雙相ADI是將一定成分的球墨鑄鐵加熱到共析三相區(qū)保溫一段時(shí)間，然后進(jìn)行等溫淬火熱處理，最終得到基體組織為先共析鐵素體和奧鐵體的球墨鑄鐵。雙相ADI，即等溫淬火前球鐵件加熱溫度在氏。S與Ac．z之間，不是完全奧氏體化，而是部分奧氏體化，先共析鐵素體與奧氏體同時(shí)存在。這種等溫處理可稱(chēng)為部分奧氏體化等溫?zé)崽幚恚康氖抢媒M織中存在部分先共析鐵素體提高ADI的塑韌性，降低硬度，改善加工性能，但又對(duì)抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和彎曲疲勞強(qiáng)度降低的幅度不大。美國(guó)2006年修訂的ASTMA897M標(biāo)準(zhǔn)及2004年修訂的SAEJ2477標(biāo)準(zhǔn)中，牌號(hào)750—500．11就是這種雙相ADI。它的伸長(zhǎng)率最高可達(dá)22％，硬度只有HB24l～280，完全可以較容易地進(jìn)行機(jī)加工，使有些在等溫淬火過(guò)程中變形較難控制的零件可以采取先等溫?zé)崽幚碓贆C(jī)械加工的工藝路線(xiàn)，美國(guó)有用這種材料生產(chǎn)曲軸的報(bào)
導(dǎo)，材料的性能crb為835 MPa，6為15．3％，HB為24l。我國(guó)也進(jìn)行過(guò)類(lèi)似試驗(yàn)，并取得了較好效果。本試驗(yàn)研究了不同等溫溫度和等溫時(shí)間對(duì)雙相ADI力學(xué)性能的影響。
1 試驗(yàn)方法
1．1合金的熔煉及成分
爐料采用Q12生鐵、球鐵、回爐料、廢鋼、銅絲和鉬鐵。在500 k的酸|生中頻爐中熔煉，每爐熔煉450鐵液。采用堤壩處理法，球化劑采用FeSM96RE2，加入量為1．6％。孕育劑選用兩種不同的類(lèi)型，包內(nèi)孕育時(shí)選用75siFe，隨流孕育時(shí)選用硅鋇孕育劑。澆注完畢后，在600℃時(shí)打箱。利用直讀光譜儀進(jìn)行化學(xué)成分分析。
1．3等溫熱處理工藝
分別對(duì)試樣進(jìn)行熱處理，當(dāng)奧氏體化溫度為850℃、奧氏體化時(shí)間為60 min、等溫淬火時(shí)間為90 min時(shí)，測(cè)試等溫淬火溫度對(duì)雙相ADI力學(xué)性能的影響。當(dāng)奧氏體化溫度為850℃、奧氏體化時(shí)間為60 min、等溫淬火溫度為370℃時(shí)，測(cè)試等溫淬火時(shí)間對(duì)雙相ADI力學(xué)性能的影響。
2試驗(yàn)結(jié)果分析
2．1 等溫淬火溫度對(duì)雙相ADI力學(xué)性能的影響
2．1．1對(duì)雙相ADI抗拉強(qiáng)度的影響
當(dāng)奧氏體化溫度為850℃、奧氏體化時(shí)間為60min、等溫淬火時(shí)間為90 min時(shí)，等溫淬火溫度對(duì)雙相ADI抗拉強(qiáng)度的影響如圖4所示。從圖4中可以看出，等溫溫度在250~390℃時(shí)，隨
