高鉻鑄鐵硅氮合金化

陳政陽(yáng)，邢萬(wàn)里，符寒光

（1.北京工業(yè)大學(xué) 材料與制造學(xué)部材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京 100124；2.邯鄲慧橋復(fù)合材料科技有限公司，河北邯鄲 056700）

0 前言

高鉻鑄鐵是一種具有高硬度、高耐磨性能的材料。高鉻鑄鐵中Cr 含量一般為12%～35%，C 含量一般為2%～4%。高鉻鑄鐵的力學(xué)性能與組織密切相關(guān)，其典型鑄態(tài)組織為M7C3型碳化物和奧氏體基體。由于這些硬質(zhì)碳化物相和馬氏體基體的存在，使得高鉻鑄鐵有高硬度和良好的耐磨性能。正是因?yàn)檫@些優(yōu)良性能，自20 年代開始，高鉻鑄鐵便在建筑材料、礦山冶金、電力、農(nóng)工機(jī)械及筑路工程機(jī)械等方面得到應(yīng)用[1]。

合金化是一種改善高鉻鑄鐵性能的有效方法，目前研究中通過添加Ti、Nb 和V 等合金化元素，在調(diào)控高鉻鑄鐵的腐蝕磨損性能上取得了一定的成果[2-5]。但是Ti、Nb 和V 的價(jià)格昂貴、高鉻鑄鐵韌性差、耐腐蝕性能不好等問題還有待解決。減少貴重合金元素，從而降低高鉻鑄鐵生產(chǎn)成本，始終是該領(lǐng)域的重點(diǎn)研究方向之一。研究發(fā)現(xiàn)[6]，加入非碳化物形成元素Ni、Cu、Si 可以提高基體電極電位，顯著提高高鉻鑄鐵耐蝕性。適量的Si 會(huì)降低奧氏體穩(wěn)定性，使基體發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，提高高鉻鑄鐵的硬度和耐磨性。氮元素能夠提高基體的電極電位改善基體耐蝕性，并提高基體淬透性[7]。有研究表明N 還可以有效提高高鉻鑄鐵的沖擊韌性[8]，這對(duì)于解決高鉻鑄鐵脆性高的問題具有重要意義。

目前沒有檢索到Si、N 元素復(fù)合添加提高高鉻鑄鐵耐磨蝕性的研究，因此本文提出通過加入Si、N 兩種廉價(jià)元素對(duì)高鉻鑄鐵的磨損和腐蝕性能進(jìn)行調(diào)控，這一課題對(duì)于提高高鉻鑄鐵的腐蝕磨損性能，降低渣漿泵過流件的生產(chǎn)成本有著重要的意義。以往研究中對(duì)于Si 在高鉻鑄鐵中的分布及其對(duì)顯微組織及性能影響的研究存在爭(zhēng)議，例如，宋邵峰[9]發(fā)現(xiàn)Si 在奧氏體基體內(nèi)部含量高，而碳化物邊沿基體含硅量較低。與宋邵峰研究發(fā)現(xiàn)相反，耒增義[10]和王建玲[11]認(rèn)為Si 富集在奧氏體基體邊緣，而遠(yuǎn)離碳化物的奧氏體內(nèi)部的Si 含量較低。Shen[12]認(rèn)為Si 能夠細(xì)化碳化物，隨Si 量增加，碳化物形態(tài)由長(zhǎng)條狀轉(zhuǎn)變?yōu)楣铝K狀，然而Laird[13]和Powell[14]認(rèn)為Si 會(huì)阻礙碳化物形核，但對(duì)碳化物生長(zhǎng)沒有影響，導(dǎo)致形成較粗大的碳化物，Si 在高鉻鑄鐵中的研究還不夠深入，作用機(jī)制目前還不明確，需要進(jìn)一步研究。

為更深入理解Si、N 元素對(duì)高鉻鑄鐵的作用機(jī)理，本文對(duì)近年來高鉻鑄鐵領(lǐng)域硅、氮合金化方面的研究成果進(jìn)行綜述，并對(duì)硅、氮合金元素在高鉻鑄鐵中的作用進(jìn)行分析，為開發(fā)新型高鉻鑄鐵提供思路，期待為進(jìn)一步在渣漿泵過流件上推廣應(yīng)用高鉻鑄鐵提供指導(dǎo)。

2 渣漿泵用高鉻鑄鐵的發(fā)展應(yīng)用及其改進(jìn)

目前國(guó)內(nèi)外渣漿泵過流件主要選用耐磨白口鑄鐵，高鉻鑄鐵耐磨性比合金鋼高，韌性和強(qiáng)度比一般白口鑄鐵高，同時(shí)它還具有良好的抗高溫和抗腐蝕性能，是繼普通白口鑄鐵和鎳硬白口鑄鐵之后發(fā)展起來的第三代耐磨材料，是渣漿泵過流件的理想候選材料[15]。

我國(guó)現(xiàn)行的耐磨鑄鐵標(biāo)椎見抗磨白口鑄鐵件GB/T 8263-2010[16]，規(guī)定了標(biāo)準(zhǔn)牌號(hào)及化學(xué)成分等，適用于冶金、建材及機(jī)械等行業(yè)的抗磨損零部件，其中Cr15、Cr20、Cr26 系列高鉻鑄鐵已經(jīng)大批量生產(chǎn)和應(yīng)用[17]。我國(guó)機(jī)械行業(yè)泵用抗磨蝕白口鑄鐵標(biāo)準(zhǔn)是JB/T 6880.3-2014[18]。但實(shí)際生產(chǎn)中高鉻鑄鐵件的損耗依然嚴(yán)重。近年來，研究人員在此基礎(chǔ)上逐漸提高高鉻鑄鐵的鉻碳含量，從亞共晶、共晶成分逐漸過渡到過共晶成分范圍，并取得了一定的成果。

