一种大断面低温铁素体球墨铸铁用铁水孕育工艺的制作方法

本发明涉及铸铁用铁水生产领域，尤其涉及一种大断面低温铁素体球墨铸铁用铁水孕育工艺。

背景技术：

目前，为了提高铸造球铁质量，改善石墨球等级，孕育处理是一个非常重要的环节。公知的孕育处理方法包括：炉前一次孕育、倒包孕育以及瞬时孕育，其中瞬时孕育处理效果最佳。

瞬时孕育处理方法包括浇口杯孕育法、浇包漏斗随流孕育法、孕育丝法、浇包孕育棒法、浮硅孕育、型内孕育等方法。

球墨铸铁因具有较高的综合力学性能且较低的生产成本而得到了广泛的应用。随着重大基础工程建设和制造业的快速发展，风电装备、冶金、机械、交通运输和核燃料储运等方面对厚大断面球墨铸铁的需求愈发迫切。然而，大断面球墨铸铁因铸件壁较厚而具有冷却速度较慢、共晶阶段凝固时间较长的特点，因此易导致铸件中心部位石墨球数量少、石墨球发生畸变、共晶团出现粗大等缺陷，从而严重降低铸件综合力学性能，进而限制大断面球墨铸铁的生产应用。

目前，改善大断面球墨铸铁组织和性能的主要措施有提高铸件冷却速度、控制其化学成分、微合金化、球化剂的选择和孕育处理方式的选择等，但现有的孕育工艺后的产品存在铸件组织中出现碎块状石墨，石墨球数量少且直径大，力学性能差，抗拉强度低。不能够满足需求。

技术实现要素：

为解决现有技术中存在的问题，本发明提出一种铸铁用铁水孕育工艺，能够增加石墨形核核心和提高球化率，抑制碎块状石墨的产生，铸态条件下球墨铸铁件有利于获得圆整、细小均匀、球数多的石墨球。从而获得石墨球圆整、数量多且直径小，综合力学性能好的铸件。

为实现上述目的，本发明提出一种铸铁用铁水孕育工艺，采用的方法具体步骤如下：

(1)在盖包法球化处理包中加入铁水质量的0.5％的75SiFe孕育剂，且孕育剂覆盖于球化剂上，上面覆盖铁屑和铁板，等到球化处理结束后，在球化处理后的铁液表面撒铁水质量的0.3％的75SiFe孕育剂；

(2)进行浇注随流孕育；随流孕育采用Sb-Ba复合孕育剂进行孕育，其颗粒度为0.4-0.6mm，其复合孕育剂加入量为铁水质量的0.6％-0.9％。

所述盖包法球化处理为选用低镁球化剂FeSiMg6RE2进行盖包法球化处理，处理温度控制在1450～1470℃范围内，处理时间为46-50s。

在所述(1)步中，在第二次加入75SiFe孕育剂时，同时对铁液进行充分的搅拌，搅拌后进行扒渣。

在所述(2)步中，加入的Sb-Ba复合孕育剂，其中所含Sb-Ba元素为铁水质量的0.06％-0.17％；其中复合孕育剂中Sb元素加入量为铁水质量的0.008-0.10％，Ba元素的加入量为铁水质量的0.012-0.015％。

在所述(2)步中，在浇注时加入复合孕育剂时不得断流，且复合孕育剂要均匀加入。

有益效果：

本发明通过采用多次孕育与随流孕育相结合的复合孕育方式，随流孕育时加入复合孕育剂选用Sb-Ba微合金化，可以增加石墨形核核心和提高球化率，抑制碎块状石墨的产生，铸态条件下球墨铸铁件有利于获得圆整、细小均匀、球数多的石墨球；球墨铸铁件获得了良好的综合力学性能。其抗拉强度(Rm)平均值可达385MPa，硬度值(HB)平均值约为142，冲击韧性(Akv-20℃J)平均值不低于14.2J。

附图说明

图1是不同孕育剂处理后试样的石墨形态和基体组织:

(a)1#试样的石墨形态(75SiFe)；

(b)2#试样的基体组织(75SiFe)；

(c)经0.8％含Sb-Ba孕育剂处理后3#试样的石墨形态；

(d)经0.8％含Sb-Ba孕育剂处理后4#试样的基体组织；

图2试样的扫面电镜照片和能谱分析:

(a)1#试样(75SiFe)；

(b)4#试样(0.8％含Sb-Ba孕育剂)

具体实施方式

为了使本发明的目的、技术方案及优点更加清楚明白，以下结合实施例，对本发明进行进一步详细说明。应当理解，此处所描述的具体实施例仅仅用以解释本发明，并不用于限定本发明。

本发明提出一种铸铁用铁水孕育工艺，采用的方法具体步骤如下：

(1)在盖包法球化处理包中加入铁水质量的的0.5％的75SiFe孕育剂，且孕育剂覆盖于球化剂上，上面覆盖铁屑和铁板，等到球化处理结束后，在球化处理后的铁液表面撒铁水质量的0.3％的75SiFe孕育剂；