著等溫淬火溫度的升高，抗拉強(qiáng)度逐漸降低。等溫溫度降低．轉(zhuǎn)變驅(qū)動(dòng)力增大，轉(zhuǎn)變時(shí)鐵素體的形核率增高，最終奧．鐵體組織細(xì)化，而導(dǎo)致雙相ADI強(qiáng)度升高。隨著等溫淬火溫度的升高，碳原子沿鐵素體前沿被排到周?chē)膴W氏體中，隨著轉(zhuǎn)變的進(jìn)行，碳原子不斷擴(kuò)散到奧氏體中，導(dǎo)致奧氏體的含碳量增加，最終基體中的高碳奧氏體含量增加。同時(shí)基體的形貌發(fā)生了變化，由針狀轉(zhuǎn)變成羽毛狀，晶粒逐漸變得粗大，導(dǎo)致抗拉強(qiáng)度逐漸降低。
2．1．2對(duì)雙相ADI沖擊韌性的影響
從圖5中可以看出，隨著等溫淬火溫度的升高，雙相ADI的沖擊韌性呈逐漸增大趨勢(shì)；等溫淬火溫度升高到370℃時(shí)，沖擊韌性達(dá)到最大值；當(dāng)?shù)葴卮慊饻囟瘸^(guò)370℃后，沖擊韌性降低。奧氏體化溫度850℃、奧氏體化時(shí)間60 mill、等溫淬火時(shí)間90 min時(shí)通過(guò)對(duì)比不同等濕淬火溫度下雙相ADI沖擊試樣的斷口掃描照片(圖6)可以看出，隨著等溫淬火溫度的升高，斷口形貌中韌窩的數(shù)量逐漸增加。等溫淬火溫度達(dá)到370℃時(shí)，斷口的形貌為較多的韌窩。繼續(xù)提高等溫淬火溫度，當(dāng)超過(guò)370℃后，韌窩的數(shù)量減少。雙相ADI的沖擊韌性隨著殘余奧氏體量的增加而增大。當(dāng)?shù)葴卮慊饻囟容^低時(shí)，殘余奧氏體的含量較少。隨著等溫淬火溫度的升高，轉(zhuǎn)變速度加快，碳的擴(kuò)散速度也加快，有利于形成“高碳奧氏體”，使殘余奧氏體量增大，導(dǎo)致雙相ADI的沖擊韌性增大。當(dāng)?shù)葴卮慊饻囟瘸^(guò)370℃后，碳的擴(kuò)散速度明顯增大，奧氏體中多余的碳原子易在奧氏體及針狀鐵素體的周?chē)奂纬商蓟铮瑥亩斐呻p相ADI的沖擊韌性降低。
2．1．3對(duì)雙相ADI硬度的影響
奧氏體化溫度850℃、奧氏體化時(shí)間60 min、等溫淬火時(shí)間90 mill時(shí)等溫淬火溫度對(duì)雙相ADI硬度的影響如圖7所示。從圖7中可以看出，在250~390℃溫度范圍內(nèi)，隨當(dāng)奧氏體化溫度850℃、奧氏體化時(shí)間60 min、等溫淬火時(shí)間90 min時(shí)等溫淬火溫度對(duì)雙相ADI沖擊韌性
的影響如圖5所示。著等溫淬火溫度的升高，雙相ADI的硬度逐漸降低。等溫淬火溫度超過(guò)370℃后硬度略有增高。等溫淬火溫度較低時(shí)，轉(zhuǎn)變驅(qū)動(dòng)力增大，轉(zhuǎn)變時(shí)鐵素體的形核率增高，最終奧．鐵體組織細(xì)化，導(dǎo)致雙相ADI硬度升高。隨著等溫淬火溫度的升高，組織的形貌由針狀逐漸轉(zhuǎn)變成羽毛狀，殘余奧氏體量增加，晶粒尺寸變大，導(dǎo)致ADI的硬度降低。當(dāng)?shù)葴卮慊饻囟瘸^(guò)370℃后，由于溫度過(guò)高，轉(zhuǎn)變加快，奧氏體分解析出少量碳化
物，硬度略有提高。
2．1．4對(duì)雙相ADI伸長(zhǎng)率的影響
奧氏體化溫度850℃、奧氏體化時(shí)問(wèn)60 min、等溫淬火時(shí)間90 min時(shí)等溫淬火溫度對(duì)雙相ADI伸長(zhǎng)率的影響如圖所示。
