CN102127673A - 一种用于厚壁件模具的高强度球墨铸铁 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种用于厚壁件模具的高强度球墨铸铁，其主要质量百分比组成为：C 3.20～3.50％；Si 1.90～2.20％；Mn 0.20～0.50％；Cu 0.40～0.60％；Mo 0.40～0.80％；Ni 0.60～0.80％；P≤0.06％；S≤0.03％；Mg 0.02～0.05％；Re≤0.07％；余量为Fe和其他不可避免的杂质。本发明可使球墨铸铁的铸态机械性能达到σ_b≥750MPa，σ_0.2≥520MPa，δ≥3％，布式硬度190～240。经过正火、调质处理后其机械性能为σ_b≥1000MPa，σ_0.2≥900MPa，δ≥2％，布式硬度260～300。该材料具有高强度，高硬度和较好的延伸率。用于大断面模具时，经过调质处理后，断面硬度均匀，组织均匀，能满足壁厚大于200mm的大断面模具的的实际使用工况要求。

Description

一种用于厚壁件模具的高强度球墨铸铁

技术领域

本发明属于铸造材料技术领域，涉及到一种用于厚壁件模具的高强度球墨铸铁。

背景技术

模具设计最根本原则是满足使用目标的要求，这些要求包括强度、韧性等主要力学性能及其它相关的工艺性能。对于模具来说，球墨铸铁与合金钢和铸钢相比具有较高的强韧性和耐磨性能，其综合性能良好，同时由于其成本低廉也适于大批量生产。另外国内外也已有大型冲压模具、曲轴等使用球墨铸铁材料的先例。专利公开号为CN1506485名为“高强度合金球墨铸铁曲轴新材料及其生产方法”的发明披露了一种高强度合金球墨铸铁曲轴材料，其合金成分质量百分比组成为：C 3.46～3.76％、Si 2.04～2.22％、Mn 0.49～0.66％、P＜0.05、S＜0.033、Cu 0.34～0.46％、Mo 0.12～0.19％、Re 0.022～0.041％、Mg 0.025～0.052％、Sn 0.04～0.05％、Ba 0.03～0.05％。经过合金化处理，其抗拉强度可达到900Mpa以上，且延伸率也可达到5％以上。

由于在不同的应用背景下模具的服役条件不同和失效机制都有所不同，所以了解和认识所设计模具的使用要求和相应的使用环境是十分重要的。除此以外，还应考虑到设计材料应易于制造成成品和半成品，生产成本较低。同时既要达到使用要求的性能，又要保证材料在使用环境中的物理和化学性能不改变。

一般认为，铸件壁厚100mm以上的球墨铸铁件称为大断面球墨铸铁件。大断面球墨铸铁件尺寸大，重量大，壁厚大，铸造时的热容量大，凝固缓慢，极易造成球化衰退与孕育衰退，从而导致铸件的组织发生变化，该现象在铸件的心部更加严重。主要表现为石墨球粗大，石墨球数量减少，石墨漂浮，以及石墨球产生畸变而形成各种非球状石墨，主要有伪片状、蠕虫状，爆裂状和碎块状。同时由于凝固时溶质元素的再分配，还会出现严重的元素偏析及晶间碳化物、反白口等一系列问题，其结果使得球墨铸铁的力学性能变差，特别是伸长率和塑性明显降低，从而制约了大断面球墨铸铁的推广使用。

发明内容

球墨铸铁的性能主要受控于材料的成分和显微组织、杂质、缺陷、表面组织及应力状态等。成分是决定组织的主要因素之一，成分通过组织间接影响材料的性能。本发明的目的是通过合理的成分设计提供一种适用于厚壁件模具的高强度球墨铸铁，该球墨铸铁具有高强度，高硬度和较好的延伸率。经过调质处理后，断面硬度均匀，组织均匀，能满足壁厚大于200mm的大断面模具的的实际使用工况要求。

本发明的技术构思为针对厚壁件的力学性能要求，通过调整球墨铸铁中C、Si、Mn、Cu、Mo、Ni等元素的添加量，使得球墨铸铁材料的铸态机械性能达到σ_b≥750Mpa，σ_0.2≥520MPa，δ≥3％，布式硬度190～240。经过正火、调质处理后其机械性能达到σ_b≥1000Mpa，σ_0.2≥900MPa，δ≥2％，布式硬度260～300。其主要原理如下：

