技术领域
[0001] 本
发明涉及
铸造加工技术领域，具体的涉及一种-40℃低温韧性超厚大端面铁素体球墨铸铁件及其制备方法
背景技术
[0002] 近年来，随着核电、
水电、
风电发
电机组的大型化发展以及其它
工程机械设备的重型化发展，对超厚大端面球墨铸铁的需求越来越迫切。国外发达国家在生产超厚大端面球墨铸铁件方面具有较高水平。德国Siempelkamp公司早在1983年就生产了重160吨、壁厚达630mm的球墨铸铁
冲压机
支架，法国和日本相继研制出超过100吨、壁厚大于400mm的球墨铸铁件。核乏
燃料球墨铸铁储运容器结构复杂、技术条件苛刻、环境条件恶劣，代表了世界球墨铸铁件生产的最高水平，德国Thyssen成功生产了重115吨、壁厚400mm的N1300核乏燃料球铁罐；德国Siempelkamp公司生产的乏燃料球铁罐重量达183吨。
[0003] 目前国家标准《GB/T 1348-2009球墨铸铁件》和欧洲标准《DIN EN 1563:2012铸造球墨铸铁》中，对球墨铸铁的壁厚规格均定义至200mm为止，而对壁厚超过200mm的超厚大端面球墨铸铁尚无明确的
力学性能及金相组织标准。超厚大端面球墨铸铁热节部位或中心部位由于
凝固速度缓慢、凝固时间长，经常出现变态
石墨、缩松、
缩孔等组织
缺陷，导致力学性能下降，尤其碎
块状石墨的产生对性能的恶化尤为明显。根据碎块状石墨在组织中所占体积分数的不同，会使铸件的
抗拉强度降低20％～40％，伸长率降低50％～80％，冲击韧度降低50％。对于球墨铸铁的低温
断裂韧性的研究，目前仍主要基于将球墨铸铁进行
热处理，以期获得高的断裂韧性，而对铸铁在低温条件下断裂韧性的研究仍较少。但是断裂韧性又是关系到球墨铸铁能否广泛应用的关键因素。
[0004] 已有研究关注球墨铸铁的低温性能，如中国
专利CN105803300A，公开了一种抗零下40℃低温冲击CADI球墨铸铁及其制备方法；该专利制备的球墨铸铁件为奥
贝氏体球墨铸铁，其具有特定的适用场景，另外该专利中的球墨铸铁需经
过热处理，且-40℃冲击性能为无缺口试样。中国专利CN110343944A，公开了一种提高断裂韧性的球墨铸铁
型材及工艺；该专利中的型材属于薄壁件，其制备工艺中添加了
合金铋(Bi)，但对于厚大端面球墨铸铁，Bi极易导致碎块状石墨出现。
[0005] 本发明具体针对超厚大端面铁素体球墨铸铁应用领域，具体的针对壁厚超过500mm的核乏燃料球墨铸铁容器罐，该类
工件提出的技术要求是：铸件本体无碎块状石墨，且需满足(Ⅴ+Ⅵ)型石墨≥80％，石墨球尺寸3-7级的比例≥90％，铁素体≥80％；力学性能应达到：室温和高温(100℃)拉伸性能(抗拉强度≥250MPa、
屈服强度≥200MPa、伸长率≥
8％)；冲击Akv(20℃)≥12J/cm2、以及Akv(-40℃)≥4J/cm2。而对于超厚大端面核乏燃料容器球墨铸铁件，铸件要求无碎块状石墨，以及-40℃低温断裂韧性和Ⅴ型缺口冲击韧性是技术难点。
发明内容
[0006] 为解决
现有技术中的问题，本发明针对厚大端面铁素体基球墨铸铁在铸态下的低温断裂韧性和冲击性能的研究，提出了一种制备此类材料的工艺，以期解决上述技术短板，获得性能符合要求的球墨铸铁材料。
[0007] 具体的，本发明提供一种厚大端面铁素体基球墨铸铁件，所述厚大端面铁素体基球墨铸铁件具有不小于500mm的最大厚度，其化学成分如下(按浇注铁水重量百分比计)：C：3.5～3.7wt％；Si：1.8～2.0wt％；Ni：0.5～1.0wt％；Mn≤0.15wt％；P≤0.03wt％；S：0.006～0.012wt％；Mg：0.035～0.045wt％；Sb：0.003～0.006wt％；余量为Fe及制备过程中带入的杂质。
