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球墨鑄鐵中珠光體/鐵素體的知識要點

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鑄造工業中生產鐵素體的球墨鑄鐵和珠光體/鐵素體的(銅[Cu]合鑄的)球墨鑄鐵時常常會涉及到共熔反應,我們對此進行了試驗性地建模和研究,應用了熱量分析和定量掃描式電子顯微鏡(SEM/金相學光學圖像等研究方法,發現在一個三維球體小室中這個小室是指被含鐵合金模型圍繞著的一個球墨小結“小結指那些直徑很小的石墨結點”),散模型的狀態十分不穩定,反應邊界也一直在移動。對鐵素體的球墨鑄鐵中共熔反應的效率進行試驗驗證的結果與計算結果一致,另外,由于合金元素的分離作用,銅合鑄的球墨鑄鐵的轉化需要更大的過冷程度。針對這種現象,我們也進行了相關的試驗研究,利用熱處理和高溫塑性變形實現額外的均化作用,比較了鐵素體與珠光體的比例,以及對擁有不同分散遷移率的合金元素效率最后分離的計算結果。在均化作用的**個階段,減少銅和錳(Mn)的分離會降低鐵素體的含量,如果延長均化作用的時間的話,則會消除硅(Si)的分離,增加珠光體的含量以及模型的硬度。在未來的工作中,我們可以利用這些研究結果定量預測孕育作用、冷卻率以及合金組成成分對球墨鑄鐵性能的復雜的相互作用效果。

前言

在含有球墨鑄鐵,金屬模型對鑄鐵的機械性能起到了重要的作用。一般來說,我們可以在相同的基礎熔體中加入不同含量的硅,將其與銅、錳或者鈮Nb)添加物進行合鑄,從而生產出鐵素體的球墨鑄鐵、珠光體-鐵素體的球墨鑄鐵以及完全珠光體的球墨鑄鐵。其中,石墨小結的尺寸、數量以及冷卻率都是決定珠光體與鐵素體比例的重要參數。拉力遲(Lalich)和盧泊(Loper[1]在一個被金屬模型環繞著的球狀石墨微粒上應用了一個幾何模型,他們利用這個模型從試驗數據中預測鑄件的結構,其中涉及到的參數包括單位面積內石墨小結的數量NS,1/mm2,石墨體積百分比VG,%,以及冷卻率T’,°C/min[分鐘]。

對球墨鑄鐵進行持續冷卻期間,從奧氏體向鐵素體轉化的效率是由從碳C飽和的奧氏體向石墨小結的轉化控制的,我們一般將其稱為長范圍的碳擴散,其中擴散距離的單位是微米的十位。亞穩定狀態下從奧氏體向珠光體轉化的反應原理與穩定狀態下從奧氏體分解為鐵素體的反應原理十分不同。奧氏體向珠光體轉化的過程中滲碳體和鐵素體之間的碳擴散距離要比球墨鑄鐵中鐵素體形成時的碳擴散距離小上兩個數量級。拉卡茲(Lacaz)和格維(Gerval[2]則回顧了之前已經公布的模型,研究出了一種在球狀小室中奧氏體分解的擴散模型,這個小室包含著一個石墨小結,周圍環繞著一個金屬模型。

、錳之類的合金元素會減緩從奧氏體向鐵素體轉化共熔反應的效率,但會增強過冷反應,最終促進亞穩定狀態下從奧氏體向珠光體的轉化[3,4]。這些合金元素扮演著重要的角色,因為如果石墨區域碳的濃度很高(與銅的分離造成的結果相反),或者在小室之間的區域減少碳的活性(正常情況下,錳的分離會造成的結果),那么碳擴散的效率就會被減少[5]。如果A種鑄鐵中含有3.95%的碳0.44%的銅,B種鑄鐵(中碳鋼)中含有0.44%的碳和相同水平的銅,那么在鑄鐵的凝固期間,A鑄鐵的銅的分離會比B鑄鐵高,大約是B鑄鐵的1.5[6]。另外,射線顯微分析(EPM)的結果證明鑄鐵中錳、、Mo)的分離比率(元素的**濃度與最小濃度的比率)會隨著鑄件條直徑的增加而增加[5]。至于不同合金元素的分離趨向,我們發現錳、鉬之類的元素屬于正常分離元素,銅、鎳(Ni)之類的元素屬于反向分離元素,前者的分離比率要高于后者。另外,鉬的分離比率遠遠高于錳,銅的分離比率要比鎳更高。