C和Si是对球墨铸铁的力学性能和铸造性能影响最大的两个元素。球墨铸铁的碳当量(w(C))一般为共晶或稍高于共晶成分，这样可有利于球化并防止白口。增加碳当量，则可以增加球墨铸铁铸态铁素体量，从而增加韧性。含碳量高，析出球墨个数增多，球径小，圆球度好，同时球化剂吸收率也高。提高含碳量，还可减少缩松和缩孔，使铸件致密。一般碳当量选择4.1％～4.3％较为适宜，生产过程中一般控制w(C)在3.4％～3.7％。在600mm×1500mm大断面球墨铸铁件试制过程中，选择w(C)为3.5％～3.7％，也取得了良好的效果(主要参考文献：蒋云峰，张香杰，陈祥坤，大断面高伸长率球墨铸铁的熔炼，铸造，2004，(2)：35～37；吴肇麒，狄卫兵，600×1500mm大断面球墨铸铁件的试制，热加工工艺，1997，(4)：6)。

适当提高Si含量，可使珠光体减少，铸态强度和硬度降低，塑性增高。此外硅可溶于铁素体中，能起强化作用。但含硅量超过3％时，会使球墨铸铁的塑性下降，脆性增高。球墨铸铁的含硅量取决于铸件的壁厚和对金属基体组织的要求。为了防止石墨飘浮，该铸件的含硅量应该低一些。在总的含硅量不变的情况下，若能将较多的硅在孕育时加入铁水，则可使石墨细化并提高圆球度，也可使球墨铸铁的铸造性能和力学性能有较大的改善，多数研究认为厚大断面球铁中，硅的质量百分比应限制在1.8％～2.2％(主要参考文献：李小娟，时胜利，付永晟，大断面球墨铸铁件的质量控制措施，铸造技术，2007，28(10)：1383～1385；陈冰廷，贾秀梅，朱永恒，郑蕾，具有厚大断面的大型球墨铸铁铸件的生产，莱钢科技，2007，129：58~60；ItofujiH，et al，Production and evaluation of heavy section ductile cast-iron，Transactions of AFS，1990：595)。

Mn是阻碍石墨化的元素，共析转变时可稳定和细化珠光体。对于铁素体球墨铸铁，含锰量高时，在晶界附近的残余珠光体不易消除，所以高韧性球墨铸铁要获得铁素体基体和较高的延伸率，过高的含锰量是不允许的。一般在厚大断面球铁中锰的质量百分比应控制在0.1％～0.4％，铁素体球墨铸铁取下限，珠光体球墨铸铁取上限(主要参考文献：陈冰廷，贾秀梅，朱永恒，郑蕾，具有厚大断面的大型球墨铸铁铸件的生产，莱钢科技，2007，129：58~60)。

Cu元素是通过促进珠光体的生成和强化金属基体来影响球墨铸铁机械性能的。加入少量Cu，珠光体数量显著增加，抗拉强度、屈服强度和硬度皆随之明显提高，而延伸率显著下降。铜含量超过0.5wt％时，基体实际上大部分为珠光体，强度指标、硬度继续上升，延伸率不再下降。Cu对石墨球的均匀性及球化率有不利的影响(主要参考文献：朱先勇，杜军，刘耀辉，CuCrMoNi多元低合金化对铸铁组织和性能的影响，汽车工艺与材料，2003，01：18～20)。

Mo对球墨铸钢的抗拉强度有显著的的提高作用。Mo的质量百分比达0.3％时可使Rb增加100MPa左右，使Rb达950M Pa以上。Mo的质量百分比超过0.3％以后，继续增加Mo量对Rb的提高作用不大，这不仅在于增幅有限，而且在于其使塑性明显下降。Mo还能明显地降低球墨铸铁组织的石墨化程度。这是因为随着Mo量的增加，石墨球数量减少，球径变小，甚至出现点状石墨。在石墨体积百分比下降的同时，组织中渗碳体的体积百分比显著上升。有关研究表明，质量百分比为0.6％的Mo使石墨体积百分比下降4.8％左右，渗碳体体积百分比增加5.6％左右。(主要参考文献：杨殿魁，梁文心，董天鹏，合金元素对球墨铸钢的组织和性能的影响，钢铁研究学报，2004，16(2)：56～62)。

Ni具有增强球墨铸铁组织的石墨化程度、有效地平衡反石墨化元素的作用。有关试验表明了Ni的显著作用，比如，在Mo的质量百分比为0.3％时，Ni的质量百分比由0％增加到1.5％，石墨体积百分比由7.36％上升至15.25％，碳化物体积百分比由4.91％下降到1.67％；Ni还对球墨铸铁的冲击韧性有较大改善。Ni的这些作用应归结于其促进石墨化，减少组织中渗碳体含量，它可以抵消Mo对石墨组织的不利影响，使石墨球趋于均匀和圆整。(主要参考文献：郭新立，刘治国，刘俊明，孟祥康，Ni在球墨铸铁中的行为及作用，材料研究学报，1995，9(4)：289～293)