[0008] 为了达到上述元素控制范围，本发明还提供一种厚大端面铁素体基球墨铸铁件的制备方法，过程如下：
[0009] 1、造型；根据铸件形状，采用呋喃
树脂自硬砂造型；其中，抛模时，在铸型外层
覆盖厚度80～200mm的通用冷铁；所述铸型的尺寸允许铸件具有800mm的最大厚度。
[0010] 2、原料选择；选用微量元素的控制种类和范围为Mn≤0.10wt％、P≤0.01wt％、S≤0.01wt％、Ti≤0.01wt％、Cr≤0.01wt％、V≤0.01wt％的超高纯
生铁。
[0011] 3、球化剂选择；选用低稀土
硅铁镁合金球化剂，主要化学成分为40～50wt％Si、5～6wt％Mg、0.3～0.6wt％RE，加入量为1.1～1.3wt％。
[0012] 4、孕育剂选择；采用前后两次孕育，包括铁液导入浇包过程中的一次孕育，以及浇注过程中的随流孕育。其中，一次孕育采用低硅高钡合金，主要含40～50wt％Si、1.5～2.5wt％Ba、0.4～0.6wt％Ca，加入量为0.3～0.5wt％，颗粒大小控制在3～8mm。随流孕育采用高硅含
铝合金，主要含70～80wt％Si、0.5～1.5wt％Ca、0.5～1.5wt％Al，加入量为0.10～0.15wt％，颗粒大小为0.5～6mm。
[0013] 5、合金选择；出铁前在浇包中投加占浇铸铁液
质量0.5～1.0wt％的单质Ni和0.003～0.006wt％的单质Sb。
[0014] 6、过程工艺
[0015] 将超高纯生铁，在电炉中熔炼成铁液；出铁液前，预先在浇包底部放置球化剂及合金Ni、Sb；当电炉中的铁液
温度控制为1400～1420℃时，将铁液从电炉导入浇包，导入过程的同时加入一次孕育剂，铁液在浇包内发生球化和一次孕育反应，该过程时间控制在5-6分钟以内，保证球化完成后温度在1360～1370℃；随后，进行扒渣处理；当铁液温度降至1340～1350℃时，开始浇注；浇注过程中加入随流孕育剂，浇铸时间控制在2分钟以内；浇注结束后，在砂型中缓慢冷却至400℃以下，从铸型中清出铸件。
[0016] 相比于现有技术，本发明至少能够取得如下有益效果：针对核乏燃料容器等超厚大断面球墨铸铁材料组织和性能均不良的缺陷开发了本发明的技术方案；通过严格控制生铁原料的微量元素种类及含量，合理的选择球化剂、孕育剂，配置合理的铸型冷却方案，通过添加Ni、Sb
合金元素等改进手段，本发明创造性的实现了 尺寸铸件在-40℃条件下的高冲击(Ⅴ型缺口)和高断裂韧性，实现了超厚大端面铁素体基球墨铸铁件在超低温恶劣环境下应用的可行性；为了提高材料强度，常规手段是增加Si量，但是Si量提高，容易出现碎块状石墨。本发明通过合金化(加Ni)手段及简单冷却装置(冷铁)，细化晶粒、提高拉伸强度、改善韧性。
附图说明
[0017] 图1为本发明冷铁布置方式示意图；
[0018] 图2-6分别为标号1-5的铸件试块的金相组织图；
具体实施方式
[0020] 提供一种制备 厚度端面铁素体基球墨铸铁试块的方法，步骤如下：
[0021] 1、基于MAGMA模拟
软件，设计尺寸为 的铸型试块；采用呋喃树脂自硬砂造型；其中，抛模时，在铸型外层覆盖一层厚度为80～200mm的通用冷铁；
[0022] 2、选用微量元素的控制种类和范围为Mn≤0.10wt％、P≤0.01wt％、S≤0.01wt％、Ti≤0.01wt％、Cr≤0.01wt％、V≤0.01wt％的超高纯生铁为原料；
[0023] 3、选用低稀土硅铁镁合金球化剂，其主要化学成分为40～50wt％Si、5～6wt％Mg、0.3～0.6wt％RE，加入量为1.1～1.3wt％；
