随着我国国民经济的快速发展和基础设施建设步伐的加快，对球墨铸铁的需求量日益增加.近年来, 快速发展的风电、石化、工程机械和高铁行业对低温球墨铸铁的综合力学性能要求越来越高.风电和高铁等装备用关键球墨铸铁零部件要求其常温具有高强度和良好的低温冲击韧性^[1].因此，提升低温铁素体球墨铸铁综合力学性能，使其常温状态下具有高的抗拉强度、屈服强度和断后伸长率，同时低温下具有良好的低温冲击韧性，能够增加工况恶劣条件下产品的可靠性.

国内外学者从化学成分控制、球化孕育工艺、微合金化、热处理等^[2-7]方面对低温球墨铸铁进行了大量的研究，并取得了一些较满意的成果.匡毅等^[8]通过控制球墨铸铁合金元素含量并辅以适当热处理，稳定生产出机车用QT400-18低温球墨铸铁齿轮箱体，其-40 ℃冲击功接近12 J.张锡联^[9]在未微合金化下对铸件进行高温铁素体化退火，生产的铸件达到同类产品先进水平，其-20 ℃冲击功在16~20 J.董洁等^[10]使用电脉冲对球墨铸铁凝固过程进行处理，改善其微观组织，明显提高了铸件的断后伸长率和低温冲击韧性，在-233 K(约-40 ℃)其冲击功达到13 J.孙玉福等^[11]对质量分数0~1.2%的Ni合金球墨铸铁进行两阶段石墨化退火处理(920 ℃+4 h和740 ℃+4 h)，在-40 ℃环境下其冲击功达到12.8 J，生产出满足在高寒地带使用的球铁铸件.陈江等^[12]对镍合金化球墨铸铁的显微组织和低温冲击韧性进行研究，分析了镍质量分数0.7%的退火态球墨铸铁的韧脆转变温度，提出适量的Ni可以细化晶粒和改善低温冲击性能，其中镍质量分数为0.7%的退火态球墨铸铁，在-70 ℃下冲击功高于12 J.吉文哲等^[13]通过向球墨铸铁中添加质量分数0.6%的Ni，并进行低温退火获得低温韧性良好的铸件，-60 ℃冲击性能高达13.2 J.张福全等^[14]对镍钼合金化球墨铸铁进行低温石墨化退火，改善低温冲击韧性，冲击功达15 J.尽管研究者针对Ni合金化球墨铸铁组织性能和低温冲韧性开展了大量研究，但实际生产中还存在铸件的生产稳定性差、质量不足及废品率较高等问题，仍需对其进行更为深入的研究.目前，针对Ni合金化球墨铸铁进行中温奥氏体化和低温退火处理方面的研究还较少.

本文针对镍质量分数约0.5%的Ni合金化球墨铸铁，通过中温奥氏体化(880 ℃+3 h)和低温退火(720 ℃+4 h)处理，借助光学显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)、万能试验机、布氏硬度仪和低温冲击试验机等测试手段对其微观组织和力学性能进行分析.

试验原材料如下：低硅、低硫、低磷、低锰的Q10优质生铁；化学成分稳定且碳化物形成元素严格控制的碳素废钢.增碳剂选用微硫增碳剂.在废钢和生铁熔清后，球化孕育处理之前加入质量分数99%的电解镍板.

为保证残留的稀土量低于残留的镁量，选用含稀土镁低的球化剂FeSiMg6RE2^[15-16]，颗粒度2~20 mm，加入质量分数为1.2%~1.4%.为消除碳化物, 提高铸件的塑性和韧性，采用炉前大剂量和随流孕育相结合的孕育方式，炉前孕育采用孕育剂75FeSi，粒度为4~8 mm，加入质量分数为0.7%，随流孕育采用75FeSi孕育剂，颗粒度0.3~0.6 mm，加入质量分数为0.4%.为获得优质高温铁液，提高脱硫效果，降低铁液硫含量，采用CaO、CaC₂和CaF₂复合脱硫剂，三者质量比为60%:30%:10%，加入质量分数为1.0%.原材料的化学成分见表 1.