用镁、钙、稀土等元素作球化剂处理铁水生产球墨铸铁，主要有两大系列：一类是镁球化系列，包括工业纯镁，镁合金如硅铁镁合金，镍镁、铜镁合金、镁焦或镁盐等。另一系列是稀土镁系列，包括轻稀土镁和重稀土镁球化剂等。

Mg使球墨圆整，对大断面球铁能减缓球化衰退，Mg阻碍石墨析出，残Mg量高，增加收缩和脆性，Mg易氧化，在铁水表面形成氧化膜，进入砂型易使铸件产生夹渣和皮下气孔。残Mg量应控制在保证球化的前提下越低越好，但我们考虑到大件凝固时间长，应提高抗衰退能力，Mg量应高些，使最终铁液中镁含量控制在0.02％～0.05％。

Re是通过抵消干扰元素的有害作用，而间接地起球化作用的元素，但在厚大铸件中，Re残留量高容易造成碎块状石墨增多，我们一般控制在0.07％以下。(主要参考文献：王万超，厚大断面铸件专用球化剂、孕育剂的开发与应用，2006中国铸造活动周论文集，2006：272～274)

S属于表面活化物质，它能吸附于正在生长的石墨晶核表面，一是阻碍了碳原子由铁液内部向表面扩散，从而阻碍石墨析出；二是促使石墨沿基面方向(0001)生长(片状)，使石墨形状变坏。研究表明，铁液中只有当S的质量百分比＜0.03％时，石墨才具有成球的条件。同时，S易引起热脆现象。S以FeS的形式溶解于铁液之中，在凝固过程中，浓集于晶界处，形成低熔点共晶Fe-FeS(熔点为985℃)和Fe-Fe3C-FeS(熔点为975℃)，削弱了晶粒间结合力，引起铸铁脆性开裂缺陷，即热脆现象。(主要参考文献：王贤涛，球墨铸铁中硫的影响、来源及含硫量的控制，铸造，2004(7)：53～54)。

因此发明人以上述理论依据为基础，设计发明了适用于厚壁件模具的高强度球墨铸铁成分。其质量百分比成分为：

C   3.20～3.50％；

Si  1.90～2.20％；

Mn  0.20～0.50％；

Cu  0.40～0.60％；

Mo  0.40～0.80％；

Ni  0.60～0.80％；

P   ≤0.06％；

S   ≤0.03％；

Mg  0.02～0.05％；

Re  ≤0.07％；

余量为Fe和不可避免的杂质。

优选地，所述用于厚壁件模具的高强度球墨铸铁，其质量百分比组成为：

C   3.20～3.36％；

Si  2.01～2.19％；

Mn  0.36～0.47％；

Cu  0.43～0.59％；

Mo  0.43～0.80％；

Ni  0.67～0.73％；

P   ≤0.05％；

S   ≤0.004％；

Mg  0.025～0.046％；

Re  0.017～0.022％。

本发明涉及的球墨铸铁通过配料，电炉冶炼，孕育和球化过程，砂型铸造，调质处理制得。其生产工艺为：

1、按照上述设计成分，用铸造生铁和其他各种所需的合金进行冶炼配料。

2、将配料投入电炉冶炼。

3、把熔炼好的铁水进行孕育、球化，浇入事先准备好的砂型中成型冷却。

4、将铸态试件进行调质热处理，得到所需的球墨铸铁材料。

本发明由于采用了以上技术方案，使之与现有技术相比，具有以下优点和积极效果：该球墨铸铁材料，其铸态机械性能为σ_b≥750Mpa，σ_0.2≥520MPa，δ≥3％，布式硬度190～240。经过正火、调质处理后其机械性能为σ_b≥1000Mpa，σ_0.2≥900MPa，δ≥2％，布式硬度260～300。该材料具有高强度，高硬度和较好的延伸率。用于大断面模具时，经过调质处理后，断面硬度均匀，组织均匀，能满足壁厚大于200mm的大断面模具的的实际使用工况要求。

附图说明

图1为本发明高强度球墨铸铁材料的正火工艺。

图2为本发明高强度球墨铸铁材料的调质工艺。

具体实施方式

实施例1-4

表1实施例1-4对应的高强度球墨铸铁除余量Fe以外的成分质量百分比

	实施例1(％)	实施例2(％)	实施例3(％)	实施例4(％)
					C	3.2	3.32	3.27	3.36
Si	2.06	2.19	2.16	2.01
					Mn	0.44	0.36	0.47	0.39
Cu	0.56	0.59	0.49	0.43