[0024] 4、采用前后两次孕育过程，包括铁液导入浇包过程中的一次孕育，以及浇注过程中的随流孕育。一次孕育采用低硅高钡合金，主要含40～50wt％Si、1.5～2.5wt％Ba、0.4～0.6wt％Ca，加入量为浇铸铁液质量的0.3～0.5wt％，一次孕育剂的颗粒大小控制在3～
8mm。随流孕育采用高硅含
铝合金，主要含70～80wt％Si、0.5～1.5wt％Ca、0.5～1.5wt％Al，加入量为浇铸铁液质量的0.10～0.15wt％，颗粒大小为0.5～6mm。
[0025] 5、准备合金Ni和合金Sb，其中Ni加入量控制在浇铸铁液质量的0.5～1.0wt％；Sb的加入量控制在浇铸铁液质量的0.003～0.006wt％。
[0026] 完成上述准备工作后，采取如下工艺浇铸制备所述试块：
[0027] 将超高纯生铁，在电炉中熔炼成铁液；出铁液前，预先在浇包底部放置球化剂及合金Ni、Sb；当电炉中的铁液
温度控制为1400～1420℃时，将铁液从电炉导入浇包，导入过程的同时加入一次孕育剂，铁液在浇包内发生球化和一次孕育反应，该过程时间控制在5-6分钟以内，保证球化完成后温度在1360-1370℃；随后，进行扒渣处理；当铁液温度降至1340～1350℃时，开始浇注；浇注过程中加入随流孕育剂，浇注时间控制在2分钟以内；浇注结束后，在砂型中缓慢冷却至400℃以下，从铸型中清出铸件；得到 超厚大端面铁素体基球墨铸铁试块。
[0028] 按上述工艺微调各组分参数，制备三个同样的 球墨铸铁试块，标号分别为1-3。
[0029] 对比例1
[0030] 提供一种制备 厚度端面铁素体基球墨铸铁试块的方法，步骤如下：
[0031] 1、基于MAGMA模拟软件，设计尺寸为 的铸型试块；采用呋喃树脂自硬砂造型；
[0032] 2、选用微量元素的控制种类和范围为Mn≤0.10wt％、P≤0.01wt％、S≤0.01wt％、Ti≤0.01wt％、Cr≤0.01wt％、V≤0.01wt％的超高纯生铁为原料；
[0033] 3、选用低稀土硅铁镁合金球化剂，其主要化学成分为40～50wt％Si、5～6wt％Mg、0.3～0.6wt％RE，加入量为1.1～1.3wt％；
[0034] 4、采用前后两次孕育过程，包括铁液导入浇包过程中的一次孕育，以及浇注过程中的随流孕育。一次孕育采用低硅高钡合金，主要含40～50wt％Si、1.5～2.5wt％Ba、0.4～0.6wt％Ca，加入量为浇铸铁液质量的0.3～0.5wt％，一次孕育剂的颗粒大小控制在3～
8mm。随流孕育采用高硅含铝合金，主要含70～80wt％Si、0.5～1.5wt％Ca、0.5～1.5wt％Al，加入量为浇铸铁液质量的0.10～0.15wt％，颗粒大小为0.5～6mm。
[0035] 5、准备合金Sb，Sb的加入量控制在浇铸铁液质量的0.003-0.006wt％。
[0036] 完成上述准备工作后，采取如下工艺浇铸制备所述试块：
[0037] 将超高纯生铁，在电炉中熔炼成铁液；出铁液前，预先在浇包底部放置球化剂及合金Sb；当电炉中的铁液温度控制为1400～1420℃时，将铁液从电炉导入浇包，导入过程的同时加入一次孕育剂，铁液在浇包内发生球化和一次孕育反应，该过程时间控制在5-6分钟以内，保证球化完成后温度在1360～1370℃；随后，进行扒渣处理；当铁液温度降至1340～1350℃时，开始浇注；浇注过程中加入随流孕育剂，浇注时间控制在2分钟以内；浇注结束后，在砂型中缓慢冷却至400℃以下，从铸型中清出铸件；得到 超厚大端面铁素体基球墨铸铁试块，该试块标号为4。
[0038] 对比例2
[0039] 1、基于MAGMA模拟软件，设计尺寸为 的铸型试块；采用呋喃树脂自硬砂造型；其中，抛模时，在铸型外层覆盖一层厚度为80～200mm的通用冷铁；
