單向凝固速率對球墨鑄鐵顯微結構及機械性質的影響

行政院國家科學委員會專題研究計畫 成果報告

單向凝固速率對球墨鑄鐵顯微結構及機械性質的影響

計畫類別： 個別型計畫

計畫編號： NSC91-2216-E-011-032-

執行期間： 91 年 08 月 01 日至 92 年 07 月 31 日 執行單位： 國立臺灣科技大學機械工程系

計畫主持人： 雷添壽

計畫參與人員： 張文雄,康淑茹,楊棟賢,陳光星

報告類型： 精簡報告

處理方式： 本計畫可公開查詢

中 華 民 國 92 年 10 月 30 日

行政院國家科學委員會專題研究計畫成果報告

單向凝固速率對球墨鑄鐵顯微結構及機械性質的影響究 The effect of unidirectional solidification rate on the microstructures

and mechanical properties of ductile irons

主持人：雷添壽 國立台灣科技大學機械系

計畫參與人員：張文雄、康淑茹、楊棟賢、陳光星

一、中英文摘要 1.1 摘要

本研究報告探討凝固速率及合金對球墨鑄鐵顯微結構及機械性質的影響。單向凝固系統 是由水循環冷激銅模與Furan 砂模所組成，鑄件尺寸為 105*105*160 mm。利用四組 K- 型熱電偶的安置及以電腦量測系統記錄鑄件的冷卻溫度曲線。從冷卻溫度曲線上分析出 單向凝固時的固相線移動速率RS、液相線移動速率RL、固化區溫度梯度GS、及液體區 溫度梯度 GL等凝固參數。本研究結果亦包括球墨鑄鐵沿著凝固方向的顯微結構與硬度 值，用EPMA 分析矽、錳、鉻等化學成分在枝晶間的偏析特性，以及稀土元素的添加對 凝固的影響。

關鍵詞：單向凝固、球墨鑄鐵、顯微結構、機械性質

1.2 Abstract

In this research report the effect of directional solidification rate and alloying on the microstructure and mechanical properties of ductile iron castings are presented. A directional solidification system consists of a circulating-water-chilled copper mold and a Furan sand mold has been used to cast ductile irons with a general size of 105 by 105 by 160 mm. In this system, a set of four K-type thermal couples embedded in the casting mold together with a personal computer measuring system were used to record the cooling temperature curves at different section centers along the direction of solidification. These measured cooling temperature curves were useful for analyzing to calculate the solidification parameters such as moving velocities of solidus line front and liqudus line front, i.e. growth rate RS and RL, and the temperature gradients in the solidified zone and liquid zone, GS and GL. In this report the experimental results are presented and discussed that includes the microstructure and hardness of ductile iron castings along the direction of solidification, the segregation of alloying elements Si, Mn, and Cu in dendrite arms which resulted from an EPMA analyzing, also the effect of rare earth elements on the solidification.

Key words：Directional solidification, Ductile iron, Microstructure, Mechanical properties

二、報告內容

2.1 前言

球墨鑄鐵的家族有兩大類：一類是傳統的球墨鑄鐵，其基底組織為肥粒鐵或波來鐵 組織者，具有優異的抗拉強度（400~800MPa）與伸長率（18~2.0﹪），這種機械性質遠 比片狀石墨鑄鐵好^（1）。因此自 1948 年被發現後，球墨鑄鐵的生產噸數便逐年增加，目 前已經是主流鑄件產品之一；另一類是沃斯回火球墨鑄鐵，具有更強的抗拉強度

（850~1600MPa ）與相當不錯的伸長率（10~nil ﹪）^（2），福特汽車公司在1976 年開始 採用該種沃斯回火球墨鑄鐵製成齒輪件^（3）。

多年來國內對球墨鑄鐵的研究相當的廣與深，國科會工程處金屬與陶瓷學門每年都 有數個與該主題有關的個別型研究專題在進行，也資助過整合型計畫「ADI 齒輪鑄件的 研究開發」等^（4）。相關的研究基本上可以分成兩種範疇：1.與石墨型態有關的主題；2. 與 鑄鐵基底顯微組織有關的主題。前者包括球狀石墨的球化率、球墨數、體積分率、球化 處理溫度、球化處理劑、鑄件厚度、退化等等題目。後者則包括基底顯微組織為肥粒鐵、

