氣缸套用鉬鈮微合金化高強度珠光體基灰鑄鐵的組織性能

劉治軍，熊 毅，高廣東，秦小才，劉 棟

(1.中原內(nèi)配集團股份有限公司，河南 孟州 454750;2.河南科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，河南 洛陽 471023)

0 引言

近些年來，隨著汽車行業(yè)輕量化、大功率化的發(fā)展以及環(huán)保排放標(biāo)準(zhǔn)的日益嚴(yán)格，對汽車發(fā)動機核心部件氣缸套材料的要求也越來越高。目前，氣缸套材料多為灰鑄鐵，基體組織一般以珠光體為主，抗拉強度300 MPa左右，硬度250HBW左右[1-2]，但這類材質(zhì)的氣缸套不能滿足高速大功率、高爆壓、低排放、高性能、長壽命內(nèi)燃機的要求。鑄態(tài)貝氏體組織由于具有較高的力學(xué)性能而成為大功率內(nèi)燃機氣缸套材料的首選，這種材料主要是在鑄鐵成分中加入適量鎳、鉬、銅或鉻等合金元素，通過快冷和保溫工序獲得貝氏體組織，使其抗拉強度達380～450 MPa，硬度達270HBW～330HBW，具有優(yōu)良的塑韌性和耐磨性[3]，因此貝氏體氣缸套受到了行業(yè)工作者的廣泛青睞。

文獻[4]在普通灰口鑄鐵中加入適量的鎢、鉬、銅，得到了一種新型鎢鉬銅貝氏體灰口鑄鐵，其組織為細(xì)小片狀石墨、貝氏體基體和少量的白亮區(qū)，抗拉強度為450～550 MPa。文獻[5]通過添加適量的Nb、V、Ti元素，同時降低Mo、Ni元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)，研發(fā)了一種新型鈮釩鈦貝氏體氣缸套材料，其高溫運行時的穩(wěn)定性和安全性明顯優(yōu)于普通鑄態(tài)貝氏體氣缸套。文獻[6]通過控制離心鑄造冷卻速度，利用鑄造余熱直接進行等溫淬火，得到了下貝氏體組織，同時在澆注前對鐵液進行孕育處理和微合金化，使氣缸套的綜合力學(xué)性能得到進一步改善。文獻[7]加入Cr等合金元素，提高鑄造凝固過程的冷卻速度，獲得了貝氏體碳化物結(jié)構(gòu)，從而大大提高了貝氏體灰鑄鐵的耐磨性能。文獻[8]通過添加大量的Mo、Ni、Cu元素，選擇較低溫度的等溫轉(zhuǎn)變過程，獲得納米尺度的鑄態(tài)晶粒，從而提高了鑄鐵的強度和耐磨性。

上述研究都是基于貝氏體組織開展的，但由于貝氏體鑄鐵通常都含有較高的貴金屬元素，導(dǎo)致其生產(chǎn)成本居高不下；同時貝氏體屬于中溫轉(zhuǎn)變的非平衡態(tài)組織，在使用過程中不如高溫轉(zhuǎn)變的珠光體組織穩(wěn)定可靠[9]。因此，制備貴重合金含量較少、生產(chǎn)成本較低且力學(xué)性能優(yōu)良的珠光體基氣缸套，成為氣缸套生產(chǎn)企業(yè)所追求的目標(biāo)。本文在控制錳元素含量的基礎(chǔ)上，加入微量鉬和鈮(兩者質(zhì)量分?jǐn)?shù)之和≤0.5%)，分別開發(fā)出高錳和低錳兩種新型珠光體基合金灰鑄鐵，其抗拉強度接近鑄態(tài)貝氏體強度。同時，還分析了不同孕育劑孕育處理后鑄鐵組織與性能的變化規(guī)律，篩選出最優(yōu)孕育方案，對氣缸套的生產(chǎn)和發(fā)展具有重要意義。

1 試驗材料及方法

1.1 試驗材料

本試驗所用原材料主要包括廢鋼、生鐵(Q12生鐵)、錳鐵(FeMn88C0.2)、鉬鐵(FeMo70)、鈮鐵(FeNb70)。熔煉后合金成分控制：w(C)=2.85%～3.00%;w(S)=0.05%～0.07%;w(Si)=2.00%～2.20%;w(P)<0.10%;w(Mn)=0.20%～0.30%(低錳),w(Mn)=2.00%～2.30%(高錳);w(Mo)=0.10%～0.20%;w(Nb)=0.10%～0.20%。

