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| 研究生： |
陳正中 |
|---|---|
| 論文名稱： |
沃斯回火球墨鑄鐵疲勞性質之研究 |
| 指導教授： |
施登士
Shih, Teng-Shih 屠名正 Twu, Ming-Jeng |
| 學位類別： |
碩士 Master |
| 系所名稱： |
工業教育學系 Department of Industrial Education |
| 論文出版年： | 2003 |
| 畢業學年度： | 91 |
| 語文別： | 中文 |
| 論文頁數： | 90 |
| 中文關鍵詞： | 碳當量 、沃斯回火球墨鑄鐵 、殘留沃斯田體 、後後瞬間接種 |
| 論文種類： | 學術論文 |
| 相關次數： | 點閱：251 下載：11 |
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本研究主要探討一種碳當量為4.33﹪﹙3.51﹪、2.45﹪Si﹚且未添加鎳、銅合金沃斯回火球墨鑄鐵，以及另外一種碳當量為4.57﹪﹙3.65﹪C、2.76﹪Si﹚且添加鎳、銅合金沃斯回火球墨鑄鐵，兩者的疲勞性質。在不同的沃斯回火熱處理條件﹙320℃、360℃﹚與添加Ni、Cu合金與否，以及在同一材料上但不同的取樣位置﹙上層與底層﹚之組合中，從影像分析儀分析材料內石墨的球化率、球墨數與球墨直徑大小，再以X-ray繞射儀測定基地的殘留沃斯田體量與經由OM、SEM觀察沃斯回火球墨鑄鐵的顯微組織來了解他的疲勞性質。另外，取添加鎳、銅合金的材料作後後瞬間接種後的疲勞性質與未作後後瞬間接種材料的疲勞性質作個比較。
實驗結果顯示：
一、每組材料且同一層作高溫與低溫沃斯回火比較。得出高溫﹙360℃﹚沃斯回火球墨鑄鐵皆比低溫﹙320℃﹚沃斯回火球墨鑄鐵的疲勞強度高。
二、將兩組化學成分不同且皆未經過後後瞬間接種的材料，就同一層比較：添加Ni、Cu合金的沃斯回火球墨鑄鐵比未添加Ni、Cu合金的沃斯回火球墨鑄鐵的疲勞強度高。
三、兩組化學合金成分相同且就同一層比較，經過後後瞬間接種的材料，其球墨數較多、球化率較佳與球墨平均直徑較小，造成基地組織均勻，較不易有應力集中現象。得到：經過後後瞬間接種的沃斯回火球墨鑄鐵比未經過後後瞬間接種的沃斯回火球墨鑄鐵的疲勞強度高。
四、就同一個材料但不同一層來比較，因為上層與底層冷卻速率不同，最後基地組織會有所不同，使得底層的沃斯回火球墨鑄鐵比上層的沃斯回火球墨鑄鐵的疲勞強度高。
第二章 文獻探討
2-1 沃斯田體化溫度及時間對沃斯回火球墨鑄鐵之影響
一般沃斯田體化溫度約在850-950℃之間。如Fig2-1所示：較高的沃斯田體化溫度容易使基地中固溶的含碳量增加而達到飽和〔1、2〕。但是，若沃斯田體化溫度愈高，易使沃斯田體的晶粒變的愈粗大，降低材料的強度；相反地，若沃斯田體化溫度愈低，會使基地中固溶的含碳量減少而不易達到飽和，使得材料在淬火時容易有波來體產生而不利於變態的進行。若以相同沃斯回火溫度與持溫時間處理時，850℃沃斯田體化較以900℃或925℃處理的基地韌性都低，而材料的疲勞限與韌性有關；但以900℃或925℃處理的基地韌性性質卻相差無幾。所以一般採用900℃，以避免使用925℃較高溫度而浪費能源。