肥粒鐵-波來鐵、波來鐵、沃斯肥粒鐵等等。研究的興趣點則可歸納成三個類別：製程、

機械性質、物理冶金^（5）。

至於國外的研究除著重上述國內項目外也有針對Ausformed-austempered ductile iron 進行研究。其研究方式是當材料由 927℃淬冷到 375 或 425℃後，先進行 0~20﹪的 輥壓減縮後，再進行沃斯回火處理^（6,7）。該項研究結果顯示Ausformed 後的 ADI 其強度 及延性都傳統者好外，其第一階段的反應速率也較快。這種反應速率較快的現象則牽涉 到Bainite and acicular ferrite 相變化機制的複雜性^（8）。

2.2 研究目的

球墨鑄鐵的最主要品管項目是石墨的球化率和球墨數目，前者是球墨的真圓程度，

後者是單位面積球墨的顆粒數目。一般工業要求是高於 80﹪的球化率，以及超過 100 個/㎜²的球墨數。上述的品質條件並不嚴苛，但在相當多的情況下，鑄件會在某特定位 置上出現粗大的碳化物，而使鑄件的加工性及機械性質變差。球墨鑄鐵件凝固時球墨的 是否會順利的晶出而不會有碳化鐵出現，端視凝固過程的球化與接種處理及冷卻速率是 否適當。不適當的球化與接種及太快的冷卻速率將使碳化鐵有較多的機會晶出^（9）。一般 而言，鑄件表面的冷卻速率會較快，因之出現碳化鐵的情況也較可能，而解決方法也較 單純。在另一種情況，鑄件表面並無碳化鐵的出現，但在內部卻有碳化鐵的出現，這會 是麻煩的問題^（10）。冷激主要是鐵水冷卻速率太快，鐵水溫度一下子就降到碳化鐵晶出 的溫度以下所至；而逆冷硬的出現的機率除了冷卻速率外，又和鑄鐵中錳、鉻等化學元 素的偏析（segregation）有關，因錳、鉬、鉻等元素易與碳結合成碳化物^（11,12）。如果能 夠有效地解決逆冷硬的問題將會有助益於生產效益的提昇，而研究的方法也必須是更全 面性地^（13）。

2.3 文獻探討

球墨鑄鐵的流動性與澆鑄性相當好，其鑄件的厚度可小到6 ㎜，但鑄件的厚度小於 3 ㎜時，出現冷激的機率就非常高^（14,15），也因之喪失了優秀的機械性質。開發厚度小於 3 ㎜薄壁球墨鑄鐵的驅動力，主要是著重於節省能源的觀點。鋁合金的密度雖然祇是鋼 鐵的3 分之 1，但是其消耗的單位質量能源確是的 8 倍。未來汽車引擎發展的趨勢將會 是小巧化，因之工業界對薄壁球墨鑄鐵（Thin-wall ductile iron castings）的開發也就更加 須需求，這不但可以節省材料，更可以節省能源。薄壁球墨鑄鐵的開發並不容易，因為 問題的本質是冷卻速率太快，雖然可以從化學成分與製程的控制及鑄模材料的選用來著 手^（16），但技術上仍然須突破性的研究與開發。事實上，金屬模球墨鑄鐵件的研發技術 和薄壁球墨鑄鐵是很類似的，因為金屬模鑄造的特性是鑄件尺度準確、製程容易自動 化、冷卻速率快。較快的冷卻速率也使碳化鐵有較多的機會出現，也因之須要額外的熱 處理以符合機械性質的要求^（17）。

單向凝固在凝固學理上與製造技術上都有其貢獻與重要性^（9,18）。製造技術上，單向 凝固則被用與研發許多須耐高溫氧化、耐潛變的渦輪引擎用葉片^（19）。學理上，單向凝 固的研究使凝固機制更加清楚，在凝固過程中的物質再分配的程度得以量化，也使冶金 工程師得以據之控制凝固件的品質。由於單向凝固過程的冷卻速率比較容易控制與量 測，其液體-固體界面比較容易維持，因之也是研究凝固偏析的基本工具^（20,21）。