(2)进行浇注随流孕育；随流孕育采用Sb-Ba复合孕育剂进行孕育，其颗粒度为0.4-0.6mm，其复合孕育剂加入量为铁水质量的0.6％-0.9％。

所述盖包法球化处理为选用低镁球化剂FeSiMg6RE2进行盖包法球化处理，处理温度控制在1450～1470℃范围内，处理时间为46-50s。

在所述(1)步中，在第二次加入75SiFe孕育剂时，同时对铁液进行充分的搅拌，搅拌后进行扒渣。

在所述(2)步中，加入的Sb-Ba复合孕育剂，其中所含Sb-Ba元素为铁水质量的0.06％-0.17％；其中复合孕育剂中Sb元素加入量为铁水质量的0.008-0.10％，Ba元素的加入量为铁水质量的0.012-0.015％。

在所述(2)步中，在浇注时加入复合孕育剂时不得断流，且复合孕育剂要均匀加入。

球墨铸铁因性能要求较高而其化学成分范围相对较窄且要求严格，尤其对厚大断面低温铁素体球墨铸铁件，对原材料的要求更严格。铸件的化学成分符合高碳低硅、低锰、低硫磷的原则要求。生铁选用Q10低硅球墨铸铁用优质生铁；因Cr、V等碳化物对低温韧性有较大的影响，采用成分稳定的碳素废钢。C质量分数控制在3.5％～4.0％；Si的质量分数确定为2.0％～2.2％；严格控制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的含量适当提高。设计的厚大断面低温铁素体球墨铸铁主要化学成分如表1所示。

表1试验球铁的主要化学成分(质量分数，％)

制备试样用铁液采用冲天炉/感应电炉双联工艺进行熔炼。原铁液熔炼期间进行两次脱硫处理，脱硫剂加入量分别为1.0％和0.5％，其化学成分及颗粒度要求见表2所示。选用低镁球化剂FeSiMg6RE2进行盖包法球化处理，处理温度控制在1450～1470℃范围内，处理时间为46-50s。采用多次孕育与随流孕育相结合的复合孕育方式。随流孕育剂的种类和化学成分见表3所示。砂型采用树脂砂造型工艺，浇注温度为1340～1350℃。

在型号为HBS-3000布氏硬度计上进行硬度测试，每个试样取3点且取其平均值；冲击试验在型号为JB-30型摆锤式冲击试验机上进行，冲击试样尺寸为10mm×10mm×55mm的标准V型缺口试样，测试3次并取其平均值。用WA-300型电液式万能拉力试验机测试试样的力学性能。用OLMPAS光学显微镜观察球铁试样腐蚀前后石墨组织和基体组织。用型号为Philips-quanta-2000且带有能谱分析仪的扫描电子显微镜对试样组织和成分分别进行观察和分析。

表2脱硫剂的化学成分及粒度

表3孕育剂化学成分(质量分数，％)

图1为使用普通孕育剂75SiFe和含Sb和Ba孕育剂分别进行随流孕育后铸件的石墨形态和基体组织。从图中可以发现，经75SiFe孕育处理后，铸件石墨形态较差，出现大面积的碎块状石墨，石墨较碎且彼此分立，仅有少量的球状石墨且大小不均匀，见图1(a)所示。用4％的硝酸酒精溶液腐蚀后，对其进行定量金相计算分析，可知铁素体含量低于85％，如图1(b)所示。这主要是由于铸件壁厚较大，且采用普通孕育剂75SiF进行随流孕育处理，增加了铁液的终硅含量，铁液凝固区间变宽，延长了铁液凝固时间，冷却速度慢，过冷度降低。在过冷度较小的条件下，尽管进行随流孕育增加了石墨球数量，但同时也促使碎块状石墨在奥氏体壳与残余熔体界面上的形核和生长，从而促使铸件碎块状石墨的产生。

图1不同孕育剂处理后试样的石墨形态和基体组织

(a)1#试样的石墨形态(75SiFe)；(b)2#试样的基体组织(75SiFe)；(c)经0.8％含Sb-Ba孕育剂处理后3#试样的石墨形态；(d)经0.8％含Sb-Ba孕育剂处理后4#试样的基体组织