蔣業(yè)華等人[19]設(shè)計(jì)了一種新型過流件高鉻鑄鐵材料，含碳為2.4%～2.6%，含鉻量為27%～29%的Cr28 試樣，經(jīng)熱處理后硬度達(dá)到64.2HRC，沖擊韌性達(dá)到5.88J/cm2，與標(biāo)樣Cr15Mo3相比，熱處理態(tài)Cr28 試樣的磨蝕失重量明顯下降，相對(duì)耐磨性達(dá)到1.95。在此基礎(chǔ)上，葉小梅和蔣業(yè)華等人[20]研究了定向凝固工藝制備的高鉻鑄鐵Cr28 的組織與性能，研究發(fā)現(xiàn)定向凝固下材料的碳化物定向排列且分布均勻，其耐磨蝕性比普通砂型鑄造Cr28 試樣還要好。

石家莊工業(yè)泵廠韓躍[21]設(shè)計(jì)了一種含鉬2.5%～4.0%的過共晶高鉻鑄鐵，鑄件硬度可達(dá)到57HRC，沖擊韌性達(dá)到5J/cm2，有效降低了廢品率，與傳統(tǒng)高鉻鑄鐵BTMCr26材料相比，相對(duì)耐磨性提高30%以上，將此鑄鐵應(yīng)用在渣漿泵上，可以大幅提高渣漿泵在高磨蝕工況下的使用壽命。據(jù)統(tǒng)計(jì)，全世界由腐蝕磨損造成的經(jīng)濟(jì)損失每年超過千億元。在渣漿泵過流件的使用工況中，高鉻鑄鐵承受嚴(yán)重的磨損、腐蝕及其交互作用，其中交互作用造成的材料損失占總失重量的20%～30%，腐蝕分量占到40%～50%[22]，這表明腐蝕對(duì)材料造成的破壞十分嚴(yán)重，因此在不降低高鉻鑄鐵耐磨性的前提下，研制服役環(huán)境下高耐蝕性的材料是新型渣漿泵用高鉻鑄鐵的研究熱點(diǎn)之一。

為提高高鉻鑄鐵的耐蝕性，Tang 等人[23]研制了一系列含Cr 量為30%的高鉻鑄鐵，其中包括亞共晶高鉻鑄鐵、共晶高鉻鑄鐵和過共晶高鉻鑄鐵，主要化學(xué)成分是30%Cr，（1.0%～6.0%）C，2.0%Mn和0.5%Si。之后Tang 等人[24]再次將高鉻鑄鐵中Cr含量提高至45%，得到C 含量分別為1%～6%的45-1 至45-6 系列高鉻鑄鐵，通過磨蝕試驗(yàn)發(fā)現(xiàn)45-4 和45-5 兩種材料的耐磨蝕性能優(yōu)良。

Liujie Xu 等人[25]基于Cr26 高鉻鑄鐵，提高其含碳量和含鉻量，研發(fā)了一系列含鉻量為37%的超高鉻鑄鐵，稱為S-1 至S-3，均為過共晶組織，具體成分見表1 所示。其中S-1 試樣的耐磨蝕性最好，相對(duì)耐磨蝕性是Cr26 鑄鐵的3 倍。

表1 超高鉻鑄鐵和Cr26 鑄鐵的化學(xué)成分[25] w/%

為解決渣漿泵用材料的嚴(yán)重腐蝕導(dǎo)致壽命縮短問題，譚飛等人[26]開發(fā)了一種新型渣漿泵用材料A 合金，將其與SUS316L 不銹鋼、KMTBCr26 高鉻鑄鐵在混合酸中的腐蝕行為進(jìn)行對(duì)比，三種材料的化學(xué)成分如表2 所示。研究發(fā)現(xiàn)A 合金的自腐蝕電位最高、腐蝕電流密度最小、鈍化區(qū)間較寬、阻抗譜高頻容抗弧半徑最大、電感最小，較SUS316L 不銹鋼、KMTBCr26 高鉻鑄鐵的鈍化膜更穩(wěn)定，耐蝕性更強(qiáng)，可以作為多種離子混合的腐蝕環(huán)境中的新型渣漿泵用材料。

表2 A 合金、SUS316L、KMTBCr26 的化學(xué)成分[26] w/%

研究人員通過合金化、變質(zhì)處理等方法改善高鉻鑄鐵的沖擊韌性、耐磨蝕性等性能，延長(zhǎng)鑄件的使用壽命，但同時(shí)價(jià)格高昂的Ti、V、Nb、Mo 和Ni 等合金元素增加了高鉻鑄鐵的生產(chǎn)成本，我國(guó)每年渣漿泵過流件的消耗高達(dá)數(shù)十億，探索新的合金化方法，降低其生產(chǎn)成本顯得至關(guān)重要。因此研究Si、N 兩種廉價(jià)合金化元素改善高鉻鑄鐵綜合性能，是開發(fā)新型高鉻鑄鐵的新思路。