2.4 研究方法

本研究所用之單向凝固系統可分成冷激銅模與冷水循環系統、絕緣壁Furan 砂模兩 部分，該單向凝固系統的製作細節以及一些溫度量測設備可參考發表的文獻^（22），而其 裝配是意圖則如圖1 所示。

研究所用之材料分別為銑鐵、矽鋼片、矽鐵、KCV-5 增碳劑、球化劑，錳鐵等配料 使碳當量為 4.3%之目標成份。以高週波爐將材料全數熔化後，在鐵水的溫度到 1500℃

後再維持約二到五分鐘過熱的溫度同時放入除渣劑來除渣。待除渣後將鐵水倒入澆斗 中，進行三明治法球化接種處理。鐵水倒入模穴後，並馬上在鑄件上方覆蓋上 Foseco 公司生產之冒口保溫劑以隔絕熱量由鑄件上方傳出，使熱量只能由冷激銅模將熱量帶走 而產生所謂的單向凝固。

採用K-type 熱電偶外用不銹鋼保護套管用於量測鑄模內之溫度。接觸鐵水之熱電偶 套管直徑φ3.2mm。並以有包覆銅線(做為熱電偶的延長線，以減少電壓的衰減。延長導 線再連結至電壓放大器上。熱電偶以等距離的方式安置於鑄件內，以量測單向凝固時的 凝固速率與冷卻溫度曲線變化情形。熱電偶放置位置所量測到的溫度變化曲線將如圖 2 所示。

2.5 結果與討稐

表1 列出三種球墨鑄鐵分光分析的化學成分，鑄鐵 A 是添加 0.5~0.6%錳和鉻，而 鑄鐵B 及 C 則是添加 0.7%的銅和鎳，但鑄鐵 C 則是額外添加 0.085%的稀土元素。這可 以比較正偏析元素錳和鉻，負正偏析元素銅和鎳，及稀土元素在凝固過程遷移的方式。

圖2 的冷卻曲線顯現凝固是具有單向冷凝的本質，也就是溫度的下降是由下往上逐

一進行。表 2 列出由冷卻曲線進一步分析出的凝固參數﹕tf 、R、G、əT/ət，就鑄件 A 而言在高度33 mm 以上的凝固已趨於穩定，但鑄件 B 則不然。由於鑄件 B 含 0.12%的 鈦，這不排除是鈦元素對冷激效果的影響。圖 3 是冷凝過程液相鋒面與固相鋒面通過各 個熱電偶的時間點，利用數值分析技術可以整理出高度與時間的關係曲線，然後對時間 微分可得到鋒面的移動速度R。圖 4 是鑄件凝固後，從中對鋸開四分面的硬度分佈，基 本上靠近冷激模的硬度值會較高，這應該是較小的凝固結構及碳化物的析出所致。

圖5 是三種鑄件靠件冷激模附近的凝固顯微結構特徵，分別顯示出延長的肥粒鐵、

碳化物、爆發狀石墨。鑄件C 出現爆發狀石墨的原因可能是鎂含量偏低所致者可從表 1 的數值看出，這顯示析土元素並不能取代鎂的球化功能。圖6 是鑄件 A 在 L5 位置，離 冷激模約100 mm，的顯微結構圖，圖中顯示出主枝晶、次枝晶、及三枝晶的結構。主 枝晶的間距約550 微米;次枝晶的間距約 70 微米;三枝晶的間距約 28 微米，這顯示在此 位置的溫度梯度乃能導致枝晶的成長，而這些數據將可提供凝固理論的計算基礎⁽⁹⁾。

圖7 是以 EPMA 分析元素在三次枝晶上偏析的結果，該圖顯示正偏析的錳和鉻幾乎是 同樣的分佈趨勢，在枝晶間有較高的濃度;負偏析的矽則相反，在枝晶間的濃度較低⁽²³⁾。