表1(Table 1)

表 1 试验用炉料化学成分(质量分数/%) Table 1 Chemical composition of raw materials (wt.%) 原料 C Si Mn S P Ce Mg Ca Ba Bi Fe Q10生铁 4.75 0.76 0.035 0.015 0.035 — — — — — 余量 优质碳素钢 0.23 0.26 0.270 0.032 0.040 — — — — — 余量 球化剂 — 39.50 — — — 2.2 6.2 2.5 2.3 0.09 余量 75SiFe — 75.00 — — — — — — — — 余量

表 1 试验用炉料化学成分(质量分数/%) Table 1 Chemical composition of raw materials (wt.%)

试验用球墨铸铁在50 kg中频感应电炉中冶炼，铁液化学成分见表 2.传统的球化处理方法为冲入法.该方法环境污染严重，球化剂加入量大，镁吸收率低.为改善劳动环境，提高镁的吸收率，降低球化剂加入量，本文使用盖包法球化处理工艺^[17]，出铁液温度控制在1 450~1 470 ℃.炉前炉后化学成分分析使用型号为PDA-5500系列真空光谱分析仪，CS-H60C型智能碳、硫分析仪和721型分光光度剂.采用酚醛树脂砂造型.根据GB/T 1348—2009标准要求，浇注标准Y型试块(见图 1所示)，其尺寸为40 mm×25 mm×200 mm，浇注温度为1 350~1 360 ℃，同时进行随流孕育.

表2(Table 2)

表 2 铁液化学成分(质量分数/%) Table 2 Chemical composition of iron liquid (wt.%) C Si Mn S P Mg残 Ce Ni 3.6~3.8 2.1~2.2 0.20~0.25 ≤0.015 ≤0.02 0.045~0.055 0.01~0.02 0.5

表 2 铁液化学成分(质量分数/%) Table 2 Chemical composition of iron liquid (wt.%)

图 Figure1(Fig.Figure1)

图 1 Y型单铸试块(单位:mm) Fig.1 Y-shape sample

从Y型试块底部的有效部位切取拉伸试样，其形状和尺寸见图 2.在WA-300型电液式万能拉力试验机上按照标准GB/T 228进行拉伸.拉伸试样分为铸态和热处理2组.从拉伸断裂后的试样上切取厚度8~12 mm的试样，在Philips-quanta-2000型扫描电镜下观察其拉伸断口形貌.金相试样先后经砂轮和砂纸打磨、机械抛光后，采用Olympus BH-2金相显微镜观察其石墨组织的形态、大小及分布, 在体积分数4%的硝酸酒精溶液侵蚀后观察其基体组织, 在型号为HBE-3000布氏硬度计上测试其硬度.冲击韧性的测试在JB-30型摆锤式冲击试验机上进行，根据国家标准GB/T 229—2002规定，标准Ⅴ型缺口冲击试样尺寸为10 mm×10 mm×55 mm，测试在-40 ℃的液氮中进行，对冲击试样冷却10 min，测试3次并取其平均值.用Philips-quanta-2000型扫描电镜下观察冲击断口形貌.

图 Figure2(Fig.Figure2)

图 2 拉伸试样的形状与尺寸(单位:mm) Fig.2 Shape and size of the tensile specimen

对低温高韧性球墨铸铁来说，不仅要具有高的抗拉强度，同时仍需具备良好的低温冲击韧性.球墨铸铁的综合力学性能由其基体组织和石墨组织决定.在石墨为球状时，其性能主要由基体组织中珠光体和铁素体的数量比例和形态来决定.不同的热处理工艺下，球墨铸铁的综合力学性能受到很大影响.为消除铸件铸态组织中存在的渗碳体和磷共晶，提高组织弥散程度，尽量避免铸件表面出现碳脱层，降低加热温度和加热时间^[18]，选择对球墨铸铁进行中温奥氏体均匀化处理.

查阅相关资料^[18-19]，结合生产实际，对球墨铸铁采用的热处理工艺为中温奥氏体(880 ℃+3 h)和低温退火(720 ℃+4 h)，具体如下：加热到880 ℃保温3 h进行中温奥氏体均匀化，炉冷到720 ℃保温4 h进行低温退火，随炉冷却到600 ℃后，出炉空冷至室温，热处理工艺见图 3.

图 Figure3(Fig.Figure3)

图 3 热处理工艺 Fig.3 Heat treatment process

图 4是Ni合金化球墨铸铁铸态光学显微组织.图 4(a)为试样石墨组织，可以发现，石墨球较圆整、球化效果良好、球径较细、球数较多且分布均匀，球化等级为2~3级，球径约为20~25 μm，石墨球大小为6~7级，但存在少量的细小石墨颗粒.这是由于Ni与Si一样，具有石墨化作用，能够促进碳石墨化，增加石墨球数量，但其石墨化作用相对较弱^[20].

