一种风电用高强高韧球墨铸铁的研制方法与流程

本发明属于冶金领域，具体涉及一种风电用高强高韧球墨铸铁的研制方法。

背景技术：

随着现代装备向轻量化、节能、高效的方向发展，人们对球铁的强度和使用性能的要求也不断提高。因此，铸造和冶金工作者通常采用铸造合金化，抑或通过热处理工艺来达到提高球铁机械性能的目的。但是，前者因在球铁铸造过程中需添加昂贵的合金元素(如ti、cu等)，使球铁件的生产成本大大增加，这极大地削弱了球铁件廉价的市场优势；后者耗时、耗能的弊端使球铁生产失去了市场开发的竞争力。而且，球铁较合金钢韧性差，目前球铁强化手段对冲击韧性的提高非常有限。

2004年iso1083/js球墨铸铁标准公布后，又补充了一个iso1083/js/500-10的球墨铸铁标准，把伸长率从原来的7％提高到10％。2012年3月，德国和欧洲的球墨铸铁标准din-en1563在修改时又增加了3个牌号分别是en-gjs-450-18、en-gjs-500-14、en-gjs-600-10，即大幅提高了铁素体、珠光体混合基体球墨铸铁的屈服强度和伸长率，而且这些级别都可在铸态获得，不需要任何热处理。他们走的是提高成分中的w(si)量、来强化铁素体技术路线。

为了符合风电铸件的工作环境，达到风电低温冲击的力学性能，过高的硅显然是不合适的。与此同时过高的硅对于厚大的风电铸件还是不利的，它会促进铁素体和石墨的形成，从而加剧铸件内部石墨形态恶化。

球墨铸铁自上世纪四十年代问世并投入生产以来，以其耐磨、减振和生产成本低廉等优点得到了迅猛的发展。迄今为止，球铁在汽车、矿山、船舶、注塑机、机床等众多领域得到广泛应用。随着人们对可持续、可再生能源的认识，风力发电成为人们关注的焦点。与此同时风电厂商对风电铸件的要求也进一步的提高，不在拘泥于原有牌号en-gjs-400-18u-lt。

技术实现要素：

发明目的：为了解决现有技术的不足，本发明提供了一种风电用高强高韧球墨铸铁的研制方法。

技术方案：一种风电用高强高韧球墨铸铁的研制方法，包括如下步骤：

步骤一、熔炼炉料配比，具体为：生铁：废钢：回炉料＝40％-60％:15％-30％:15％-30％，同时在炉中加入一定量的75硅铁，使原铁水的硅达到1.8％；

步骤二、在球化包的一个坑中依次加入：1％的球墨铸铁球化剂、0.2％-0.4％高钙钡孕育剂、30-60g/t的sb和压铁；

步骤三、铁水从炉中倒入另外一个坑中，浇注时加入0.1-0.2％的随流孕育剂，浇注温度为1340℃-1380℃。

作为优化：所述球墨铸铁球化剂由以下重量百分比成分组成：si：40％-50％，ca：0.9％-1.3％，ba：1％-1.5％，mg：5.8％-6.2％，re：0.8％-1.0％，al<1.2％，余量为fe以及不可避免的微量元素，粒度为5-30mm。

作为优化：所述高钙钡孕育剂由以下重量百分比成分组成：si：72％-75％，ca：1％-2％，ba：2％-2.5％，al<2％，余量为fe以及不可避免的微量元素，粒度为3-8mm。

作为优化：所述随流孕育剂由以下重量百分比成分组成：si：70％-76％，ca：0.75％-1.25％，re：1.5％-4％，al：0.75％-1.25％，余量为fe以及不可避免的微量元素，粒度为0.1-1mm。

有益效果：本发明通过对球化剂和微量元素的控制，消除高硅带来的碎块状石墨的倾向。石墨形态良好，即使在模数5的厚大断面上也没有出现明显的碎块状石墨。为好的本体力学性能提供了先决条件。保持-20℃低温冲击大于12j和延伸率大于18％的前提下，提高强度。立方体旁的附铸试块力学性能达到了qt420-18的性能，且-20℃的v缺口低温冲击打到13j。

附图说明

图1是本发明中立方体试块铸造工艺图；

图2立方体试块切割示意图

图3是本发明中球化包中合金的放置方式示意图；

图4是本发明中qt400-18与qt420-18的金相对比示意图；

图5是本发明中qt420-18本体金相(100倍)；

图6是本发明中-20℃时qt420-18冲击断口sem分析(200倍)；

图7是本发明中-20℃时qt400-18冲击断口sem分析(200倍)。

具体实施方式

下面结合具体实施例对本发明作进一步说明。

具体实施例

现有浇注壁厚300mm的立方体试块和一个厚度70mm的附铸试块，立方体模数5cm。铸造工艺如下图1，采用陶瓷管底注工艺，陶瓷管直径30mm。为了说明此配方的优越性，在浇注qt420-18的同时，用现有qt400-18的铁水浇注一个同样的立方体试块。