3 高鉻鑄鐵硅合金化研究進(jìn)展

從鑄造角度來看，在高鉻鑄鐵的熔煉過程中加入Si 的主要作用是控制熔體氧化和提高熔體流動(dòng)性，Si 可以在熔體表面形成一層薄而堅(jiān)韌的SiO2阻礙了Cr2O3等氧化物的形成，從而一定程度上防止氧化[27]。當(dāng)Si 作為合金化元素時(shí)，通過影響高鉻鑄鐵的基體及碳化物，從而調(diào)控其性能。

3.1 亞共晶高鉻鑄鐵、共晶高鉻鑄鐵

亞共晶高鉻鑄鐵的典型鑄態(tài)組織主要由初生奧氏體和共晶碳化物組成，共晶碳化物具有高硬度，但是碳化物粗大且連續(xù)網(wǎng)狀分布，對(duì)基體割裂嚴(yán)重，從而導(dǎo)致其韌性差，脆性高等缺陷，限制了耐磨性能的發(fā)揮，難以滿足苛刻工況下的性能要求。Si 元素價(jià)格低廉，對(duì)于降低高鉻鑄鐵的生產(chǎn)成本具有重要意義。研究人員通過添加Si 元素能夠降低奧氏體穩(wěn)定性，增加馬氏體轉(zhuǎn)變量，并使網(wǎng)狀共晶碳化物斷開，提高亞共晶高鉻鑄鐵的強(qiáng)韌性。楊松濤等人[28]發(fā)現(xiàn)高硅含量降低高鉻鑄鐵基體組織向馬氏體轉(zhuǎn)變的傾向，降低淬透性，高溫淬火后材料中殘余奧氏體含量較多，硬度較低。W.Li 等人[29，30]研制的（11%～13.5%）Cr、（1.0%～2.2%）Si 的高鉻硅耐磨鑄鐵基體組織為細(xì)珠光體，塑變性能好，不易產(chǎn)生疲勞裂紋，基體組織穩(wěn)定，因此抗沖擊疲勞剝落和抗沖擊磨料磨損性能高于馬氏體Cr15 耐磨鑄鐵，斷面硬度更加均勻，生產(chǎn)成本低，適宜于制造球磨機(jī)磨球。

王建玲等人[11]利用離心鑄造方法制備了Si 含量0.5%、0.8%、1.0%的亞共晶高鉻鑄鐵耐磨管，發(fā)現(xiàn)隨著Si 含量的增加，碳化物增加，組織略有細(xì)化，同時(shí)Si 降低了基體的淬透性，馬氏體含量降低，硬度先升高后降低，耐磨性略有提高。

J.P.Lai 等人[31]分別研究了0.5%Si 和1.5%Si對(duì)鑄態(tài)和熱處理態(tài)亞共晶高鉻鑄鐵組織和力學(xué)性能的影響，鑄態(tài)狀態(tài)下基體組織由奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w，并發(fā)現(xiàn)兩種類型的珠光體，外沿處為富碳貧鉻的片狀珠光體，內(nèi)部為富鉻貧碳的粒狀珠光體，1.5%Si 試樣的共晶碳化物細(xì)化明顯，這得益于共晶溫度的降低。隨后設(shè)計(jì)了淬火950℃，保溫時(shí)間為5min～14h 的一系列熱處理試驗(yàn)，發(fā)現(xiàn)當(dāng)淬火時(shí)間為30min 時(shí)，基體硬度最高，0.5%Si 和1.5%Si試樣的基體硬度分別為876HV 和926HV，此時(shí)基體中析出的二次碳化物分別呈桿狀和細(xì)小顆粒狀，如圖1 所示?？估瓘?qiáng)度由586MPa 增加至626 MPa，沖擊韌性由5.8J/cm2增加至7.3J/cm2。J.P.Lai 等人[32]進(jìn)一步研究了兩種Si 含量高鉻鑄鐵的耐磨性，當(dāng)磨損載荷由20N 增加至100N 時(shí)，碳化物斷裂的程度逐漸增大，并延伸至更深處。0.5Si%含量合金磨損表面溝壑更深，凹槽更多，碳化物完全斷裂，而1.5%Si 合金只出現(xiàn)了亞臨界裂紋，耐磨性能更好。可見含硅量的增加一定程度上可以改善組織，提高力學(xué)性能。但Lai 認(rèn)為Si 可以增加了C 在基體中的溶解度，此觀點(diǎn)與Wiengmoon A等[27]研究者不一致，有待進(jìn)一步考證。

圖1 高鉻鑄鐵去穩(wěn)處理后的顯微組織

G.Powell 等人[33]認(rèn)為1.2%～1.6%Si 的亞共晶高鉻鑄鐵中，隨著硅含量提高，網(wǎng)狀共晶碳化物有斷開的趨勢(shì)，減少對(duì)基體的割裂，提高了高鉻鑄鐵沖擊韌性。G.Azimi 等人[34]還研究了Fe-Cr-Si-C堆焊層的耐蝕性，研究認(rèn)為Si 只固溶于基體，降低了基體的含Cr 量，改變碳化物形態(tài)。研究發(fā)現(xiàn)在堆焊層中有大量的Cr7C3碳化物，提高了堆焊層的耐蝕性。當(dāng)Si 含量達(dá)到10%時(shí)，由于Cr7C3減少和FeSi3的生成，耐蝕性下降。堆焊層49Fe39Cr6C6Si的耐蝕性最好，是基板的63 倍。