沃斯田體化持溫之時間對ADI也有深遠的影響〔3〕。若沃斯田體化持溫之時間太短，則易使基地產生塊狀或片狀的麻田散體。此種組織使鑄件的硬度、強度高，但是，衝擊值與疲勞強度卻降低了許多。相反地，若沃斯田體化持溫之時間太長，則易使基地中的沃斯田體進入第二階段的變態而析出碳化物，降低鑄件的疲勞強度。為了使鑄態的基地組織﹙波來體與肥粒體﹚能夠完全在第一階段變成沃斯田體，以及使基地中的碳能夠擴散至沃斯田體而達到飽和。一般要達到理想的沃斯田體化溫度須維持1小時以上。
2-2 沃斯回火之溫度及時間對沃斯回火球墨鑄鐵之影響
材料經過沃斯田體化之後﹐須急速冷卻至沃斯回火溫度。此時應避免冷卻速率太慢而產生波來體或肥粒體，降低材料的機械性質。尤其是未添加合金硬化能較低的鑄件，更須加大冷卻速率。
沃斯回火溫度約在275-425℃之間。回火溫度對沃斯肥粒體變態的影響，主要是因為碳原子的擴散速率受回火溫度的影響甚鉅。一般將其分為高溫沃斯回火與低溫沃斯回火兩種〔4、5〕。
﹙一﹚高溫沃斯回火︰
當回火溫度介於350-400℃時，則為高溫沃斯回火〔3、4、6-13〕。如Fig2-2﹙a﹚所示：由於其回火溫度較高，易使碳碳原子擴散到沃斯田體內，而使基地內之肥粒體組織較粗大且肥粒體間之距離較大與殘留沃斯田體量較多、含穩定高碳的沃斯田體量較多且細，故其強度與硬度通常較低。但是因為組織內所含的殘留沃斯田體量較多而具有較高的延性與韌性。
﹙二﹚低溫沃斯回火︰
當回火溫度介於300-350℃時，則為低溫沃斯回火。如Fig2-2﹙b﹚所示：由於其回火溫度較低，不易使碳碳原子擴散到沃斯田體內，而使基地內之肥粒體組織較細緻且肥粒體間之距離較短與殘留沃斯田體量較少、含穩定高碳的沃斯田體量較少且粗，故其強度與硬度通常較高。但是因為組織內所含的殘留沃斯田體量較少而具有較高的延性與韌性。
沃斯回火可分為兩個階段〔4-6、9-11、15、16〕，如Fig2-3所示：
1. 第一個反應階段為γ→α+γhc。當一達到沃斯回火溫度時，沃斯田體﹙γ﹚即分解成針狀肥粒體﹙α﹚與高碳沃斯田體﹙γhc﹚。當針狀肥粒體在晶界成核、成長的同時，會將碳原子擴散到周圍的沃斯田體內，直到沃斯田體內的碳含量達到飽和，此時第一階段變態反應即完成〔6〕。殘留高碳沃斯田體即為沃斯回火球墨鑄鐵富延韌性的原因。
2. 第二個反應階段為γhc→α+Fe3C 。即沃斯回火進入第二階段變態反應時，高碳沃斯田體﹙γhc﹚會分解成肥粒體﹙α﹚及碳化物﹙Fe3C﹚而對材料之機械性質有害〔3、10、13-15〕。若沃斯回火時間太短，容易在基地中產生麻田散體；若沃斯回火時間太長，容易在基地中析出碳化物。此兩種情況皆會使材料之機械性質急速下降。因此，沃斯回火時間必須適當。
2-3 冷卻速率對球墨鑄鐵之影響