元素硅也具體強烈反向分離作用,會在石墨小結周圍形成高濃度的暈輪,從而增加此處的碳活性,促進生成鐵素體環狀物。熔體中石墨/奧氏體殼體會進行共熔增長,并發生元素分離。對于此類替代型類型的合金元素來說,如硅、錳和銅元素,它們在奧氏體中的擴散遷移率很低[7],而且對固態鑄件進行持續冷卻期間,它們實際上基本保持不變狀態。合金元素的分離程度會隨著鑄件直徑的增加而增加(也就是說,鑄件凝固的時間越長,元素的分離程度也就越高)。

在本次研究中,我們對鑄態的、經過熱處理高溫塑性變形的球墨鑄鐵進行了熱量分析,研究了共熔反應中合金元素的分離效果金屬模型的最終結構,并對此進行了建模和試驗性研究。

程序

建模

一般來說,在持續冷卻球墨鑄鐵的過程中,共熔反應的效率是由從碳飽和的奧氏體經過增長的鐵素體殼體最終向石墨小結的轉化控制的,我們一般將其稱為長范圍的空隙的碳擴散。網狀個體的三維球狀小室中包含著一個石墨小結,小結周圍環繞著一系列同心軸的金屬模型(圖1a),對此我們使用了一種不穩定狀態的擴散模型,并利用從定量體視學中獲知的三維結構參數(指數“v”)和二維結構參數(指數“s”)之間的關系來表達球墨鑄鐵真實結構的幾何表現[1,2]。舉個例子,外部殼體的數量(n)和外部直徑D不同,石墨直徑DV20微米μm)石墨小室,表1中給出了具體的參數。通過變化石墨直徑DVDS以及殼體數量(n,我們可以設計出單位體積中的石墨小結數量(NV,單位面積中石墨小結數量(NS,以及石墨體積分數(VG,%)不同的球墨鑄鐵結構。

1.2-D3-D球墨鑄鐵結構在球狀小室中的表現

DV,

μm

DS,

μmp

n

D,

μm

NV,

1/mm3

NS,

1/mm2

VG%

20

13-15

3

32

39643

435-508

16.6

4

36

27842

348-401

11.6

5

40

20297

286-325

8.5

6

44

15249

239-268

6.4

在建模的過程中,金屬模型中包含著同心軸的殼體,我們還運用了兩種計算方法,在**種方法中,我們應用這個模型來預測在奧氏體和鐵素體層之間移動邊界的位置,這個鐵素體層形成于石墨小結周圍,且保持持續增長態勢。另外,我們還利用了特別的運算法則將Fe-FCC的碳擴散率的數值改變成Fe-BCC鑄鐵中碳擴散率的數值,此時某個特定殼體中的反應已經完成,這一點十分必要也很適用,因為鐵素體中的碳擴散遷移率比奧氏體中的碳擴散遷移率的數量級更大。在第二個方法中,我們應用這個模型來處理奧氏體的均化作用,并涉及到熱處理期間的替代型元素。在這個實驗中,初始條件是往內部的殼體(硅或銅)或者外部殼體(錳)的區域中嵌入更高濃度的這些元素,并且采用了可滲透的內部邊界條件(圖1b)。這些初始條件說明元素的分離早從凝固期間就已經開始了,石墨小結附近以及小室邊界附近的金屬模型中硅、銅和錳的分離數值是按照參考文獻中提出的典型數值設置的[5,6]。

在本次研究中,我們還使用了氣流分析工具Fluent CFD)中的“運輸與反應”模型,采用國家解算機進行計算。對于**次的近似值,多成分的稀釋熔液模型中元素I的擴散遷移率并不決定于使用的元素j的濃度。另外,試驗中Fe-FCCFe-BCC鑄鐵里碳、、、銅的擴散性以及激活能量的數值都是嚴格按照參考文獻的[7,8]。724等溫線時奧氏體的轉化僅僅受鐵素體的球墨鑄鐵中碳擴散的控制,這種球墨鑄鐵的石墨小結的直徑DV=20微米,但石墨小結數量和石墨體積彼此不同,具體的數值如圖2所示。