L.Goyos 等人[35]研究了Si 含量和熱處理對(duì)3.0%C、12%Cr 的亞共晶高鉻鑄鐵的組織和耐磨性能的影響，研究發(fā)現(xiàn)基體為珠光體，認(rèn)為Si 能細(xì)化碳化物，并使其均勻分布。而熱處理幾乎沒有效果，與鑄態(tài)相比甚至有增加磨損量的趨勢(shì)。E.Karantzalis 等人[36]則認(rèn)為Si 促進(jìn)珠光體轉(zhuǎn)變，降低亞共晶高鉻鑄鐵硬度。

G.Laird 等人[13]比較了含硅量分別為0.2%、1.6%和2.2%的高鉻鑄鐵，發(fā)現(xiàn)Si 阻礙共晶碳化物M7C3的形核，但不影響其體積、形貌及長(zhǎng)大趨勢(shì)，因此形成較少但較粗大的共晶碳化物。Si 減少了基體的含C 量，奧氏體基體易轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，合金硬度提高。但當(dāng)Si 含量為2.2%時(shí)，材料淬透性降低，奧氏體基體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w，硬度略微降低。研究認(rèn)為Si 含量在1.6%～2.2%之間，硬度及耐磨性能表現(xiàn)較好。而Shen 和Zhou[12]認(rèn)為Si 的加入增加了共晶碳化物形核質(zhì)點(diǎn)，碳化物邊沿處熔體中Si 的聚集阻礙了碳化物的長(zhǎng)大，生成細(xì)小且不連續(xù)的共晶碳化物，并在研究中發(fā)現(xiàn)兩種共晶生長(zhǎng)方式，碳化物與基體共生生長(zhǎng)形成細(xì)小共晶組織，而離異生長(zhǎng)形成粗大的共晶組織。

張衛(wèi)[37]研究了熱處理工藝對(duì)25.42%Cr、2.46%C 和1.98%Si 的高鉻高硅鑄鐵組織和性能的影響，研究表明，隨著淬火溫度的升高，高硅高鉻鑄鐵的硬度先升高后降低，在1000℃時(shí)達(dá)到最高硬度49.1HRC，但其抗泥沙磨損性能隨淬火溫度的升高呈現(xiàn)出先降低后升高?；鼗鹛幚肀砻骰鼗饻囟仍?00～480℃之間時(shí)，高硅高鉻鑄鐵的硬度基本保持不變，當(dāng)回火的溫度從480℃繼續(xù)升高后，高硅高鉻鑄鐵的硬度有明顯的下降；在200℃低溫回火時(shí)，回火時(shí)間對(duì)高硅高鉻鑄鐵的硬度影響不大，而材料的抗泥沙磨損性能卻有所提高；400℃回火時(shí)，隨著回火保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，材料的硬度有所降低，但其抗泥沙磨損性能先增大后減小，且與200℃時(shí)相比，效果更好。

3.2 過共晶高鉻鑄鐵

近年來，對(duì)于高鉻鑄鐵的研究逐漸向高鉻高碳含量的過共晶高鉻鑄鐵發(fā)展，其硬度比亞共晶、共晶高鉻鑄鐵高。過共晶高鉻鑄鐵的典型顯微組織為六角狀初生碳化物M7C3、共晶碳化物、馬氏體和殘余奧氏體，但粗大的初生碳化物脆性高、韌性差，研究人員通過添加Si 或含Si 變質(zhì)劑對(duì)碳化物形貌進(jìn)行調(diào)控，從而提高過共晶高鉻鑄鐵綜合力學(xué)性能，因此研究Si 在過共晶高鉻鑄鐵中的作用機(jī)理具有重要意義。

G.L.F.Powell 等人[14]研究了Si 對(duì)Fe-Cr-C合金的初生碳化物形貌的影響，研究發(fā)現(xiàn)7%Si 使亞共晶組織轉(zhuǎn)變?yōu)檫^共晶組織，增大過冷度，使初生碳化物晶粒細(xì)化呈六角狀，且分布均勻，生成的M7C3初生碳化物優(yōu)先生長(zhǎng)方向?yàn)閇0001]，而在亞共晶組織中的碳化物優(yōu)先生長(zhǎng)方向接近[10ˉ11]。

Ling Chen 等人[38]制備了兩種過共晶高鉻鑄鐵，含Si 量分別為0.8%和1.47%，分別記做HCCI-1 和HCCI-2，具體成分如表3 所示。研究發(fā)現(xiàn)含Si 量低的HCCI-1 試樣組織為奧氏體和馬氏體基體，其硬度比貝氏體基體的HCCI-2 試樣更高，即使HCCI-2 試樣組織有更多的共晶碳化物。經(jīng)退火處理后，試樣的硬度較鑄態(tài)下降。經(jīng)940℃淬火處理后，觀察到馬氏體基體中析出少量二次碳化物，但試樣硬度提升不多，這是初生碳化物造成基體貧鉻、碳等合金元素導(dǎo)致的。