表3 進一步列出在鑄件各個位置的元素平均值，這是將類似圖 7 的 EPMA 掃描數值平 均而得，這應可代表各元素在此位置的濃度。這一元素濃度將可以分析出所謂的元素巨 觀偏析特性，巨觀偏析的機制被認為是與液體對劉有密切的關聯，也是將進一步探討的 主題⁽²⁴⁾。

2.5.1 結論

研究結果的數點結論敘述如下﹕

1. 研究裝置成功地提供單向凝固的環境。

2. EPMA 分析成功地探討出正、負偏析元素的凝固再分佈特性。

3. 稀土元素在鎂濃度不足時，並不能有效抑止石墨的退化。

2.5.2 建議

1. 將本單向凝固研究系統用到其他材料上，例如單向凝固對高鉻白鑄鐵的影響。

2. 進一步利用場發掃描電子顯微鏡上的EBSD 分析各顯微結構的特性。

三、參考文獻

1. ASTM A 536 Ductile iron casting.

2. ASTM A 897 Austempered ductile iron.

3. First international conference on austempered ductile iron, 2-4 April 1984, Chicago, ASM.

4.國科會工程處，金屬及陶瓷材料學門，電子文件，2001 年 12 月 20 日。

5.國科會研究計畫申請案件查詢，90 年 1 月。

6. K.L. Hayrynen et al., Microstructural study of ausformed-austempered ductile iron, AFS Transaction, vol. 103, pp. 157-163 (1995).

7. C. M. Burke et al., Ausforming austempered ductile iron, AFS Transaction, vol. 106, pp.

91-97 (1998).

8. H. K. D. H Bhadeshia, Some phase transformation in steel, Mat. Sci. and Tech., vol. 15, January, pp. 22-29 (1999).

9. M. C. Flemings, Solidification processing, McGraw-Hill, 1974.

10. 私人討論，工業界，2001。

11. L. Nastac and D. M. Stefanescu, Prediction of gray-to-white transition in cast iron by solidification modeling, AFS Transactions, vol. 103, pp. 329-337 (1995).

12. M. Gange, The combined effect of manganese and chromium on the microstructure of ductile iron castings, AFS Transactions, vol. 92, pp. 387-393 (1984).

13. J. Liu and R. Elliott, Numerical model for micro-segregation in ductile iron, Materials science and technology, vol. 14, pp. 1127-1131 (1998).

14. Y. W. Chao, T. S. Lui, and F. T. Shiao, Characteristics of rapidly solidified cast iron produced by strip casting process, AFS Transactions, vol. 102, pp. 199-203 (1994).

15. J. M. Song, Y. W. Chao, T. S. Lui, and L. H. Chen, Rapidly solidified structure and

graphitization characteristics of high-silicon cast iron strip casting, AFS Transactions, vol. 105, pp. 491-496 (1997).

16. A. Javaid, J. Thomson, M. Sahoo and K. G. Davis, Factors affecting the formation of carbides in thin-wall DI castings, AFS Transactions, vol. 107, pp. 441-456(1999).

17. Y. S. Lerner, Statistical investigation of mechanical properties of permanent mold ductile iron castings, AFS Transactions, vol. 101, pp. 885-889 (1993).

18. M. McLean, Directionally solidified materials for high temperature service, The metals society, 1983.

19. A. Kermanpur, N. Varahram, P. Davami and M. Rappaz, Thermal and grain-structure simulation in a land-based turbine blade directionally solidified with the liquid metal cooling process, Metallurgical and materials transactions B, vol. 31B, December, pp. 1293-1304 (2000)

20. M. H. Kim, H. H. Jo, C. S. Kang and C. R. Loper, Jr., A Study of unidirectional

solidification in horizontal continuous casting of pure aluminum, AFS Transactions, vol. 102, pp. 843-847 (1994).

21. D. Xu, X. Wang, Q. Li and R. D. Pehlke, Control of dendrite structure and

macro-segregation in directionally solidified casting with section variations, AFS Transactions, vol. 105, pp. 861-868 (1997).