為了比較各種球墨鑄鐵的動力學性能,我們還對持續冷卻的轉化進行了建模和試驗驗證。

試驗

試驗過程中我們使用的試樣(高度為12mm工業鑄造的可拉伸的測試條(直徑為20mm采用的兩種溫度分別為主要是鐵素體的鑄態65-45-12(我們將其稱為1球墨鑄鐵),以及由低含量的銅合鑄而成的擁有珠光體/鐵素體結構的鑄態80-55-06(我們將其稱為2球墨鑄鐵)(表2

2.球墨鑄鐵的化學組成成分(wt%[重量百分比]


鉻(Cr

鎂(Mg

硫(S

1號球墨鑄鐵

3.82

2.41

0.36

0.2

0.03

0.037

0.01

2號球墨鑄鐵

3.82

2.36

0.37

0.5

0.03

0.039

0.002

另外,我們還利用了金相學光學圖像(圖像分析?軟件)和自動掃描式電子顯微鏡/能量彌散X射線探測器(EDX)阿斯派克(ASPEX)系統對相關參數(DS,VG,NS,石墨微粒的方向,形狀因數S=Dmin/Dmax[最小直徑與**直徑的比率]以及鐵素體的面積)進行了定量相分析(表3)。

3.對球墨鑄鐵進行定量相分析


DS,

μm

NS,

mm-2

VG%

S

鐵素體,

%

1號球墨鑄鐵(鑄態的)

11.3

640

9.9

1.3

77.7

2號球墨鑄鐵鑄態的

10.9

610

9.8

1.4

33.8

2號球墨鑄鐵變形的

12.9

434

9.8

2.4

-

鑄鐵凝固期間,相互作用的合金元素會出現分離作用,這會極大地影響共熔反應的效率。為了研究這其中的原理,我們對鑄態的試樣、部分經過熱量均化作用的試樣以及完全經過熱量均化作用的試樣都進行了試驗。均化作用熱處理的溫度很高(935-975時間長達36小時[h],全程進行氬[Ar]保護),而且其中的一些試樣在熱處理之前進行了熱軋,重量大約減少了44%。高溫塑性變形是實現合金均化作用的一種工具。一般來說,多相結構經過這種加強的塑性變形之后會形成微量體積與不同合金元素濃度的有效混合物。此外,我們還將鑄態的試樣和各種經過均化作用、熱軋處理的試樣加溫至920,在此溫度基礎上保持1個小時,然后將其放到熔爐中以相同的冷卻率0.25°C/sec[每秒]進行冷卻處理。圖3中展示了鑄態條件下以及經過熱軋后的球墨鑄鐵的微觀結構。

為了監控整個實驗過程中的溫度變化,我們采用了國家數據采集DAQ設備,并在計算共熔反應的效率時應用了牛頓熱量分析的方法。其中,反應放熱效率(Dq/dτ,J/g*sec)是根據**種衍生物(dT/dτ,°C/sec)的試驗數據以及計算的基準線Z,°C/sec)的數值計算出來的。

 =Cp 等式1

在本次研究試驗中,我們運用了牛頓的方法對共熔反應的效率進行了定量分析,輔以基準線的計算,并以試驗測量到的轉變發生之前(系數A1,°C和系數A2,sec-1與之后(系數A3,°C/sec3se系數A4,°C/sec4)的溫度為基礎。

T=A1 exp[試驗的]A2τ+A3τ-τ開始3+A4τ-τ開始4等式2

我們還可以從球墨鑄鐵的試驗冷卻曲線中計算出轉化的效率,如圖4所示,其中,反應的效率曲線說明鑄鐵中有兩個區域可以形成鐵素體和珠光體。一般來說,與鐵素體的形成相比,珠光體的形成要求的反應效率更高,溫度也更低。