根據Faubert et al.〔17〕的實驗資料顯示︰鑄件在凝固冷卻時，機械性質與鑄件在冷卻時的位置有關。愈接近鑄件頂端處其冷卻速率較慢，共晶凝固時間延長，會產生縮孔數增加、共晶團粗大、球墨劣化、球墨數減少、球墨直徑增大、球墨之球化率降低，以及晶界之元素偏析量增加。使得材料之延性強度與衝擊韌性降低而降低材料之疲勞強度。相反地，愈接近鑄件底端處其冷卻速率較快，共晶凝固時間較短，會產生較少之縮孔數、球墨優化、球墨數增加、球墨直徑變小、球墨之球化率增加，以及晶界之元素偏析量減少。使得材料之拉伸強度與延韌性增加，衝擊韌性與疲勞強度也隨著提高。
2-4 合金添加物對沃斯回火球墨鑄鐵之影響
一般添加合金元素的功用主要在於增加鑄件的硬化能與提高熱處理的能力。選擇合金元素時，必須能促進沃斯肥粒體化，避免危害球化。所以，一般選擇矽﹙Si﹚、錳﹙Mn﹚、鎳﹙Ni﹚、銅﹙Cu﹚與鉬﹙Mo﹚為主，但其添加量有一定的限制〔18〕。添加矽、鎳、銅會提高鑄件的共晶溫度，錳、鉬則降低鑄件的共晶溫度〔19〕。當產生共晶時，每種元素偏析的情形不一，如Fig2-4所示〔20，21，22〕︰矽、鎳、銅會持續的從液相擴散出來偏析在石墨旁；而錳、鉬則一直存在液、固相之間，最後偏析在凝固的共晶晶胞間。偏析的程度與冷卻速率有極密切的關係，同時對鑄件的強度有相當的影響。尤其，變態的進行主要取決於碳的擴散能力和速率，所以合金元素的分布狀況影響整個變態的進行，必須審慎的注意。添加各個合金元素的影響敘述如下︰
﹙一﹚碳當量
碳當量定義為C.E.＝﹪C＋1/3﹪Si。當C.E.＞4.65﹪時，會有浮碳的情形發生，而在浮碳區內的石墨大部份為爆炸型石墨，且石墨惡化的程度隨碳當量的增加而增加〔23〕。Fuller和Blackman〔24〕也發現，鑄件表面浮碳區的厚度隨著碳當量值、澆注溫度和鑄件斷面厚度的增加而增加。對相同的碳當量而言，浮碳區的厚度隨著碳元素的增加而增加，但是，卻會隨著矽元素的增加而減少。最佳碳當量值應控制在4.25-4.35﹪間，其中碳含量應控制在3.6-3.7﹪之範圍內。
﹙二﹚矽
添加矽會提高沃斯田體化變態﹙A1﹚溫度並促進石墨的形成，同時使T-T-T圖向右移，增加肥粒體的成核速率，以及抑制碳化物的生成〔1，9，25〕，使基地的碳濃度降低、增加碳原子的擴散速率使得反應加快，利於第一階段的反應但延遲第二階段的開始。矽是沃斯回火球墨鑄鐵產生穩定且含有高碳沃斯田體的有效元素。甚至當鑄件含錳量太多時，矽可以改善因添加錳所產生的缺陷，例如晶胞間的偏析等。提高矽含量，可以增加球墨數量並且改善球墨組織，降低石墨漂浮與減少碳化物的產生。
﹙三﹚錳
添加錳的主要目的在增加熱處理之硬化能，使TTT圖像右移，避免產生波來體，並且延遲第一階段的完成。錳含量增加時，會使高錳區域的碳濃度提高而使沃斯田體內的碳不易擴散出去，同時穩定了沃斯田體，造成此高錳區域為最後變態的地方。因為錳容易偏析在共晶胞間，所以，共晶胞間容易成為最後變態的地方。另外一方面，錳含量增加時，也會造成未變態沃斯田體量增加，而這些未變態沃斯田體會變成麻田散體，這對ADI是不利的。
因為錳會在共晶胞間嚴重偏析，例如︰對一含0.5﹪錳含量的基地而言，共晶胞間的錳濃度，可能是基地平均值的十倍〔26〕，使共晶胞間第一階段變態比較慢。當此區域完成第一階段變態時，可能石墨周圍以及基地早已進入第二階段相變態，造成結構組織變態不一致，這對機械性質影響很大。
﹙四﹚鎳、銅