图 Figure4(Fig.Figure4)

图 4 铸态球墨铸铁的微观组织 Fig.4 Microstructures of as-cast ductile cast iron: (a) graphite morphology; (b) matrix structure; (c) matrix structure; (d) matrix structure

图 4(b)、(c)、(d)为腐蚀试样不同放大倍数光学显微组织, 观察和分析可知，基体组织由一定量的珠光体、大部分的铁素体和少量的渗碳体构成，其中暗灰色为珠光体，白色区域为铁素体，白色条状为自由渗碳体，见图 4(b).渗碳体存在的原因是低温铁素体球墨铸铁中硅含量低，尽管Ni能促使石墨化，但作用较弱，结果促使球墨铸铁发生了白口化倾向.

基体组织以铁素体为主，存在一定量的珠光体，约占35%, 这是因为Ni具有稳定珠光体和降低铁素体含量的作用^[20]; 且珠光体分布于几个铁素体晶粒的交界处，铁素体晶粒较粗大.

由图 4可知，Ni合金化球墨铸铁铸态组织由珠光体、铁素体、球状石墨和少量的渗碳体构成的，其中渗碳体量为1%~2%，不利于铸件获得良好的综合力学性能.这是由于，当液态金属凝固后，新的铁液很难去补充渗碳体之间的空隙，在随后的冷却过程中，在拉压应力的作用下易导致显微缩松的产生，便会增加显微裂纹的可能性^[21].

图 5是Ni合金化球墨铸铁热处理后的光学显微组织.

图 Figure5(Fig.Figure5)

图 5 热处理球墨铸铁的微观组织 Fig.5 Microstructures of heat-treated ductile cast iron: (a) graphite morphology; (b) matrix structure

分析图 5(a)可知，试样的石墨组织良好，石墨球大小、数量、形态和分布与铸态略有差别，部分细小石墨颗粒发生溶解，石墨球数量略微减少但变化不大，球径略微有所增大.这可能是低温退火时溶解的石墨颗粒促使碳原子进行了充分扩散，碳原子在原石墨球表面沉积的缘故.观察图 5(b)可知，渗碳体基本消失，珠光体几乎全部发生分解，铁素体大幅增加，铁素体晶粒明显细化.这可能是高温下渗碳体发生分解而增加了铁素体量的缘故.由图 5可知，铸件是由铁素体、极少量珠光体和球状石墨构成的混合组织.

比较图 4和图 5可知，铸件经过中温奥氏体化和低温退火后，基体中大部分珠光体发生分解，转变为铁素体，且铁素体晶粒有所细化，渗碳体基本消失，有利于提高铸件的塑性和冲击韧性.比较铸态和热处理态试样的石墨球发现，对球墨铸铁进行中温奥氏体化和低温退火处理，试样中的石墨球形态、大小、数量及分布几乎没有受到太大影响，只是石墨球数量略微减少，球径稍微增加.

图 6和图 7分别是铸态和热处理态试样在-40 ℃冲击断口形貌的扫描电镜照片.

图 Figure6(Fig.Figure6)

图 6 铸态冲击试样在-40 ℃时的断口形貌 Fig.6 SEM observation of fracture morphology for as-cast impact samples at -40 ℃: (a) fracture morphology; (b) local fracture morphology

图 Figure7(Fig.Figure7)

图 7 热处理态冲击试样在-40 ℃时的断口形貌 Fig.7 SEM observation of fracture morphology for heat-treated impact samples at -40 ℃: (a) fracture morphology; (b) local fracture morphology

从图 6(a)可以看出，断口整体基本平整，局部色泽发亮，部分石墨球与基体组织发生了脱离，在基体上留下许多孔洞.这是因为在冲击力的作用下，石墨球与基体组织变形不协调，导致石墨球与基体组织发生了局部分离，甚至发生石墨球从孔洞脱离现象.断口局部区域出现了解理小平面，但没发生解理面进一步扩展，存有少量的韧窝.图 6(b)所示为断口局部放大形貌，可以看出断口上未发现明显的撕裂棱，这说明裂纹产生和扩展阻力较小^[12]，促使试样发生脆性断裂，可知铸态试样断裂方式为典型的脆性断裂.

