 则渗碳 体 不 断地 细 化 。 但 当 循环达 到一 定 的次数 ， 奥氏体的长大速度大于 形 核速度 ， 组织 基本稳定 〔 “ 〕

图42,2%C白口铸铁多次相变循环后的组织 ()4次， (b)7次， (c)10次 Pig,4 Micros:ructures of 2.2%C white cast irons after multi-thermal cycle 这种改善和细化铸铁组织的方法已用于工业生产中[？)。 2.4快速结晶法制粉可以细化先共晶渗碳体 前述8种方法都在不同程度上细化了白口铸铁中的渗碳体。但欲使先共晶渗碳体充分细 化，仍需加大变形量，增多轧制道次。 在铸铁浇注时，采用液氮雾化，进行强制冷却。制得的白口铸铁粉未的显微组织如图5 所示。 X衍射结果表明，粉末颗粒的主要组成相为残余奥氏体，以树枝状和胞状存在。大颗粒 粉末具有发达的树枝结构，而小颗粒则呈胞状结构（见图5a,5b)，树枝间和胞间为莱氏 体。 快速结晶颗粒中不存在大块先结晶渗碳体是由于强制冷却的结果。在10·~105°C/s的 冷却速度下，固相形核率极高，奥氏体首先从液相中形核，并一直保持至室温。奥氏体树枝 间和胞间剩下的液相转变成菜氏体。因树枝间距和胞间距很小。莱氏体中的渗碳体非常细小， 故莱氏体两相不明显【8]。而白口铸铁在正常条件下结晶时，液相中首先是初生渗碳体的结 晶，在随后的冷却过程中，渗碳体主要依附于这些初生渗碳体析出，从而形成了粗大的碳化 物组织【]。 随之而来的是如何将粉末热压成形，且热压温度不宜过高，否则将使组织粗化。 图5铸铁粉末的显微组织 图6粉末热压成形后的组织 (a)大颗粒 (b)小颗粒 (a)热压后 (b)热压块轧制后 Fig.5 Microstructure of powder particles Fig.6 Microstructures of white cast irons powders after hot pressing 334

豁奖粱鬓漆滩 图 次 ， 。 白口铸铁多次 相变循环后的组织 次 ， 次 一 这 种改 善和细化铸铁组织 的方法 已用于工业生产 中【 ’ 。 快速 结 晶法 制 粉可 以 细化先共 晶渗碳体 前述 种方法都在不 同程度上 细化了 白口铸铁 中的渗碳体 。 但欲使先共晶渗碳 体充分细 化 ， 仍需加大变形量 ， 增多轧制道次 。 在铸铁浇注时 ， 采 用液氮雾化 ， 进 行强 制冷却 。 制得 的 白口 铸铁粉末的显微 组织如 图 所示 。 衍射结果表明 粉末颗粒 的主要组成相为残余奥氏体 ， 以树枝状和胞状存在 。 大颗粒 粉末具有发达的树枝结构 ， 而小 颗粒 则呈 胞 状 结构 见 图 ， ， 树枝 间和 胞 间为莱 氏 体 。 快速结晶颗粒 中不存在大块先 结晶渗碳体是 由于强 制冷却的结 果 。 在 ‘ ‘ 。 的 冷却速度下 ， 固相形核率极高 ， 奥 氏体首先从 液相 中形核 ， 并一直保 持至 室温 。 奥氏体树枝 间和胞间剩下 的液相转变成莱 氏体 。 因树枝 间距和胞 间距很小 。 莱 氏体 中的渗碳体非常细小 ， 故莱氏体两相不 明显 〔 吕’ 。 而 白 口 铸铁在正常条件下 结 晶时 ， 液 相 中首先是初生渗碳体的结 晶 ， 在随后的冷却过程 中 ， 渗碳 体主要依 附于这些 初生渗碳体析 出 ， 从而 形 成 了粗大 的碳 化 物组织 ， 。 随之而来的是如何将粉末热压成形 ， 且 热 压温度不宜过高 ， 否 则将使组织 粗化 。 奥吕 铸铁粉末的显微组织 图 粉末热压成 形后的组织 大颐粒 小颖粒 热压后 热压块轧制后