如图2所示，一种风电用高强高韧球墨铸铁的研制方法，包括如下步骤：

步骤一、熔炼炉料配比，具体为：生铁：废钢：回炉料＝40％-60％:15％-30％:15％-30％，同时在炉中加入一定量的75硅铁；

步骤二、在球化包的一个坑中依次加入：1％的球墨铸铁球化剂、0.2％-0.4％高钙钡孕育剂、30-60g/t的sb和压铁；

步骤三、铁水从炉中倒入另外一个坑中，浇注时加入0.1％-0.2％的随流孕育剂，浇注温度为1340℃-1380℃。

所述球墨铸铁球化剂由以下重量百分比成分组成：si：40％-50％，ca：0.9％-1.3％，ba：1％-1.5％，mg：5.8％-6.2％，re：0.8％-1.0％，al<1.2％，余量为fe以及不可避免的微量元素，粒度为5-30mm。

所述高钙钡孕育剂由以下重量百分比成分组成：si：72％-75％，ca：1％-2％，ba：2％-2.5％，al<2％，余量为fe以及不可避免的微量元素，粒度为3-8mm。

所述随流孕育剂由以下重量百分比成分组成：si：70％-76％，ca：0.75％-1.25％，re：1.5％-4％，al：0.75％-1.25％，余量为fe以及不可避免的微量元素，粒度为0.1-1mm。

本专利中立方体旁的附铸试块力学性能达到了qt420-18的性能，且-20℃的v缺口低温冲击打到13j。石墨形态良好，即使在模数5的厚大断面上也没有出现明显的碎块状石墨。为好的本体力学性能提供了先决条件。

1、熔炼结果

按照上述配方熔炼球化的铁水，球化前后铁水成分如下表1，球化过程爆发完好，最终铁水的硫和镁都在期望的范围内。然后浇注300mm立方体试块，等冷却1.5天后，取出。

表1球化前后铁水成分

2、附铸试块力学性能

本附铸试块厚度70mm，在附铸试块上取一根试棒、一个金相、三组冲击(分别测试-20℃、-30℃、室温的v缺口冲击性能)。力学性能如下表2，qt420-18的抗拉强度提高了32mpa，屈强比提高至0.683，材料利用率提高。同时还满足风电铸件的低温冲击性能，即使-30℃时，其低温冲击仍然大于12j。

表2附铸试块力学性能

金相照片对比如图4，由金相可得两者石墨球都比较圆整、均匀，但是石墨球个数有明显差异。qt400-18的石墨球数为180个/mm²，而qt420-18的石墨球数为230个/mm²。这主要是因为高si引起的高效孕育引起的。

3、本体理化性能

将立方体试块从中间取下一块厚度为30mm的一片做力学性能测试。在中间一片中取3个金相、3根试棒、6组冲击切割，观察石墨形态和力学性能在断面上的分布情况，切割方式如下图2。

力学性能如下表3，与qt400-18相比，qt420-18的抗拉强度提高了30mpa左右，硬度提高了15hb。与此同时屈强比也从原来的0.64提高到了0.67，这对减少铸件厚度，提高材料利用率有很大的帮助。qt420-18的低温冲击性能，从-20℃至-30℃有所降低。-20℃的低温冲击值满足要求，-30℃的低温冲击值稍低于要求的12j。

表3300mm立方体试块本体力学性能

qt420-18的本体断面金相如图5所示，从中心到表面，石墨形态渐渐变差。b的石墨大小不均匀，出现少量大球，而且在石墨球稀疏的地方，出现了少量夹杂物。c的地方出现了少量的碎块状石墨，抗拉强度有所降低，但其对低温冲击性能的影响较小。这主要是由于铁水冷却时候的“再辉现象”和加入少量锑元素引起的。

4、断口sem分析

图6和图7为qt420-18和qt400-18在-30℃时，中间和边缘的低温冲击断口的sem照片。从图中可以看出qt400-18的中间和边缘断口均存在较多韧窝，而且周围有明显的撕裂棱说明断裂时基体被拉伸成韧窝，在石墨球周围，韧窝分布较均匀，形状较规则，这些韧窝的存在是较高冲击韧性的根本保证。而qt420-18的边缘由于石墨形态的变差，除了韧窝，还出现了一部分的河流花样，并且有明显的解理台阶，说明是一种准解理断裂。这种现象是由于qt420-18过高的硅量使材料的韧脆转变温度提高，铸造手册记载，硅每增加0.1％，韧脆转变温度提高5.5℃-6℃。从而使材料在-30℃的情况下，已经进入准解理阶段。

本发明不局限于上述最佳实施方式，任何人在本发明的启示下都可得出其他各种形式的产品，但不论在其形状或结构上作任何变化，凡是具有与本申请相同或相近似的技术方案，均落在本发明的保护范围之内。