加入0.8％的含Sb和Ba孕育剂进行随流孕育之后铸件的石墨球化效果良好，石墨球数多且细小，平均直径约为20μm，分布均匀、圆整，如图1(c)所示。试样腐蚀后的光学组织中，铁素体含量为95％以上，见图1(d)所示。这是因为元素Sb在铁液中可以和稀土元素发生反应生成高熔点难溶的化合物质点，作为石墨结晶的非均匀形核核心，从而增加石墨球数。在铁液凝固结晶时，元素Sb在石墨球周围富集，在金属与石墨的相界面上形成如同隔膜一样的的障碍层，从而阻碍碳原子穿过晶界向石墨晶体扩散，迫使石墨球各个方向的生长速度趋近相等，易形成球形石墨。Sb元素含量过高，易导致石墨球形态恶化，球铁铸件白口倾向比较大，将严重降低铸件的力学性能。此外，在稀土硅铁镁球铁中，加入元素Ba可以提高石墨球化率，增加石墨球数，具有较小的白口倾向。元素Ba还具有抗球化衰退的作用，可以提高镁的吸收率。元素Ba与S和O的亲和力都很大，且对O的亲和力比S更大。因此，元素Ba具有比元素Mg更强的脱氧去硫作用，从而提高Mg的吸收率。在随流孕育过程中，向铁水中加入元素Ba，除了可以生成氧化物BaO，还可以生成硫化物BaS。外来化合物质点与石墨的晶格失配度小于6％时，该化合物易成为异质形核的高效核心，与石墨的晶格失配度在6％～12％之间的化合物质点是中等有效的异质形核核心，而BaS与石墨的晶格失配度为+7.5％。因此，化合物BaS是石墨形核的有效核心。过量的Ba因有大量核心同时析出而造成孕育衰退现象，同时加入Sb可以使元素Sb吸附在相界面上形成隔膜层阻碍石墨球的长大，不仅可以提高石墨球化率、镁的残留量，还可以增加石墨结晶形核的核心，增加石墨球数，细化石墨球径。

表4为经过不同孕育剂处理之后试样的力学性能。从表中可以看出，经不同孕育剂处理后试样的力学性能相差较大，这表明石墨的形态对铸件的综合力学性能有着重要的影响。

表4附铸试块的力学性能

铁液经普通孕育剂75SiFe随流孕育处理后，试样的综合力学性能较差，尤其是冲击韧性和延伸率较低，平均值分别约为7.1J和4％，这主要是由于试样中出现碎块状石墨的缘故。一方面因试样中碎块状石墨的出现而导致共析转变时C原子扩散困难，从而很难完成从奥氏体向石墨和铁素体的转变，因此严重降低试样的塑韧性。另一方面因为球化效果差，铸件中出现的碎块状石墨等缺陷组织不仅会增加石墨周围的应力集中、制约基体组织作用的发挥，而且石墨的总面积相对于球状石墨更大，从而减少了金属原子的结合力，导致试样的抗拉强度、伸长率和低温冲击韧性降低，严重降低其综合力学性能。经含Sb和Ba孕育剂随流孕育处理后的试样，获得了良好的综合力学性能，其抗拉强度(Rm)平均值可达385MPa，硬度值(HB)平均值约为142，冲击韧性(Akv-20℃J)平均值不低于14.2J，伸长率平均值可达23.31％，试验结果完全符合国家相关标准。这是由于铸件中石墨球化效果好，石墨球数多，石墨球径小，缩短了碳在共晶转变时向熔体中扩散的行程，增加了基体组织中铁素体的含量，提高铸件的伸长率，尤其是低温冲击韧性更明显。

图2所示为不同孕育剂随流处理试样的扫描电子显微镜照片(SEM)和能谱分析图(EDS)。观察图2(a)和2(b)可知，经普通孕育剂75SiFe处理后试样中石墨为不规则的碎块状，经能谱分析发现，在碎块状石墨边缘，硅的含量约为3.50％。而经过含Sb和Ba孕育剂随流孕育处理后的试样中石墨球较为圆整，石墨球周围硅的含量约为1.26％。经对比分析能谱图发现，正常石墨球周围硅的含量低于非正常石墨球周围硅的含量，约低2％，而在两组试样中球化元素几乎没多大差别，这表明石墨发生畸变是由Si元素在基体组织中的富集结果造成的。

图2试样的扫面电镜照片和能谱分析

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

Si属于反偏析元素而富集于奥氏体内，更易偏析于石墨和基体组织界面，从而影响石墨的结晶且降低奥氏体壳的熔点。因此，Si的作用不是直接促使石墨球的生长而是富集于石墨晶体前沿产生成分过冷。当硅富集于奥氏体壳的局部区域时，使得该区域石墨自由生长时间延长，而其它部位奥氏体外壳已凝固，硅富集区却仍保持液态，导致该区域内石墨继续自由生长。此外，硅是石墨化元素，硅富集使得碳在铁液中的溶解度降低，从而提高碳的活度且有助于碳的析出，促进硅富集区的石墨自由生长，导致石墨发生畸变，从而造成铸件中出现碎块状石墨。

本发明加入的Sb-Ba微合金化能够增加石墨形核核心和提高球化率，抑制碎块状石墨的产生，铸态条件下球墨铸铁件有利于获得圆整、细小均匀、球数多的石墨球。铁液中加入质量分数为0.8％的Sb-Ba 孕育剂进行随流孕育处理，球墨铸铁件获得了良好的综合力学性能。其抗拉强度(Rm)平均值可达385MPa，硬度值(HB)平均值约为142，冲击韧性(Akv-20℃J)平均值不低于14.2J。碎块状石墨球周围基体组织中元素Si的含量高于正常石墨球周围基体组织，约为3.50％，是导致碎块状石墨产生的重要原因。