表3 高鉻鑄鐵的化學(xué)成分[38]w/%

耒增義[10]研究了0.8%、1.5%、2.0%、3.0%和4.0%Si 對(duì)含3.0%C 和15%Cr 高鉻鑄鐵顯微組織及機(jī)械性能的影響，發(fā)現(xiàn)硅含量越高，硬度越高，獲得高硬度的熱處理溫度越高。鑄態(tài)試樣中，隨硅量增加，碳化物數(shù)量增加，合金從亞共晶過渡到過共晶，當(dāng)Si 含量為3.0%時(shí)達(dá)到共晶組織；0.8%Si試樣鑄態(tài)組織為枝晶奧氏體和網(wǎng)狀共晶碳化物；硅量增大到1.5%時(shí)，組織為奧氏體、碳化物和少許珠光體；3.0%Si 試樣基體完全轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w，網(wǎng)狀碳化物斷開呈尖角狀。對(duì)于Si 含量為3.0%的試樣，熱處理工藝為淬火3h+250℃回火2h，發(fā)現(xiàn)經(jīng)980℃淬火處理后的組織為珠光體+共晶碳化物+二次碳化物；經(jīng)1010℃淬火處理后的組織中的碳化物呈尖角狀，基體中仍有珠光體；經(jīng)1100℃淬火處理后出現(xiàn)馬氏體針，斷開的孤立碳化物變得圓鈍，隨著淬火溫度的提高和保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，網(wǎng)狀共晶碳化物斷開，形態(tài)趨于良好。研究表明：硅量增加，使共晶點(diǎn)左移，共析溫度提高，碳化物的含量增加，網(wǎng)狀碳化物斷開呈尖角狀，經(jīng)1100℃、3h 高溫?zé)崽幚砜墒固蓟锍使铝F(tuán)塊狀分布，并阻止珠光體形成，獲得馬氏體組織，提高鑄鐵硬度和韌性。

宋邵峰等人[9]制備了含硅量為0.5%、1.0%、1.5%、2.0%的Cr15 高鉻鑄鐵，研究了Si/C 對(duì)高鉻鑄鐵初生奧氏體穩(wěn)定性及碳化物的影響。隨著Si/C 增加，高鉻鑄鐵組織由亞共晶轉(zhuǎn)變?yōu)檫^共晶，試樣的凝固組織及硬度如表4 所示。研究結(jié)果表明，隨著Si/C 增加，初生奧氏體中固溶態(tài)Si 原子含量增加，C、Cr 原子含量減少，碳化物增加，同時(shí)奧氏體穩(wěn)定性降低，更易于獲得馬氏體組織，同時(shí)Si 原子的固溶強(qiáng)化提高材料的硬度。研究發(fā)現(xiàn)初生碳化物生長(zhǎng)初期粗大，后期生長(zhǎng)受限，認(rèn)為是由于初生碳化物周圍基體中硅量的增加，阻礙碳原子擴(kuò)散至碳化物造成的。Si 原子聚集在基體內(nèi)呈梯度分布，內(nèi)部出現(xiàn)高硅區(qū)，基體邊緣含硅量較低。共晶碳化物尺寸先減小后增大，研究認(rèn)為是由于基體中Si 固溶量增加，Cr、C 原子在熔液中富集，增加共晶碳化物形核核心、凝固反應(yīng)溫度范圍先收窄再擴(kuò)大共同作用導(dǎo)致的。

表4 試樣凝固組織組成與宏觀硬度[9]

A.Bedolla-Jacuinde 等人[39]研究了1%、2%、3%、5%Si 和0.1%、0.3%的混合稀土金屬對(duì)高鉻鑄鐵滑動(dòng)磨損行為的影響。熱處理工藝有兩類，其一是1100℃空冷+250℃回火，其二是鑄態(tài)經(jīng)250℃回火去應(yīng)力。研究發(fā)現(xiàn)：Si 能夠細(xì)化晶粒，增加共晶碳化物的體積分?jǐn)?shù)；當(dāng)Si 量超過3.0%時(shí)，奧氏體基體傾向于轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w基體，而不是馬氏體；磨損試驗(yàn)中載荷較小（42N、91N）時(shí)，磨損失重相差不大，研究認(rèn)為這與Fe2O3和Fe3O4氧化膜的生成有關(guān)；當(dāng)載荷增加時(shí)，2.0%Si 含量的試樣組織細(xì)化程度高，氧化膜更厚，因此耐磨性最好，而5.0%Si 含量的試樣組織為珠光體，耐磨性最差；耐磨性與基體塑性變形的深度和碳化物斷裂深度直接相關(guān)，2.0%Si 含量的試樣中碳化物細(xì)小且孤立，斷裂深度最淺，這有利于耐磨性的提高。研究認(rèn)為含硅高鉻鑄鐵的耐磨性主要取決于碳化物的形態(tài)和尺寸，而熱處理對(duì)耐磨性沒有明顯的提高。A.Bedolla-Jacuinde 等人[40]進(jìn)一步研究了Si 含量（0～5.0%）對(duì)鑄態(tài)和熱處理態(tài)下16.8%Cr、2.56%C 高鉻鑄鐵的影響。發(fā)現(xiàn)Si 只存在于基體中，減少了奧氏體基體中C、Cr 量，Ms 點(diǎn)提高，促進(jìn)了棒狀共晶碳化物的析出和馬氏體的形成，減小二次枝晶臂間距，細(xì)化晶粒，但當(dāng)Si 含量超過3.0%時(shí)，導(dǎo)致珠光體/鐵素體的形成，共晶碳化物匯聚長(zhǎng)大，形態(tài)變得不規(guī)則。鑄態(tài)基體組織的顯微硬度隨Si 含量增加而增加，在3.0%Si 時(shí)硬度達(dá)到410HV，研究認(rèn)為這得益于硅在奧氏體中的固溶強(qiáng)化。Si 含量超過3.0%，形成了細(xì)小珠光體，強(qiáng)化機(jī)制發(fā)生變化，硬度繼續(xù)提高。經(jīng)熱處理工藝1000℃，45min 去穩(wěn)化處理，隨著Si 含量增加至3.0%，顯微組織為馬氏體、殘余奧氏體、M7C3型共晶碳化物和短棒狀二次碳化物。當(dāng)Si 量達(dá)到4.0%以上時(shí)，基體組織轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體，二次碳化物也隨之減少；3.0%Si 含量的熱處理態(tài)試樣硬度最高，Si 量繼續(xù)增加，由于鐵素體形成和二次碳化物減少，硬度下降。高鉻鑄鐵的沖擊韌性隨Si 含量增加先增大后減小，在2.0%時(shí)取得最大值，這是由于2.0%Si 試樣奧氏體基體較多，抗沖擊能力較強(qiáng)。