[0040] 2、选用微量元素的控制种类和范围为Mn≤0.10wt％、P≤0.01wt％、S≤0.01wt％、Ti≤0.01wt％、Cr≤0.01wt％、V≤0.01wt％的超高纯生铁为原料；
[0041] 3、选用低稀土硅铁镁合金球化剂，其主要化学成分为40～50wt％Si、5～6wt％Mg、0.3～0.6wt％RE，加入量为1.1～1.3wt％；
[0042] 4、采用前后两次孕育过程，包括铁液导入浇包过程中的一次孕育，以及浇注过程中的随流孕育。一次孕育采用进口的低硅高钡合金，主要含40～50wt％Si、1.5～2.5wt％Ba、0.4～0.6wt％Ca，加入量为浇铸铁液质量的0.3～0.5wt％，一次孕育剂的颗粒大小控制在3～8mm。随流孕育采用高硅含铝合金，主要含70～80wt％Si、0.5～1.5wt％Ca、0.5～1.5wt％Al，加入量为浇铸铁液质量的0.10～0.15wt％，颗粒大小为0.5～6mm。
[0043] 5、准备合金Sb，Sb的加入量控制在浇铸铁液质量的0.003-0.006wt％。
[0044] 完成上述准备工作后，采取如下工艺浇铸制备所述试块：
[0045] 将超高纯生铁，在电炉中熔炼成铁液；出铁液前，预先在浇包底部放置球化剂及合金Sb；当电炉中的铁液温度控制为1400～1420℃时，将铁液从电炉导入浇包，导入过程的同时加入一次孕育剂，铁液在浇包内发生球化和一次孕育反应，该过程时间控制在5-6分钟以内，保证球化完成后温度在1360～1370℃；随后，进行扒渣处理；当铁液温度降至1340～1350℃时，开始浇注；浇注过程中加入随流孕育剂，浇注时间控制在2分钟以内；浇注结束后，在砂型中缓慢冷却至400℃以下，从铸型中清出铸件；得到 超厚大端面铁素体基球墨铸铁试块，该试块标号为5。
[0046] 经检测，试块1-5的化学组成如表1所示：
[0047] 表1试块1-5的化学组成
[0048]
[0049]
[0050] 在试块1-5的心部R400mm处取样，做力学性能检测与金相分析，结果如下：
[0051] 拉伸性能数据表：
[0052]
[0053] 冲击性能数据表(Ⅴ型缺口)：
[0054]
[0055] 铸件组织统计：
[0056] 试块标号 (Ⅴ+Ⅵ)型石墨/％ 石墨球尺寸 铁素体/％1 92.12 5.0 ＞90
2 92.62 5.0 ＞90
3 91.54 5.0 ＞90
4(无冷铁) 42.7 3 ＞90
5 85.1 4 ＞90
[0057] 力学检测及金相分析结果说明：采用Ni合金及附加冷铁工艺制得的试块1-3具有良好的抗拉和屈服强度，且在-40℃的低温条件下断裂韧性佳，(Ⅴ+Ⅵ)型石墨占比高，石墨球尺寸均匀，无碎块状石墨。
[0058] 试块4的制备过程中未附加冷铁和Ni合金，其组织统计结果中，(Ⅴ+Ⅵ)型石墨占比仅42.7％，远低于核乏燃料球墨铸铁容器罐要求(Ⅴ+Ⅵ)型石墨≥80.0％的技术要求；同时，其室温抗拉强度和屈服强度均低于试块1-3；另外，金相分析显示，试块4存在较多的碎块状石墨，石墨球形度差，石墨球尺寸不均匀。
[0059] 试块5的制备过程中附加了冷铁，但未加入Ni合金，该试块的(Ⅴ+Ⅵ)型石墨占比为85.1％，达到了技术要求，但相较于试块1-3的占比仍然偏低；同样的，试块5的室温抗拉强度和屈服强度也要低于试块1-3；试块5的金相分析显示，石墨球化度相较于试块4更好，但对比试块1-3的金相结果可以发现，试块5仍然存在部分碎块化石墨，且石墨球尺寸差异大，球形度低。
[0060] 而由冲击性能数据可知，在-40℃的低温条件，试块4和试块5的低温冲击性能均低于试块1-3。