22. 張文雄、雷添壽，2001，球墨鑄鐵單向凝固之研究，中華民國第鑄造學會 90 年論文 發表 會論文光碟集，90 年 12 月 8~9 日，國立師範大學，台北市，(2001)。

23. P. C. Liu and C.R. Loper, Jr., AFS trans., Vol. 89, pp.131-140, (1981).

24. 雷添壽，國科會專題研究，NSC-92-2216-E011-028，(2003)。

四、計畫成果自評

一、本研究得到的成果及預期貢獻為:

1. 研究裝置成功地提供單向凝固的環境，將可有效地加以利用以研究鑄件的單向凝固 特性。

2. EPMA 分析成功地探討出正、負偏析元素的凝固再分佈特性，這將對鑄件凝固過程 發生逆冷硬的機制提供分系的基礎。

3. 稀土元素在鎂濃度不足時，並不能有效抑止石墨的退化，這雖然需要更深入及實際 定量分析來加以佐證，但可將該結果提供給鑄造廠做實務上的參考。

二、本研究中人員的訓練:

積極指導博碩士研究生直接參與研究，並鼓勵學生參與在泰國曼谷的國際 AFC-8 及國內92 年度鑄造學術研討會的論文發表。

Table 1 Chemical compositions of ductile irons analyzed from chilled specimens.

Elements (mass %) Irons

C Si Mn P S Mg Cr Cu Ni Ti R.E. Fe A 3.70 2.57 0.51 0.04 0.02 0.07 0.61 0.01 0.02 0.04 - bal.

B 3.12 2.66 0.05 0.03 0.01 0.04 0.05 0.70 0.70 0.12 - bal.

C 3.47 2.44 0.20 0.04 0.02 0.02 0.04 0.67 0.71 0.02 0.085 bal.

R.E.添加量為 0.085%。

Table 2 Parameters of directionally solidified ductile irons.

Liquidus Solidus

Iron Y tf

əT/ət RL GL əT/ət RS GS

0 2 36.1 0.057 633 20.6 0.088 234 33 202 0.44 0.509 0.86 0.33 0.088 3.75 66 517 0.36 0.741 0.49 0.23 0.088 2.61 A

99 893 0.33 0.866 0.38 0.23 0.088 2.61 0 3 14.4 0.312 46.2 11.1 0.336 33.0 33 102 0.76 0.536 1.42 0.66 0.138 4.78 66 337 0.51 0.630 0.81 0.27 0.094 2.87 B

99 721 0.33 0.703 0.47 0.22 0.071 3.10 Y ：Distance from chilling surface, mm.

tf ：Local solidification time, sec.

R ：Growth rate, mm/s.

G ：Thermal gradient, °C /mm. əT/ət ：Cooling rate, °C /s.

Table 3 Average compositions along the scan path of EPMA at different locations.

Iron A Si Mn Cr Fe

L1 2.23 0.485 0.546 95.592 L3-12ndDAS 1.72 0.936 1.497 95.85

L3-2primary 2.39 0.597 0.633 96.376 L4 2.26 0.717 0.901 96.124 L5-13rdDAS 2.29 0.595 0.631 96.474 L5-22rdDAS 2.66 0.438 0.371 96.535

L8 2.78 0.356 0.279 96.585 L9 2.36 0.618 0.687 96.334

Iron B Si Ni Cu Ti Fe

L1 2.77 0.71 0.881 0.741 94.898 L3 2.64 0.626 0.568 0.318 94.34 L4 2.314 0.582 0.584 0.028 96.491 L5 2.33 0.569 0.435 0.031 96.634 L6 2.35 0.567 0.523 0.016 96.545 L7 2.64 0.758 0.898 0.029 95.676 L8 1.87 0.42 0.366 0.041 95.85

Fig.1 Experimental set-up for directional solidification.

Fig.2 Cooling curves at different locations in iron A.

Fig.3 Positions of liquidus and solidus front during solidification of irons A and B.

(a) Iron A

Fig.5 Microstructures of iron A, B and C at location L1.

(b) Iron B

(c) Iron C Fig.5 Continued.