從圖中可以看出，在所試驗(yàn)的溫度范圍內(nèi)，隨著等溫淬火溫度的升高，雙相ADI的伸長(zhǎng)率逐漸升高。等溫淬火溫度較低時(shí)，奧氏體的含碳量較低，穩(wěn)定性較差，當(dāng)冷卻到溫室后，部分殘余奧氏體會(huì)轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。由于馬氏體的韌性較差，從而導(dǎo)致伸長(zhǎng)率較低。隨著等溫淬火溫度的升高，碳原子的擴(kuò)散能力增大，有更多的碳原子從針狀鐵素體中擴(kuò)散并固溶到周?chē)?br /> 奧氏體中，使得奧氏體的含碳量增大。奧氏體的含碳量增大，其Ms降低，冷卻到室溫后不會(huì)轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，導(dǎo)致殘余奧氏體含量增加。晶粒尺寸增大，組織的形貌由細(xì)小的針狀逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)檩^大的羽毛狀。晶粒尺寸增大，晶粒間的接觸面積減少，位錯(cuò)滑移的障礙或阻力減少，導(dǎo)致ADI的伸長(zhǎng)率增大。
2．2等溫淬火時(shí)問(wèn)對(duì)雙相ADI力學(xué)性能的影響
2．2．1對(duì)雙相ADI抗拉強(qiáng)度的影響
奧氏體化溫度850℃、奧氏體化時(shí)間60 min、等溫淬火溫度370℃時(shí)等溫淬火時(shí)間對(duì)雙相ADI抗拉強(qiáng)度的影響如圖所示。
3結(jié)論
(1)隨著等溫淬火溫度的升高，雙相ADI的抗拉強(qiáng)度下降，伸長(zhǎng)率逐漸增大，硬度先減小后增大，沖擊韌性先增大后減小。
(2)隨著等溫淬火時(shí)間的延長(zhǎng)，雙相ADI的抗拉強(qiáng)度升高，當(dāng)?shù)葴卮慊饡r(shí)間超過(guò)90 min后，抗拉強(qiáng)度變化略有下降；當(dāng)?shù)葴卮慊饡r(shí)間為60 min時(shí)，沖擊韌性達(dá)到最大值，等溫淬火時(shí)間超過(guò)60 min后，沖擊韌性逐漸降低；當(dāng)?shù)葴卮慊饡r(shí)間超過(guò)90min后，所以硬度先減小后增大；伸長(zhǎng)率先增大后減小。
導(dǎo)，材料的性能crb為835 MPa，6為15．3％，HB為24l。我國(guó)也進(jìn)行過(guò)類(lèi)似試驗(yàn)，并取得了較好效果。本試驗(yàn)研究了不同等溫溫度和等溫時(shí)間對(duì)雙相ADI力學(xué)性能的影響。
1 試驗(yàn)方法
1．1合金的熔煉及成分
爐料采用Q12生鐵、球鐵、回爐料、廢鋼、銅絲和鉬鐵。在500 k的酸|生中頻爐中熔煉，每爐熔煉450鐵液。采用堤壩處理法，球化劑采用FeSM96RE2，加入量為1．6％。孕育劑選用兩種不同的類(lèi)型，包內(nèi)孕育時(shí)選用75siFe，隨流孕育時(shí)選用硅鋇孕育劑。澆注完畢后，在600℃時(shí)打箱。利用直讀光譜儀進(jìn)行化學(xué)成分分析。
1．3等溫熱處理工藝