石管華等人[41]比較了1.48%Si 和3.23%Si 的燒結(jié)態(tài)高鉻鑄鐵組織與性能，發(fā)現(xiàn)：1.48%Si 合金為亞共晶組織，碳化物呈規(guī)則的短棒狀，3.23%Si合金組織為典型的過共晶組織，碳化物體積分?jǐn)?shù)增加，形狀不規(guī)則；Si 原子固溶于奧氏體基體中，降低C、Cr 原子的溶解度，奧氏體穩(wěn)定性降低，易轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w組織；與1.48%Si 的合金相比，3.23%Si 合金的硬度、沖擊韌性、抗彎強(qiáng)度都有所下降，斷裂機(jī)制均為脆性解理斷裂。

X.H.Zhi 等人[42]研究了含Si 變質(zhì)劑對(duì)過共晶高鉻鑄鐵初生碳化物細(xì)化效果，發(fā)現(xiàn)加入1.2%的含Si 稀土變質(zhì)劑使過共晶高鉻鑄鐵的初生碳化物明顯細(xì)化，沖擊韌性也由2.5J/cm2增加至4.3J/cm2。研究認(rèn)為RE、Al 和Si 可能聚集在M7C3碳化物的優(yōu)先生長(zhǎng)面，阻礙了初生碳化物的生長(zhǎng)，因此改善碳化物形貌，但對(duì)于該機(jī)制沒有進(jìn)一步研究驗(yàn)證。

H.D.Alamdari 等人[6]還通過添加3.8%Ni 元素限制過共晶高鉻鑄鐵中Si 元素導(dǎo)致的珠光體轉(zhuǎn)變趨勢(shì)，當(dāng)Si 含量超過2.5%時(shí)，合金中出現(xiàn)細(xì)珠光體組織；研究認(rèn)為適量的Si 降低奧氏體的穩(wěn)定性，提高了MS點(diǎn)，增加馬氏體含量，提高材料的硬度及耐磨性。過高的Si 含量會(huì)降低合金淬透性，導(dǎo)致組織發(fā)生珠光體轉(zhuǎn)變。研究認(rèn)為提高基體硬度、減小碳化物間距有利于提高合金的腐蝕磨損性能。

4 硅合金化作用

通過研究者的探索，合理控制Si 的添加量，選擇合適的熱處理工藝，可以改善高鉻鑄鐵的組織和性能。綜合來看，高鉻鑄鐵中的Si 的添加量一般不超過4.0%，可以起到一定的合金化效果。

4.1 Si 對(duì)凝固過程的影響

（1）Si 元素使鐵碳平衡相圖中的共晶點(diǎn)左移，碳當(dāng)量增大，促進(jìn)初生碳化物和共晶碳化物的形成，隨著Si 量的增加，顯微組織逐漸由亞共晶向過共晶過渡。Si 的加入降低了共晶轉(zhuǎn)變溫度，增大了凝固所需的過冷度，使共晶碳化物更細(xì)且分布更加彌散[6，37]。

（2）Si 含量增加，共析溫度提高，縮小奧氏體區(qū)，降低奧氏體的穩(wěn)定性，有助于珠光體的形成[10，33]。

4.2 Si 在高鉻鑄鐵中的存在形式及分布

Si 以固溶態(tài)存在于基體組織中，并不存在于碳化物中。有文獻(xiàn)[9]研究發(fā)現(xiàn)Si 在基體中呈梯度分布，奧氏體基體內(nèi)部出現(xiàn)高硅區(qū)，而邊緣含硅量較低。但也有文獻(xiàn)[10，11]認(rèn)為Si 元素在基體中分布不均勻，Si 富集在奧氏體基體邊緣，而遠(yuǎn)離碳化物的奧氏體內(nèi)部的Si 含量較低，珠光體易在高硅的基體邊緣處先形成。

4.3 Si 對(duì)高鉻鑄鐵碳化物的影響

Si 加入到高鉻鑄鐵中并不形成碳化物，但是會(huì)影響碳化物的體積分?jǐn)?shù)、形態(tài)及分布。

（1）許多研究證明，鑄態(tài)試樣中，隨硅量增加，將Cr、C 元素排擠出基體，碳化物含量增加，顯微組織由亞共晶向過共晶過渡。但也有研究[31，32]認(rèn)為Si 可以增加C 在基體中的溶解度，這一矛盾觀點(diǎn)還有待研究。

（2）大部分文獻(xiàn)[12，31，32，39，40]認(rèn)為，Si 能夠降低共晶溫度，增加碳化物形核質(zhì)點(diǎn)，細(xì)化碳化物，改善組織形態(tài)，但Si 含量過多易生成珠光體，共晶碳化物匯聚長(zhǎng)大導(dǎo)致晶粒粗化。有文獻(xiàn)[13，14]則持有不同看法，認(rèn)為Si 阻礙了碳化物形核，導(dǎo)致碳化物略微粗化。還有文獻(xiàn)[42]指出，Si 可能吸附在初生碳化物優(yōu)先生長(zhǎng)表面，從而抑制碳化物生長(zhǎng)，細(xì)化晶粒。上述結(jié)論都只是由研究者從試驗(yàn)現(xiàn)象中得出，但并未進(jìn)行進(jìn)一步考證，具體晶粒細(xì)化機(jī)制值得探索。