1.2 試驗材料的制備

將原料在500 kg中頻感應(yīng)電爐內(nèi)熔化，待鐵水完全熔化10 min后，舀取鐵水澆注光譜分析試樣，控制鐵水出爐溫度為1 480～1 520 ℃。采取隨流孕育處理，前半爐(低錳)：一次孕育加入0.5%硅鋇，二次孕育加入0.2%硅鍶；后半爐(高錳)：需要做兩組，第1組，一次孕育加入稀土，二次孕育加入0.5%硅鋇；第2組，一次孕育加入0.5%硅鋇，二次孕育加入0.2%硅鍶。

采用離心鑄造。澆注前用硅藻土對模具進行刷涂，涂層厚度控制在0.6～0.8 mm，模具溫度需提前預(yù)熱到220～280 ℃；澆注時離心機轉(zhuǎn)速控制在1 400 r/min；毛坯出缸溫度控制在800～850 ℃，出缸后風(fēng)冷至450 ℃下架。隨后對3組不同孕育處理試樣的組織和力學(xué)性能指標(biāo)進行對比分析。

1.3 試驗方法

利用線切割機從3組氣缸套上切割出標(biāo)準(zhǔn)尺寸為140.0 mm×6.5 mm×6.5 mm 的拉伸試樣，每組取3根，然后對試樣進行退火熱處理。退火熱處理工藝為：530 ℃保溫3 h，爐冷至300 ℃后出爐空冷。

將退火熱處理后的3種試樣,先用粗細(xì)砂紙對表面氧化皮進行打磨，磨至光亮程度，再對兩側(cè)較窄的棱邊去除毛刺，以保證拉伸數(shù)據(jù)的精確性。用UTM4104型電子萬能試驗機對試樣進行拉伸試驗，測試其拉伸性能指標(biāo)。將試樣放置在HB-3000 型數(shù)顯布氏硬度計上進行硬度檢測。測量壓頭為直徑5 mm的鋼球，載荷為750 kg。在每個試樣上至少測3個點，最終取其平均值。新型合金灰鑄鐵拉伸試樣斷口形貌和金相組織均在JSM-IT100型掃描電子顯微鏡下觀察。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 顯微組織分析

2.1.1 金相組織觀察

灰鑄鐵的石墨形態(tài)對氣缸套的使役性能具有重要影響，應(yīng)盡量讓灰鑄鐵的石墨形態(tài)呈A型，不能出現(xiàn)C型和E型石墨，減少B型和D型石墨的數(shù)量[10-13]。對3種試樣(高錳合金灰鑄鐵稀土+硅鋇孕育處理、高錳合金灰鑄鐵硅鍶+硅鋇孕育處理、低錳合金灰鑄鐵硅鍶+硅鋇孕育處理)進行拋光處理，清洗烘干后，在金相顯微鏡下觀察其金相組織，如圖1所示。

(a) 高錳合金灰鑄鐵稀土+硅鋇孕育處理(1 000×)

(b) 高錳合金灰鑄鐵硅鍶+硅鋇孕育處理(1 000×)

(c) 低錳合金灰鑄鐵硅鍶+硅鋇孕育處理(1 000×)

圖1 3種灰鑄鐵試樣的金相組織照片

稀土+硅鋇孕育處理的高錳合金灰鑄鐵中的石墨更長更粗，屬于典型的片狀A(yù)型石墨,如圖1a所示。而硅鍶+硅鋇孕育處理的高錳合金灰鑄鐵偏向點狀、片狀石墨枝晶間無方向分布，是A型石墨和D型石墨的混合結(jié)構(gòu)，如圖1b所示。D型石墨由于其尺寸較小，形狀較為復(fù)雜，其綜合性能不如A型石墨。低錳合金灰鑄鐵經(jīng)硅鍶+硅鋇孕育處理后的片狀石墨大小介于兩者之間，也含有部分細(xì)小彎曲的D型石墨，如圖1c所示。從氣缸套綜合使役性能方面考慮，獲得全部A型石墨的稀土+硅鋇孕育處理的高錳合金灰鑄鐵較好。