分別對(duì)試樣進(jìn)行熱處理，當(dāng)奧氏體化溫度為850℃、奧氏體化時(shí)間為60 min、等溫淬火時(shí)間為90 min時(shí)，測(cè)試等溫淬火溫度對(duì)雙相ADI力學(xué)性能的影響。當(dāng)奧氏體化溫度為850℃、奧氏體化時(shí)間為60 min、等溫淬火溫度為370℃時(shí)，測(cè)試等溫淬火時(shí)間對(duì)雙相ADI力學(xué)性能的影響。
2試驗(yàn)結(jié)果分析
2．1 等溫淬火溫度對(duì)雙相ADI力學(xué)性能的影響
2．1．1對(duì)雙相ADI抗拉強(qiáng)度的影響
當(dāng)奧氏體化溫度為850℃、奧氏體化時(shí)間為60min、等溫淬火時(shí)間為90 min時(shí)，等溫淬火溫度對(duì)雙相ADI抗拉強(qiáng)度的影響如圖4所示。從圖4中可以看出，等溫溫度在250~390℃時(shí)，隨
著等溫淬火溫度的升高，抗拉強(qiáng)度逐漸降低。等溫溫度降低．轉(zhuǎn)變驅(qū)動(dòng)力增大，轉(zhuǎn)變時(shí)鐵素體的形核率增高，最終奧．鐵體組織細(xì)化，而導(dǎo)致雙相ADI強(qiáng)度升高。隨著等溫淬火溫度的升高，碳原子沿鐵素體前沿被排到周?chē)膴W氏體中，隨著轉(zhuǎn)變的進(jìn)行，碳原子不斷擴(kuò)散到奧氏體中，導(dǎo)致奧氏體的含碳量增加，最終基體中的高碳奧氏體含量增加。同時(shí)基體的形貌發(fā)生了變化，由針狀轉(zhuǎn)變成羽毛狀，晶粒逐漸變得粗大，導(dǎo)致抗拉強(qiáng)度逐漸降低。
2．1．2對(duì)雙相ADI沖擊韌性的影響
從圖5中可以看出，隨著等溫淬火溫度的升高，雙相ADI的沖擊韌性呈逐漸增大趨勢(shì)；等溫淬火溫度升高到370℃時(shí)，沖擊韌性達(dá)到最大值；當(dāng)?shù)葴卮慊饻囟瘸^(guò)370℃后，沖擊韌性降低。奧氏體化溫度850℃、奧氏體化時(shí)間60 mill、等溫淬火時(shí)間90 min時(shí)通過(guò)對(duì)比不同等濕淬火溫度下雙相ADI沖擊試樣的斷口掃描照片(圖6)可以看出，隨著等溫淬火溫度的升高，斷口形貌中韌窩的數(shù)量逐漸增加。等溫淬火溫度達(dá)到370℃時(shí)，斷口的形貌為較多的韌窩。繼續(xù)提高等溫淬火溫度，當(dāng)超過(guò)370℃后，韌窩的數(shù)量減少。雙相ADI的沖擊韌性隨著殘余奧氏體量的增加而增大。當(dāng)?shù)葴卮慊饻囟容^低時(shí)，殘余奧氏體的含量較少。隨著等溫淬火溫度的升高，轉(zhuǎn)變速度加快，碳的擴(kuò)散速度也加快，有利于形成“高碳奧氏體”，使殘余奧氏體量增大，導(dǎo)致雙相ADI的沖擊韌性增大。當(dāng)?shù)葴卮慊饻囟瘸^(guò)370℃后，碳的擴(kuò)散速度明顯增大，奧氏體中多余的碳原子易在奧氏體及針狀鐵素體的周?chē)奂纬商蓟铮瑥亩斐呻p相ADI的沖擊韌性降低。
2．1．3對(duì)雙相ADI硬度的影響
奧氏體化溫度850℃、奧氏體化時(shí)間60 min、等溫淬火時(shí)間90 mill時(shí)等溫淬火溫度對(duì)雙相ADI硬度的影響如圖7所示。從圖7中可以看出，在250~390℃溫度范圍內(nèi)，隨當(dāng)奧氏體化溫度850℃、奧氏體化時(shí)間60 min、等溫淬火時(shí)間90 min時(shí)等溫淬火溫度對(duì)雙相ADI沖擊韌性