添加鎳、銅可以改善硬化能之外，且較不會在共晶胞間產生碳化物、麻田散體，因為偏析現象不似錳那樣偏析到最後凝固的共晶胞界上，而是偏析在沃斯田體與石墨界面間，降低石墨與基地間碳原子的移動，使得碳在沃斯田體內需要較長的時間才能達到飽和。所以，使得ADI具有較高延性和韌性。
﹙五﹚鎂
鎂在此處一般作為球墨鑄鐵的球化劑。在低硫含量下，鎂的殘留量在0.02-0.08﹪之間，便可以得到完全球狀化的石墨；而需高球化率的條件下，鎂含量應控制在硫含量的1-3倍左右。但是，若想要得到100﹪球化率的球墨鑄鐵時，鐵水中鎂的含量應控制在硫含量的三倍以上，才有可能實現100﹪球化率。所需的鎂量以﹪鎂＝0.025﹪＋3×﹪S。若鎂含量過高時，易促進碳化物的生成。
由於鎂在鐵水中會形成鎂氣泡，而沃斯田體中的碳會往自由能較低的鎂氣泡擴散，進而形成球狀石墨，或形成鎂化合物及其他夾雜物，並提供球墨成長的位置。
鎂也為有效的除硫與除氧劑。容易與硫結合為硫化鎂以及與氧結合為氧化鎂，而使球化率降低，但因為這些氧化物在鐵水中溶解度非常低，密度也低，容易在鐵水表面形成浮渣而被除去。
鎂也會降低γ＋G與γ＋C的共晶溫度，使得達到γ→α＋G的時間延長，延遲肥粒體在石墨/金屬的界面成核，而使碳原子無法有效的擴散至石墨，以致無法產生肥粒體〔27〕。
﹙六﹚硫
在鑄製球墨鑄鐵時，應使用低硫含量的生鐵塊，以減少鎂的退化。在原始鐵水中，硫含量不宜低於0.006﹪，以避免因過低的硫含量而使鎂的球化反應與球墨數降低，且會促進碳化物的生成〔28〕。
﹙七﹚磷
當球墨鑄鐵凝固時，磷會偏析到共晶細胞間，形成脆性的網狀磷化物，降低鑄件的延韌性。但是，磷也為波來體安定和微細化的元素之一，並增加降伏/抗拉強度比值。
一般鎳對機械性質的影響不大〔29〕。銅的添加會促進波來體的生成，並且使其微細化，進而影響到鑄態基地組織波來體和肥粒體的量〔13，30，31，32〕。
整體而言，添加錳會使得硬化能提升的效果較佳；而添加鎳、銅會使得鑄件具有較佳的韌性。另外一方面，要改善合金的偏析現象，必須要在鑄件凝固前控制好。把錳含量控制在0.35﹪以下，或使鑄件的凝固速率加快、增加球墨數，以及添加能延遲第二階段開始相變態的合金〔7，16，33〕。
2-5 球墨變數對沃斯回火球墨鑄鐵之影響
球墨變數一般指石墨的球墨數量、大小、球化率以及型態而言。這些變數在鑄件的凝固過程之中就已經被合金添加與否、是否加入球化劑、接種劑等所決定，不容易經由熱處理來改善；但是，球墨變數對鑄件在沃斯回火相變態的過程中，仍為不可忽視的一項變數。
如Fig2-6所示：含有高球墨顆粒數的鑄件，可以降低共晶晶胞間的半徑，使碳的擴散路徑減短以及縮短沃斯田體化的時間〔34〕。經過沃斯回火處理之後，球墨數少的材料，球墨間的距離相對地增加，使得裂縫容易穿過肥粒體與沃斯田體的介面；若是，球墨數高的材料，則球墨間的距離相對地縮短，對裂縫成長的阻力有限。但是，經過高溫沃斯回火的球墨鑄鐵，球墨數增加時，具有可以增加延韌性的優點，此時高球墨數就可以提高材料的疲勞強度。