2.1.2 掃描電鏡組織形貌

珠光體基灰鑄鐵的強度高、硬度高、脆性小，是鑄造氣缸套的首選[14]。為了提高珠光體基灰鑄鐵的力學(xué)性能，應(yīng)減小珠光體基體的層片間距。對3種試樣(高錳合金灰鑄鐵稀土+硅鋇孕育處理、高錳合金灰鑄鐵硅鍶+硅鋇孕育處理、低錳合金灰鑄鐵硅鍶+硅鋇孕育處理)拋光后，用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸乙醇腐蝕液進行腐蝕，然后在JSM-IT100 型掃描電子顯微鏡下觀察基體組織并照相，3種灰鑄鐵試樣基體組織的掃描電鏡照片如圖2所示。

圖2a、圖2c、圖2e是3種灰鑄鐵試樣基體組織放大200倍的掃描電鏡照片，與圖2a中粗長的A型石墨相比，圖2c中的D型石墨更加細(xì)小彎曲，細(xì)小彎曲的石墨結(jié)構(gòu)可以更有效阻礙裂紋的擴展，因此高錳合金灰鑄鐵硅鍶+硅鋇孕育處理后的抗拉強度略高。圖2b、圖2d和圖2f分別是3種灰鑄鐵試樣基體組織放大10 000倍的掃描電鏡照片，在高倍鏡下珠光體更加清晰。對比圖2f中低錳合金灰鑄鐵的珠光體層片間距，圖2b和圖2d中高錳合金灰鑄鐵的珠光體層片間距更加細(xì)小，這是由于Mn是弱碳化物形成元素，其與C原子反應(yīng)生成的碳化物顆粒為珠光體提供了更多的形核位置，從而促進了共析轉(zhuǎn)變過程中的珠光體轉(zhuǎn)變、穩(wěn)定和細(xì)化，減小珠光體層片間距[15]。較小的層片間距可以大大提高珠光體基體的強度和韌性，有效延長氣缸套的使用壽命。

(a) 高錳合金灰鑄鐵稀土+硅鋇孕育處理(200×)

(b) 高錳合金灰鑄鐵稀土+硅鋇孕育處理(10 000×)

(c) 高錳合金灰鑄鐵硅鍶+硅鋇孕育處理(200×)

(d) 高錳合金灰鑄鐵硅鍶+硅鋇孕育處理(10 000×)

(e) 低錳合金灰鑄鐵硅鍶+硅鋇孕育處理(200×)

(f) 低錳合金灰鑄鐵硅鍶+硅鋇孕育處理(10 000×)

圖2 3種灰鑄鐵試樣基體組織的掃描電鏡照片

2.2 力學(xué)性能分析

2.2.1 抗拉強度

對3種灰鑄鐵試樣進行拉伸試驗，其抗拉強度如表1所示。從表1中可以看出：使用硅鍶+硅鋇孕育處理時，高錳合金灰鑄鐵的抗拉強度比低錳合金灰鑄鐵的高，說明Mn元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加對灰鑄鐵抗拉強度的提高作用明顯。這是由于Mn元素可以細(xì)化珠光體組織，減小珠光體層片間距，從而提高灰鑄鐵的抗拉強度。并且Mn元素作為有益合金元素，可以與灰鑄鐵中的有害元素S發(fā)生反應(yīng)，生成MnS，大大減少了S元素的有害影響[16-18]。使用硅鍶+硅鋇孕育處理時高錳合金灰鑄鐵比稀土+硅鋇處理時抗拉強度高，這是由于稀土+硅鋇孕育處理所得的高錳合金灰鑄鐵的石墨形態(tài)全部為A型石墨，而硅鍶+硅鋇孕育處理高錳合金灰鑄鐵的石墨中含有部分細(xì)小彎曲的D型石墨，D型石墨對基體的縮減作用較小，同時其細(xì)小彎曲的結(jié)構(gòu)延長了裂紋擴展的路徑，提高了裂紋尖端的能量釋放率，阻礙了裂紋的擴展，因此其抗拉強度也更高。