球墨鑄鐵中的共熔反應

我們假想出了一個由被奧氏體包圍著的石墨小結組成的小室,在這個小室中計算建模出了冷卻曲線和奧氏體轉化曲線。圖5的建模結果是根據1號球墨鑄鐵的特定幾何參數(表3)得出的,這個模型說明轉化效率是由碳擴散控制的,并涉及到持續增長的鐵素體殼體。另外,5中也包含了1號球墨鑄鐵的試驗冷卻曲線和轉化動力學曲線。在兩個模型和試驗中,鑄件的持續冷卻過程都采取了相同的冷卻率。我們可以看到,針對轉化的整體時間,計算結果和實驗結果達到了一致,這說明奧氏體向鐵素體的轉化確實主要受到長范圍的空隙的碳擴散的影響。

不過值得注意的是,計算得出的結果與試驗得出的曲線在某些細節上還是有很大的不同。模型認為剛開始的時候球墨鑄鐵被冷卻到一定的溫度,在奧氏體向鐵素體轉化的分解溫度之下,此時的反應效率要比實驗觀察到的更高。在過程中的這一點時,形成的鐵素體的反應表面積與體積的比率很高,碳擴散的平均距離也相對很低。對于構成物來說,試驗測量到的轉化有一些潛伏期,這可能和石墨小結表面的最初活性碳的成核現象有關系。另外,我們使用的模型不能用來計算奧氏體向珠光體的轉化,因為這種反應的機理不同,而且碳擴散的距離也要短得多。除了后面的這個限制,我們可以根據這個模型,利用從熱力學中獲知的平衡轉化溫度,預測出最終鐵素體與珠光體的比率,還可以計算出達到這個溫度時轉化成鐵素體的奧氏體的體積。當我們將擴散模型的結果與熱力學預測聯系起來的時候,發現模型的計算結果與試驗測量到的結果很相似。

我們對兩種球墨鑄鐵合成物的試驗冷卻曲線共熔轉化的效率與時間的關系進行了研究比較,具體如圖6a所示,而同一種球墨鑄鐵中轉化效率與溫度的關系則如圖6b所示。1號球墨鑄鐵中大部分都是鐵素體的結構,只有很少數量的珠光體,這些珠光體是在溫度更低的時候形成的,溫度就在效率與時間的關系曲線圖中第二個可見的峰值的等溫線。在這個球墨鑄鐵中,沒有過冷就會發生轉化作用。在2號球墨鑄鐵中,我們加入了銅合金添加物,共熔反應移動到溫度更低的領域,珠光體的形成反應隨著過冷反應慢慢開始,反應效率也更高(反應時間更短)。值得注意的是,兩個試驗都采取了大致相同的冷卻條件。在描繪2號球墨鑄鐵中轉化效率與溫度的關系曲線時,我們發現它的效率曲線會有一個特有的環,因為在相同的溫度條件下會出現兩種不同的反應效率(過冷反應之前和之后)。對反應效率與溫度之間的關系進行分析可以排除掉試驗的冷卻率中各種變量可能造成的影響,所以在本次研究分析用了這兩者之間的關系。

合金元素的分離影響和討論

眾所周知,替代型溶質元素會影響碳的活性和擴散,熟知的此類元素有錳、硅和銅等。將石墨折疊進奧氏體殼體時,球狀的石墨數量會增加,所以這些元素的分離模式會在球墨鑄鐵的凝固期間形成。另外,既然這三種元素都是替代型溶質元素,那么它們的擴散性都比碳低一個數量級,在共熔反應期間想要重新分配這些替代型元素也十分不容易。

這些結果說明從奧氏體向鐵素體轉化的共熔反應主要受到長范圍的碳擴散的控制,其中有三個主要因素會對球墨鑄鐵的結果構成影響:

幾何結構的三維參數(石墨小結的直徑、數量和體積)決定著平均的碳擴散的距離;

冷卻率決定著整體反應的溫度和時間;

碳的擴散性會受到鐵-碳的基礎系統中替代型溶質元素的影響。

我們、硅和銅溶質的分離與重新分配球墨鑄鐵中生產鐵素體和珠光體模型的影響進行了建模和試驗研究,采用了高溫均化作用和高溫塑性變形的方法,其中,計算的模型包括一系列環繞在石墨小結周圍的奧氏體殼體,可以用來表示在凝固過程就已經開始的替代型元素的分離的初始條件。之前的研究[5],[6]證明銅和硅元素在臨近石墨小結的鑄件層中擁有更高的濃度,而鎂元素則集中在小室之間的區域(圖7a)。另外,在950條件下進行均化作用會使得這些元素的分離更加平滑,如圖7b所示,其中均化作用的參數特征在圖表的橫坐標上,是根據內部的殼體和外部的殼體中濃度的比率計算得出的。