（3）Si 量增加，共晶轉(zhuǎn)變溫度下降，從而使過冷度增大，碳元素?cái)U(kuò)散速度變慢，共晶奧氏體將網(wǎng)狀碳化物間的間隙占據(jù)，從而使網(wǎng)狀碳化物斷開，導(dǎo)致高鉻鑄鐵沖擊韌性得到提高[10，33]。

4.4 Si 對(duì)高鉻鑄鐵基體組織的影響

硅量越高，性能不一定越好。高鉻鑄鐵中Si的加入會(huì)影響基體組織相變。

（1）Si 含量較低時(shí)，隨著Si 含量增加，固溶強(qiáng)化效果增加，碳化物體積分?jǐn)?shù)增加，奧氏體穩(wěn)定性降低，Ms 點(diǎn)提高，淬透性有一定的提高，淬火生成馬氏體，同時(shí)Si 起到固溶強(qiáng)化作用，因此高鉻鑄鐵硬度及耐磨性提高。

（2）當(dāng)Si 含量偏高時(shí)，隨著Si 含量增加，雖然Si 的固溶增多，碳化物量增多，但由于基體中排出大量的Cr、C，高鉻鑄鐵淬透性降低，CCT 曲線左移，冷卻曲線與珠光體區(qū)相交，導(dǎo)致過冷奧氏體在相同冷速不轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，而是轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w，導(dǎo)致高鉻鑄鐵性能下降。

由于珠光體的綜合力學(xué)性能較馬氏體差，有文獻(xiàn)[6]通過添加Ni、Cu 和Mo 元素限制Si 引起的珠光體轉(zhuǎn)變趨勢(shì)，以便在熱處理后獲得更多的馬氏體，從而改善高鉻鑄鐵的力學(xué)性能。

4.5 Si 對(duì)熱處理的影響

高鉻鑄鐵能夠進(jìn)行熱處理的根本原因是基體能夠發(fā)生同素異構(gòu)轉(zhuǎn)變，轉(zhuǎn)變過程需要借助高溫狀態(tài)下原子的擴(kuò)散運(yùn)動(dòng)來完成。Si 通過改變合金元素的分布和基體類型，從而影響熱處理的溫度、時(shí)間等相關(guān)工藝。

當(dāng)Si 含量適中時(shí)，可以降低奧氏體的穩(wěn)定性，提高熱處理過程中馬氏體轉(zhuǎn)變量，形成的馬氏體與碳化物相互支撐起到提高高鉻鑄鐵性能的作用。另外Si 含量對(duì)熱處理的溫度、時(shí)間都有影響。Ling Chen[38]在對(duì)0.8%Si 和1.47%Si 的高鉻鑄鐵進(jìn)行940℃，2h 的淬火處理后，發(fā)現(xiàn)0.8%Si 的試樣硬度反而更高。L.Goyos[35]和A.B.J[39]都認(rèn)為熱處理對(duì)含Si 高鉻鑄鐵沒有效果，甚至有降低耐磨性的趨勢(shì)，這一現(xiàn)象比較反常。經(jīng)文獻(xiàn)調(diào)研發(fā)現(xiàn)，耒增義[10]設(shè)計(jì)了一系列熱處理溫度，發(fā)現(xiàn)Si 量越高，試樣得到高硬度的熱處理溫度就越高。張衛(wèi)[37]研究了熱處理工藝對(duì)25.42%Cr、2.46%C 和1.98%Si 的高鉻高硅鑄鐵組織和性能的影響，發(fā)現(xiàn)隨著淬火溫度的升高，高硅高鉻鑄鐵的硬度先升高后降低，在1000℃時(shí)達(dá)到最高硬度49.1 HRC。J.P.Lai[31，32]將0.5%Si 和1.5%Si 的亞共晶高鉻鑄鐵試樣經(jīng)950℃，30min 淬火處理后，基體硬度提高了2 倍以上，抗拉強(qiáng)度、沖擊韌性和耐磨性都得到增強(qiáng)。結(jié)合上述試驗(yàn)，筆者認(rèn)為熱處理對(duì)含Si 高鉻鑄鐵性能是有提升作用的，而有研究者認(rèn)為熱處理沒有效果，這可能是因?yàn)镾i 將Cr、C 等合金元素排出基體，合金元素都在碳化物中聚集，導(dǎo)致基體中合金元素含量少，在熱處理過程中，由于溫度過低或保溫時(shí)間過短，原子擴(kuò)散不充分，基體析出的二次碳化物減少，因此基體硬度提升不大，這可以通過提高熱處理溫度或延長(zhǎng)保溫時(shí)間，使合金元素?cái)U(kuò)散更加充分，改善熱處理態(tài)高鉻鑄鐵性能不好的問題，因此制定合適的熱處理工藝參數(shù)至關(guān)重要。如果Si 量過多，基體轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w或鐵素體，則需要更高的熱處理溫度或更長(zhǎng)的保溫時(shí)間才能達(dá)到理想的效果。