表1 3種灰鑄鐵試樣的抗拉強度 MPa

2.2.2 布氏硬度

表2 3種灰鑄鐵試樣的布氏硬度 HBW

對試樣進行布氏硬度試驗，3種灰鑄鐵試樣的布氏硬度結(jié)果如表2所示。從表2中可以看出：用硅鍶+硅鋇孕育處理時，高錳合金灰鑄鐵的硬度比低錳合金灰鑄鐵的高，是由于Mn質(zhì)量分?jǐn)?shù)越高，珠光體層片間距越小，其硬度也越高；同時Mn作為碳化物形成元素，阻礙石墨的形成，易與C元素結(jié)合生成硬質(zhì)碳化物顆粒，提高基體的硬度[19]。硅鍶+硅鋇孕育處理的高錳合金灰鑄鐵布氏硬度不如稀土+硅鋇孕育處理的高錳合金灰鑄鐵，主要是因為稀土是表面活性元素，加入鐵水后，其易附著在碳化物及夾雜物上，改善其分布狀態(tài)，使其彌散程度增加，硬度提高，且部分稀土元素容易溶入基體中，由于稀土元素的原子半徑較大，易使基體產(chǎn)生晶格畸變，提高了基體硬度[20]。

2.3 斷口形貌分析

由于氣缸套的使用環(huán)境較為嚴(yán)苛，而氣缸套作為發(fā)動機的重要部件絕不能出現(xiàn)斷裂破壞，因此對氣缸套斷裂機理和斷口形貌的分析尤為重要。灰鑄鐵的斷裂屬于脆性斷裂，大多為沿晶斷裂和解理斷裂，斷口平齊呈暗灰色，其斷裂主要是由于石墨解理或石墨與基體之間的界面分離而造成的，且受到基體相的組成、石墨片之間的間距、溶質(zhì)原子的固溶以及成分偏析等因素的影響。由于石墨強度和塑性都很小，可看成空洞，使灰鑄鐵中基體的有效承載面積變小，在缺口效應(yīng)的影響下，石墨片尖端部位容易產(chǎn)生應(yīng)力集中，在斷裂過程中會先于基體開裂，石墨斷裂以后，裂紋繼續(xù)擴展到基體中，致使周圍的石墨相繼開裂，最后導(dǎo)致鑄鐵發(fā)生斷裂。在裂紋擴展的過程中，基體是真正起到阻礙裂紋擴展作用的組織結(jié)構(gòu)[21]。用JSM-IT100 型掃描電子顯微鏡分別觀察3種灰鑄鐵試樣拉伸斷口的形貌特征，其斷口形貌的掃描電鏡照片如圖3所示。

(a) 高錳合金灰鑄鐵稀土+硅鋇孕育處理(200×)

(b) 高錳合金灰鑄鐵硅鍶+硅鋇孕育處理(200×)

(c) 低錳合金灰鑄鐵硅鍶+硅鋇孕育處理(200×)

圖3 3種灰鑄鐵試樣的斷口形貌

從圖3中可以看出：3種灰鑄鐵試樣的斷口均呈現(xiàn)出明顯的脆性斷裂特征，斷口形貌出現(xiàn)大量的河流花樣和撕裂棱，細(xì)窄的黑色部分為石墨塊或石墨片，灰白色的部分為珠光體基體。對于高錳合金灰鑄鐵，相較于圖3b硅鍶+硅鋇孕育處理所得A型和D型混合石墨斷口形貌，圖3a稀土+硅鋇孕育處理所得A型石墨斷口中的顯微孔洞更多，儲存潤滑油的能力也更強，潤滑性能更優(yōu)良。對比圖3b和圖3c可以看出：相較于高錳合金灰鑄鐵，低錳合金灰鑄鐵的珠光體層片間距較大。因此，其解理面面積較大，在裂紋擴展過程中，珠光體層片間距越小，其抵抗裂紋擴展的能力越強，強度越高，韌性越好，高錳合金灰鑄鐵的使用性能要優(yōu)于低錳合金灰鑄鐵。

3 結(jié)論

(1)稀土+硅鋇孕育處理的高錳合金灰鑄鐵中的石墨類型全部為A型石墨，硅鍶+硅鋇孕育處理的高錳合金灰鑄鐵和硅鍶+硅鋇孕育處理的低錳合金灰鑄鐵得到的是A型石墨和部分細(xì)小彎曲的D型石墨的混合組織。

(2)3種灰鑄鐵抗拉強度都在380 MPa以上，其中，硅鍶+硅鋇孕育處理的高錳合金灰鑄鐵抗拉強度最高，能達到425 MPa。在硬度方面，稀土+硅鋇孕育處理后的高錳合金灰鑄鐵硬度最高，可達321HBW。3種灰鑄鐵試樣斷口均呈現(xiàn)出明顯的脆性斷裂特征。

(3)從灰鑄鐵的組織和力學(xué)性能上綜合考慮，稀土+硅鋇孕育處理的高錳合金灰鑄鐵是高性價比氣缸套首選材料。