值得注意的是,計算得出的分離可以用來設計出具有不同反應時間的實驗,從而減少銅、、硅的分離作用。另外,我們還對進均化作用熱處理之前進行初步熱變形對球墨鑄鐵的影響做了進一步研究。圖8中展示了兩種球墨鑄鐵在鑄態條件下(球狀石墨)和經過熱變形處理后(拉長的石墨)奧氏體的轉化效率。試驗結果證明在兩種球墨鑄鐵合金中,高溫塑性變形都會加速形成鐵素體的潛伏期,從而增加鐵素體的面積(圖3),這種影響可能與反應表面積有所增加以及球墨鑄鐵中拉長的石墨的擴散距離有所減少有關系。

我們還利用2號球墨鑄鐵進行了其他的研究,將均化作用的溫度定在975930,時間間隔從4小時到30小時不等。在對鑄鐵進行均化作用之后,我們將被冷卻的試樣再次加溫至920,使奧氏體達到碳飽和,然后以與之前試驗相同的冷卻率(0.25°C/s32.45°F/s)冷卻試樣。實驗結果證明,短期的高溫熱處理會降低2號球墨鑄鐵的硬度,并增加其鐵素體的含量(圖9)。根據模型的計算結果,這樣的操作可以有效地降低銅的分離,因為銅會溶解到奧氏體的模型中,這樣就可以減輕其阻礙碳擴散的影響了。減少鎂的分離也會對鐵素體的形成有影響,會增加小室之間的區域中碳的熱力學活性。但是實際上,對于擴散性來說,它真正的驅動力是碳濃度的梯度,只有在恒定的活性系數情況下才能做出合理的推測。

另外,延長均化作用的時間會對奧氏體分解動力學造成嚴重的影響。如圖9所示,對球墨鑄鐵進行15個小時和24個小時的熱處理會增加其硬度,并減少鐵素體的面積。在許多試樣中,在石墨小結周圍并沒有形成典型的鐵素體暈輪(圖10d),這可能是因為石墨小結周圍硅的分離有所減少,相應的碳活性也有所減少,結果就導致了擴散傳輸的減少。

11展示了均化作用的溫度和額外的熱變形處理對2號球墨鑄鐵的硬度的影響,其中所有的曲線都有一個最小硬度值。這些曲線的位置主要取決于均化作用的溫度,因為高溫塑性變形會通過減少合金元素的分離來加速整個轉化過程。另一方面,高溫塑性變形也會改變石墨的形狀因數(表2),減少了碳擴散的距離,從而促進了鐵素體的形成。很有意思的一點是,經過長時間的處理之后,我們在所有的試樣中都觀察到了硬度的增加以及鐵素體面積的減少,其中所研究的元素的分離會有所減少,對此預測的時間與這些關鍵點的位置有著密切的聯系。

結論

為了研究兩種工業球墨鑄鐵中奧氏體分解的動力學機制,我們進行了試驗研究和計算建模,試驗測量到的穩定狀態下奧氏體向鐵素體進行共熔轉化的效率與已經應用的碳擴散的模型相匹配。在合金化的球墨鑄鐵中,替代型元素(硅、鎂和銅)的分離在鑄件凝固期間就已經開始,并且能夠控制碳的擴散和鐵素體與珠光體的比率。計算的模型試圖在球墨鑄鐵中重新分配這些替代型元素,并強調了這些元素對共熔反應的重要影響。試驗結果說明,熱處理的均化作用和熱變形的不同組合能夠降低或增加鑄鐵的硬度和鐵素體與珠光體的比率,效果的變化主要取決于合金元素的擴散性和熱力學性能。未來我們可以利用這些研究結果定量預測孕育作用、冷卻率以及合金組成成分對球墨鑄鐵性能的復雜影響。2.jpg四工位鐵型覆砂生產線.jpg1-1.jpg