T.S.Shih〔35〕指出，在固定的含銅量﹙0.6﹪﹚增加球墨數﹙80-95 nodules／mm2→180-200 nodules／mm 2﹚可以使合金的有效偏析係數趨近於1，為改善合金偏析的最有效方法。所以，添加接種劑使鑄件的球墨數增加而增加材料的延韌性，同時提高材料的疲勞強度。另方面，在高球墨顆粒數條件下的沃斯回火球墨鑄鐵，具有較均勻的基地組織與較穩定的殘留沃斯田體。這些對材料的疲勞強度均有影響。
2-6 球化處理與接種處理對沃斯回火球墨鑄鐵之影響
2-6-1球化處理對球墨鑄鐵之影響
一般的球化處理，大多使用含鎂元素的球化劑。鎂之殘留量會影響到球墨數量與球化率。Karsay和Schelleng〔36〕提出：不論鑄件尺寸大小，殘留鎂含量控制在0.04﹪-0.05﹪間時，可以獲得最佳球墨組織。Graham〔37〕也指出：欲獲得最佳球墨組織，殘留鎂含量應控制在0.04﹪-0.06﹪之間，另外，得視鐵水中含硫量而定，即殘留鎂含量應為硫含量的三倍以上。
2-6-2接種處理對球墨鑄鐵之影響
在鐵水中添加一種或多種元素，藉以產生促進石墨生長的核，以控制鑄鐵石墨的數目、粒徑大小及其基地組織，稱為接種，是改善鑄鐵物理性能的一種有效方式。一般接種所添加的元素為含鈣、鋁的矽鐵〔38〕。
接種的主要目的是使球墨數增加、改善球墨組織，並消除初晶碳化物。D.R.Askeland〔39〕指出：：基地中波來體與肥粒體的含量與球墨數的多寡有關。若接種不良時，會使球墨聚集與降低球墨數、球化率。一般鑄鐵的接種劑為矽鐵，而單純的矽鐵接種效果並不佳，必須添加Ca、Al、Ba、Sr、Ti等活性元素始能達到接種的目的〔38〕。因為這些元素與氧的親和力大，且具有延長接種劑的接種效果，使接種衰退的時間延長。一般接種劑的添加量應控制在0.3-0.5﹪Si或0.4-0.6﹪Fe-75﹪Si。如Fig2-7所示：接種溫度也會影響到球墨數的多寡。若接種溫度過高，會加速接種衰退，使球墨數降低〔40〕。
2-7 沃斯回火球墨鑄鐵之疲勞限
早期，Fuller’s〔41〕發現︰球墨鑄鐵的疲勞強度會隨著球化率的降低而降低；之後，Sofue〔42〕提出減少球墨尺寸、避免球墨退化以及減少非金屬介在物的量，可以得到最佳之疲勞強度，且球墨鑄鐵的疲勞強度也隨著基地硬度的增加而增加，至500Vhn可以達到最大值。1982年，Palmer〔43〕發現，隨著鑄件斷面尺寸的增加，會增加球墨尺寸、合金與碳化物的偏析量以及使球墨退化﹙球化率不良﹚而降低疲勞強度。1988年，Venugopalan〔44〕研究結果與Sofue類似，另外得到疲勞強度會隨著基地中肥粒體量的增加而降低。1989年，Kirshnaraji〔45〕根據實驗結果分析︰發現沃斯肥粒體基球墨鑄鐵具有最大的疲勞強度與不錯的疲勞比，為一最適於應用的球墨鑄鐵材質。至於ADI的疲勞性質，在1984年以後才陸續有研究報告發表出來。
1984年第一屆ADI召開國際年會。Robinson〔46〕首先提出ADI具有不錯的強度以及延韌性，可以得到最好的疲勞性質。Jokippi〔47〕對Kyemenite-9805施以不同溫度的沃斯回火處理，提出具有較多殘留沃斯田體量的ADI可以獲得最佳的疲勞強度。另外，Hornung及Hauke〔48〕作反覆彎矩疲勞試驗，結果顯示ADI疲勞強度將視沃斯回火溫度的提高而增加。但是，有一定的限度。