Mo	0.57	0.80	0.68	0.43
					Ni	0.73	0.63	0.72	0.67
P	≤0.06	≤0.06	≤0.05	≤0.05
					S	≤0.003	≤0.004	≤0.004	≤0.003
Mg	0.025	0.046	0.033	0.037
					Re	0.017	0.022	0.021	0.021

表2实施例1-4对应的高强度球墨铸铁的铸态力学性能检测结果

	实施例1	实施例2	实施例3	实施例4
					抗拉强度σb	784	744	774	737
屈服强度σ0.2	573	523	567	536
					断面收缩率δ(％)	3.5	3	3.6	3.8
布氏硬度	233	223	241	211

表3实施例1-4对应的高强度球墨铸铁经过正火、调质处理后的力学性能检测结果

	实施例1	实施例2	实施例3	实施例4
					抗拉强度σb	1121	1057	1119	1037
屈服强度σ0.2	988	951	947	928

断面收缩率δ(％)	2.1	2.3	2.4	2.5
					布氏硬度	293	275	300	280

表4实施例1-4对应的高强度球墨铸铁的金相组织分析结果

	金相组织分析
		实施例1	表层0～30mm基体为回火屈氏体组织，分布有球状石墨和少量的铁素体及共晶碳化物，硬度296HB；30mm以下同样为球状石墨、针状铁素体、细片状珠光体及条块状初晶碳化物组成，硬度为280HB。
实施例2	表层0～30mm的组织由球状石墨、具有马氏***向的回火索氏体、少量针状铁素体及共晶碳化物组成，硬度约为280HB；30mm以下为球状石墨、针状铁素体、细片状珠光体及初晶碳化物组成，硬度260HB。
		实施例3	表层0～30mm基体为回火屈氏体组织，分布有球状石墨和少量
	的铁素体及共晶碳化物，硬度297HB；30mm以下同样为球状石墨、针状铁素体、细片状珠光体及条块状初晶碳化物组成，硬度为283HB。
		实施例4	表层0～30mm基体为回火屈氏体组织，分布有球状石墨和少量的铁素体及共晶碳化物，硬度280HB；30mm以下同样为球状石墨、针状铁素体、细片状珠光体及条块状初晶碳化物组成，硬度为263HB。

表4

实施例1-4的具体试验流程如下：

1、非真空中频炉冶炼中所需配料如下：铸造生铁，铜板，钼铁，镍板，电解锰，重稀土，硅铁。

2、将配料投入750Kg非真空中频炉中冶炼，出铁温度1450℃，浇铸温度1350℃。

3、将熔炼好的铁水在铁水包内进行浮硅孕育、球化，浇入砂型。

4、将铸件先进行正火处理作为组织准备，然后进行调质处理，具体工艺如附图1和附图2所示，对试样工件首先进行正火处理，正火温度920℃，正火时间根据工件大小确定，正火冷却方式为喷雾冷却。完成正火组织准备工作后，对试样工件进行调质处理，调质淬火温度870℃，淬火时间同样根据工件尺寸确定，淬火冷却方式为油淬。调质回火温度520℃，回火时间根据工件尺寸确定，回火冷却方式为空冷。

综上所述，该球墨铸铁具有高强度，高硬度和较好的延伸率。用于大断面模具时，经过调质处理后，断面硬度均匀，组织均匀，能满足壁厚大于200mm的大断面模具的的实际使用工况要求。

要注意的是，以上列举的仅为本发明的具体实施例，显然本发明不限于以上实施例，随之有着许多的类似变化。本领域的技术人员如果从本发明公开的内容直接导出或联想到的所有变形，均应属于本发明的保护范围。

Claims (2)

1.一种用于厚壁件模具的高强度球墨铸铁，其特征在于质量百分比组成为：

C  3.20～3.50％；

Si  1.90～2.20％；

Mn  0.20～0.50％；

Cu  0.40～0.60％；

Mo  0.40～0.80％；

Ni  0.60～0.80％；

P  ≤0.06％；

S  ≤0.03％；

Mg 0.02～0.05％；

Re  ≤0.07％；

余量为Fe和不可避免的杂质。

2.如权利要求1所述的用于厚壁件模具的高强度球墨铸铁，其特征在于质量百分比组成为：

C  3.20～3.36％；

Si  2.01～2.19％；

Mn  0.36～0.47％；

Cu  0.43～0.59％；

Mo  0.43～0.80％；

Ni  0.67～0.73％；

P  ≤0.05％；

S  ≤0.004％；

Mg  0.025～0.046％；

Re  0.017～0.022％。

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