Fig.6 Microstructures of iron A at L5 shows primary, secondary and tertiary dendrites.

Fig.7 Chemical compositions segregated across tertiary dendrite arms.

top Iron A HRB Hardness 159 mm 0 0 98.8 98.6 99.2 99.5

156 97.9 98.2 98.2 100.3 98.8 99 153 100.2 100.5 99.9 100.1 101 100 143 99.8 100.2 99.7 99.7 100.3 101 133 100.5 100.2 100.4 100.3 100.9 101.3 123 99.1 100.6 101.5 101.8 100.7 100.5 113 100.9 101 100.9 101.8 102.3 101.9

103 101.7 100.7 100.9 101.1 102.4 101.5 Furan 93 101 101 101 102.1 103.2 101.8 mold 83 100.5 100.9 101.7 101.6 102.5 102.5

73 100.6 102 101.4 101.6 102.3 102.2 63 101.2 101.8 101.9 101.6 102 102.8 53 102 101.5 101.6 101.7 101.9 103.2 43 101 101.4 101.4 102.1 101.7 102.6 33 101.4 101.4 101.3 101.2 102 102.1 23 102.3 102.2 101.9 102.5 102.6 102.4 13 102.5 102.1 103.8 103.7 103.4 103.6 3 101.1 101.5 103.7 105.2 106.1 106.5

0 3 13 23 33 41 44 47 mm Chilling Block

top Iron B HRB Hardness

153 mm 0 101.9 101.2 90 75.4 98.3 97.1 101.4 143 89.7 0 102.5 102.4 102.5 102.7 103 103.5 133 102.4 102.8 103.1 103 102.6 102.4 103.1 103.6 123 103 103.4 103.4 103.2 102.9 103.1 103.4 103.5 113 102.9 103.1 103.1 102.8 103.5 103.1 103.7 103.9 103 103.1 104.1 103.5 103.6 103.7 103.4 104.4 104.5 93 103.1 103.5 103.6 103.4 103.6 104 104.4 104.5

83 103.3 103.6 103.5 104 104 104 104.5 104.5 Furan 73 104.1 104.1 103.7 104 104 103.9 104.5 105 mold 63 103.9 104.1 104.2 104 103.7 104.1 104.1 105.4 53 103.8 104.3 104.4 103.6 104.1 104.1 104.4 104.9 43 103.8 104 103.9 104 104.2 104 104.1 104.4 33 103.9 104 104 104.1 104 104 104.1 104.5 23 103.9 104.1 104.2 104.6 104.6 104.5 104.8 104.6 13 105.1 105.6 105.9 106.3 106.2 106 106.1 106.6 3 107.2 107.9 108.3 108.7 109.4 109.4 109.4 109.2

0 3 13 23 33 43 48 51 54 57 mm Chilling Block

Fig.4 Distribution of hardness of iron A, B and C on the quarter-section plane.

top Iron C HRB Hardness

159 mm 82.6 84 87.5 0 0 0 156 97.3 93.6 82 89.1 86.8 88 153 96 96.6 94 96.5 94.5 95 143 96.3 94.8 95.5 97.6 96.5 93.7 133 95.5 96.2 96 96.6 96.6 93 123 91.4 91.5 95.3 95.4 96.1 93.6

113 97.1 96.8 97.7 94.7 98.1 94.3 Furan 103 95.8 95 97.1 96.3 93.7 94.3 mold

93 96.1 97.8 95.7 93.6 94 93.7 83 98.1 96.2 96.4 96.2 95.4 96 73 97.6 97.6 97.8 96.8 94.9 95.1 63 95.4 95.5 95.2 94.2 95.4 95 53 95 95.7 95 95.7 95.2 94.1 43 95.8 94.8 94.4 96 96.9 94.5 33 96 95.9 95.4 96.5 96.1 90.7 23 95.1 95.7 95.6 95.6 95.6 88 13 94.3 94.4 93.8 93.8 94.6 94

3 93.8 95.5 96.5 96.4 96.7 98.6

0 3 13 23 33 41 44 47 mm Chilling Block

Fig.4 Continued