另外，會中Mayer及Barbezat〔49〕對Sulzer GGG-100 ADI施行旋轉彎矩疲勞試驗，結果顯示ADI疲勞強度會隨著鑄件厚度的增加而降低，這歸因於ADI隨著截面尺寸的增加而增加球墨尺寸與微缺陷尺寸的合併效應。另外，Shino〔50〕提出ADI的機械性質與疲勞強度乃視沃斯回火處理期間的碳移動、殘留沃斯田體的量與型態以及沃斯肥粒體的量而定。並且得到結論︰ADI於350-375℃作沃斯回火處理，其疲勞強度依衝擊韌性值而定，並非視抗拉強度而定。由以上敘述得知︰不同基地組織的球墨鑄鐵經過沃斯回火處理之後，因基地結構的強化而改善材料的機械性質與疲勞性質。
1990年，Janowak〔51〕研究商用鑄鐵的疲勞強度，指出ADI欲獲得最佳疲勞強度可使用High-quality base metel，因其具有高球墨數、較佳的球化率以及為降低偏析效應使用最少的合金添加量。
1992年，Hayrynen〔52〕探討相當低合金ADI的疲勞性質，發現疲勞強度由鑄件底部至上端約有10﹪的差異。同時，指出使用相當低合金對ADI的疲勞強度並無多大改善。同年，Bartosiewicz及Krause〔53〕發現ADI的疲勞開端應力強度值﹙fatigue threshold﹚隨著肥粒體量的降低而提高，亦隨著沃斯田體量的增加而增加。另外，K.P.Jen及J.Wu〔54〕得到ADI之疲勞強度會隨著抗拉強度及硬度的增加而降低，並指出硬度為影響ADI之疲勞限的主要因素。另外，提到氣孔、縮孔以及溶渣等缺陷也會降低疲勞強度。Tanaka〔55〕提出增加球墨數，可使偏析效應減少、基地變態組織較均勻與減少共晶胞間之未變態沃斯田體以及增加殘留的高碳沃斯田體，使得ADI的疲勞強度增加。
1993年，Bartosiewicz等人〔56〕研究指出︰ADI之疲勞強度隨著沃斯田體晶粒尺寸的減小而增加。同年，Kage〔57〕探討錳含量對沃斯回火球墨鑄鐵疲勞性質的影響，發現ADI的疲勞限起初先隨著錳量的添加而降低﹙0.3﹪以下﹚，若錳添加量提高時﹙0.3-0.5﹪﹚，疲勞限會隨著增加。另外，球墨數的增加亦可改善ADI的疲勞性質。
1994年，Shanmugam等人〔58〕研究指出，ADI之微結構對疲勞強度的影響得到以下之結論︰
﹙一﹚疲勞強度隨著沃斯回火時間的增長而增加﹙15-120mins﹚。因為隨著沃斯回火時間的增長，沃斯田體量增加以及沃斯田體內所固溶的碳含量增加而引發應變時效。
﹙二﹚較低的沃斯田體化溫度可以改善疲勞強度。此因為初晶的沃斯田體尺寸較細小以及碳偏析在晶界間，避免初晶沃斯田體殘留下來﹙未變態沃斯田體﹚。即降低沃斯田體化溫度可得到較細小之沃斯肥粒體鐵型態且減少未變態沃斯田體因應變引發變態成麻田散體，而降低韌性，導致應力集中降低疲勞強度。
﹙三﹚含穩定沃斯田體量較高者以及基地碳含量較高者可得到較高之疲勞強度。
﹙四﹚晶界間析出碳化物會使疲勞強度降低。
﹙五﹚羽毛狀沃斯肥粒體組織﹙高溫沃斯回火﹚會比針狀沃斯肥粒體組織﹙低溫沃斯回火﹚的疲勞強度來的高。
1995年之鑄造月刊，曾發表ADI的疲勞限會在較低強度但延性最大與穩定之殘留沃斯田體量最多時達到最大。