的影響如圖5所示。著等溫淬火溫度的升高，雙相ADI的硬度逐漸降低。等溫淬火溫度超過(guò)370℃后硬度略有增高。等溫淬火溫度較低時(shí)，轉(zhuǎn)變驅(qū)動(dòng)力增大，轉(zhuǎn)變時(shí)鐵素體的形核率增高，最終奧．鐵體組織細(xì)化，導(dǎo)致雙相ADI硬度升高。隨著等溫淬火溫度的升高，組織的形貌由針狀逐漸轉(zhuǎn)變成羽毛狀，殘余奧氏體量增加，晶粒尺寸變大，導(dǎo)致ADI的硬度降低。當(dāng)?shù)葴卮慊饻囟瘸^(guò)370℃后，由于溫度過(guò)高，轉(zhuǎn)變加快，奧氏體分解析出少量碳化
物，硬度略有提高。
2．1．4對(duì)雙相ADI伸長(zhǎng)率的影響
奧氏體化溫度850℃、奧氏體化時(shí)問(wèn)60 min、等溫淬火時(shí)間90 min時(shí)等溫淬火溫度對(duì)雙相ADI伸長(zhǎng)率的影響如圖所示。
從圖中可以看出，在所試驗(yàn)的溫度范圍內(nèi)，隨著等溫淬火溫度的升高，雙相ADI的伸長(zhǎng)率逐漸升高。等溫淬火溫度較低時(shí)，奧氏體的含碳量較低，穩(wěn)定性較差，當(dāng)冷卻到溫室后，部分殘余奧氏體會(huì)轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。由于馬氏體的韌性較差，從而導(dǎo)致伸長(zhǎng)率較低。隨著等溫淬火溫度的升高，碳原子的擴(kuò)散能力增大，有更多的碳原子從針狀鐵素體中擴(kuò)散并固溶到周?chē)?br /> 奧氏體中，使得奧氏體的含碳量增大。奧氏體的含碳量增大，其Ms降低，冷卻到室溫后不會(huì)轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，導(dǎo)致殘余奧氏體含量增加。晶粒尺寸增大，組織的形貌由細(xì)小的針狀逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)檩^大的羽毛狀。晶粒尺寸增大，晶粒間的接觸面積減少，位錯(cuò)滑移的障礙或阻力減少，導(dǎo)致ADI的伸長(zhǎng)率增大。
2．2等溫淬火時(shí)問(wèn)對(duì)雙相ADI力學(xué)性能的影響
2．2．1對(duì)雙相ADI抗拉強(qiáng)度的影響
奧氏體化溫度850℃、奧氏體化時(shí)間60 min、等溫淬火溫度370℃時(shí)等溫淬火時(shí)間對(duì)雙相ADI抗拉強(qiáng)度的影響如圖所示。
3結(jié)論
(1)隨著等溫淬火溫度的升高，雙相ADI的抗拉強(qiáng)度下降，伸長(zhǎng)率逐漸增大，硬度先減小后增大，沖擊韌性先增大后減小。
(2)隨著等溫淬火時(shí)間的延長(zhǎng)，雙相ADI的抗拉強(qiáng)度升高，當(dāng)?shù)葴卮慊饡r(shí)間超過(guò)90 min后，抗拉強(qiáng)度變化略有下降；當(dāng)?shù)葴卮慊饡r(shí)間為60 min時(shí)，沖擊韌性達(dá)到最大值，等溫淬火時(shí)間超過(guò)60 min后，沖擊韌性逐漸降低；當(dāng)?shù)葴卮慊饡r(shí)間超過(guò)90min后，所以硬度先減小后增大；伸長(zhǎng)率先增大后減小。