观察图 7(a)热处理态试样断口形貌可知，试样断口颜色灰暗，整体略微不平整，很少有石墨球从基体组织上脱落，这说明试样具有一定的冲击韧性.对图 7(a)局部放大，其形貌见图 7(b)，可以发现，断口上出现了大量的河流花样，局部有少量的韧窝，明显看到石墨球周围被撕裂而形成的撕裂棱，能够增强裂纹产生和扩展的阻力，提高试样的低温冲击吸收功^{[2, 10, 12, 20]}.断口上的韧窝是在塑性变形过程中显微孔洞不断聚集或长大的结果^{[2, 12]}，这表明试样在冲击力作用下发生了一定塑性变形.这是由于石墨与铁素体基体脱离后铁素体基体发生了充分的塑性变形，同时这表明有较大阻力减缓裂纹萌生和扩展，能够吸收更多的冲击功，有利于提高试样的低温冲击韧性.由此可知，该断裂方式是以解理断裂为主，伴有少量塑性变形的韧脆混合断裂.对比分析图 6和图 7可知，铸态试样经中温奥氏体化和低温退火处理后，其低温冲击断口的断裂方式由脆性断裂转变为以解理断裂为主，伴有少量塑性变形的韧脆混合断裂.

表 3给出了Ni合金化球墨铸铁铸态和热处理态试样的力学性能.观察表 3得知：铸态试样的抗拉强度偏高，塑性和低温冲击韧性差；热处理态试样的抗拉强度有所降低，而塑性和低温冲击韧性得到了明显改善.这是由于Ni具有稳定珠光体的作用.珠光体属于硬脆相，可提高试样的强度，降低其塑性和韧性；Ni在球墨铸铁中主要起到固溶强化作用^{[12, 20, 22]}，能增加位错运动和位错增殖的阻力^{[2, 22-23]}.铁液发生共晶转变时，Ni使系统向稳定系转变，促进石墨化，细化石墨直径，改善石墨形态，降低应力集中，减缓裂纹扩展；试样发生共析转变时，使系统转向介稳定系，促使形成和稳定珠光体，且珠光体强度高于铁素体^{[2, 20]}，故强度高，塑性韧性偏低.热处理后试样的抗拉强度(R_m)平均约为420 MPa，伸长率(A)可达23.4%，-40 ℃冲击吸收功平均值可达12.4 J，这与热处理后试样中渗碳体消失，合金元素分布更加均匀，Ni对铁素体组织固溶强化作用有关.中温奥氏体化可消除铸件中残余应力，消除渗碳体，细化晶粒作用.低温退火可促使珠光体几乎全部发生分解，转变为铁素体组织，提高铸件的塑性和韧性.

表3(Table 3)

表 3 Ni合金化球墨铸铁铸态和热处理态试样的力学性能 Table 3 Mechanical properties of samples 编号 试样 Rm/MPa Rm平均值/ MPa A/% A平均值/ % 硬度 (HB) 硬度平均值 (HB) Akv-40℃/J Akv-40℃ 平均值/J 铸态 1-1 1-2 1-3 445 451 452 449 14.4 15.2 14.7 14.8 164 157 162 161 7.6 8.4 6.2 7.40 热处理后 2-1 2-2 2-3 417 423 419 420 23.2 23.4 22.8 23.4 137 135 136 136 12.4 11.9 12.5 12.4

表 3 Ni合金化球墨铸铁铸态和热处理态试样的力学性能 Table 3 Mechanical properties of samples

低温铁素体球墨铸铁要求具有高的抗拉强度、屈服强度和断后伸长率，同时具备良好的冲击韧性，而铸件强度和韧性两者很难同时兼顾.低温铁素体球墨铸铁，因硅含量低而导致其强度降低，可用Ni的固溶强化作用来弥补其强度的降低.而Ni是一种比较缓和的促进珠光体形成和细化元素，不仅可以均匀地分布在铁素体基体组织中，还可以降低其韧-脆转变温度，提高其低温冲击韧性^{[2, 10-11, 12]}.这是由于:1)尽管Ni加入球墨铸铁引起铁晶格发生扭曲变形，但晶格畸变程度低；2)Ni是负偏析元素^[23]，不会因偏析而导致共晶团边界发生脆化；3)金属元素的晶体结构类型为面心立方晶体结构，滑移系多，滑移方向多^{[20, 22]}.因此，对球墨铸铁进行Ni微合金化，经中温奥氏体化和低温退火可消除其带来的弊端，从而可使铸件在保证强度的同时具有良好的冲击韧性.

1) 铸态Ni合金化球墨铸铁微观组织由少量珠光体、铁素体和球状石墨以及少量渗碳体组成，其强度偏高、塑性韧性差.经中温奥氏体化和低温退火后，试样微观组织由铁素体和球状石墨组成，其强度有所降低，塑性韧性得到了明显改善.

2) 铸态试样的断裂方式为典型的脆性断裂，热处理态试样冲击断口存在少量小型韧窝，断裂时发生了明显的塑性变形，该断裂方式为以脆性断裂为主，伴有少量的塑性变形特征的韧脆混合断裂.