4.6 Si 對(duì)高鉻鑄鐵性能的影響

（1）加入適量的Si 使高鉻鑄鐵晶粒得到細(xì)化，網(wǎng)狀碳化物斷開，改善碳化物形貌，同時(shí)Si 提高了Ms 點(diǎn)，淬透性得到提高，從而在高溫下處理亦可得到馬氏體基體，因此均勻細(xì)小的碳化物與馬氏體基體的配合使得高鉻鑄鐵的性能得到改善。但當(dāng)加入過量的Si 時(shí)，共晶碳化物匯聚長(zhǎng)大導(dǎo)致粗化，奧氏體基體的穩(wěn)定性和淬透性降低，易轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w甚至鐵素體，高鉻鑄鐵的硬度、耐磨性及沖擊韌性均下降。

（2）Si 能夠提高基體電極電位，在高硅含鉻鑄鐵的耐蝕性研究中發(fā)現(xiàn)基體表面形成致密的SiO2保護(hù)膜，顯著提高鑄鐵的耐蝕性，高硅鑄鐵在同樣濃度的酸性環(huán)境中的耐蝕性比在堿性環(huán)境中更好[43，44]。

Si 在高鉻鑄鐵中的機(jī)理還不明確，如分布規(guī)律、初生碳化物細(xì)化機(jī)制、共晶碳化物斷網(wǎng)機(jī)制都值得深入研究，這對(duì)于Si 合金化的應(yīng)用具有指導(dǎo)意義。

5 高鉻鑄鐵氮合金化研究進(jìn)展

5.1 亞共晶、共晶高鉻鑄鐵

氮元素可以調(diào)控亞共晶高鉻鑄鐵的組織和性能。亞共晶高鉻鑄鐵添加氮元素主要是提高基體電極電位，細(xì)化共晶碳化物，以提高硬度，沖擊韌性等綜合力學(xué)性能。但氮元素在合金中的溶解度有限，高氮含量的高鉻鑄鐵需要氮?dú)饧訅喝蹮抂45]。

Fugang Lu 等人[7，46]利用真空感應(yīng)正壓熔煉爐制備了含氮量為0.39%的亞共晶高鉻鑄鐵，熱處理工藝為1050℃淬火，空冷+250℃回火。高鉻鑄鐵組織中的M7C3碳化物粗大且形狀不規(guī)則，基體中析出少量二次碳化物。含氮高鉻鑄鐵組織得到細(xì)化，共晶碳化物呈塊狀和菊花狀，二次碳化物大量析出。研究表明：含氮高鉻鑄鐵中碳化物為M7C3+M23C6+Cr（2C,N）；含氮高鉻鑄鐵的硬度、沖擊韌性更高，極化曲線中有更大的鈍化區(qū)和更小的腐蝕電流密度，耐蝕性更好，極化曲線如圖2 所示。在沖蝕磨損試驗(yàn)中，由于氮對(duì)基體的固溶強(qiáng)化的作用，促進(jìn)二次碳化物的析出，并且提高了基體電極電位，沖蝕與磨損的交互作用顯著降低，沖蝕磨損失重量減少，顯著提高了耐磨蝕性能。力學(xué)性能如表5 所示，研究認(rèn)為大部分氮元素溶解在基體中，小部分形成氮化物。中性水砂漿中磨蝕形貌主要為犁溝，壓痕，碳化物斷裂等，酸性砂漿中主要為腐蝕凹槽和碳化物斷裂，酸性砂漿中HNCCI的磨蝕失重量比中性水砂漿大得多。

圖2 動(dòng)電位極化曲線

表5 熱處理后各試樣的硬度及沖擊韌性[46]

為進(jìn)一步研究N 元素對(duì)高鉻鑄鐵的影響，Liujie Xu 和Fugang Lu 等人[47]研究了含氮量為0.38%的亞共晶高鉻鑄鐵的顯微組織及在堿性砂漿中的腐蝕磨損性能。熱處理工藝為1050℃淬火+250℃回火。研究發(fā)現(xiàn)：共晶碳化物與馬氏體基體交界處形成M7C3-鐵素體-馬氏體的夾層結(jié)構(gòu)，二次碳化物Cr2C（ˉ1011）面與馬氏體（110）面為共格關(guān)系，錯(cuò)配度僅為2.73%。通過相圖計(jì)算認(rèn)為Cr2C 相可能是Cr（2C，N）相。氮化物作為形核核心細(xì)化晶粒，固溶態(tài)氮提高基體的電極電位，促進(jìn)大量二次碳化物析出，這些因素綜合作用提高基體硬度和耐蝕性，降低腐蝕磨損交互作用，含氮高鉻鑄鐵耐磨蝕性能顯著提高。

鄭中甫等人[48]認(rèn)為氮元素能夠細(xì)化晶粒，促進(jìn)分散的顆粒狀二次碳化物析出，亞共晶高鉻鑄鐵硬度和耐磨性得到提高，沖擊韌性下降。N.S.Poonawala 等人[49]認(rèn)為當(dāng)殘余奧氏體含量低于10%時(shí)，經(jīng)過氮合金化的高鉻鑄鐵析出氮碳化物，耐磨性得到改善，深冷處理可以進(jìn)一步提高耐磨性，過多的殘余奧氏體則對(duì)耐磨性不利。

郭帥等人[50，51]研究了氮合金化和深冷處理對(duì)亞共晶高鉻鑄鐵性能的影響，氮起到固溶強(qiáng)化的作用，并且氮是擴(kuò)大奧氏體區(qū)元素，穩(wěn)定奧氏體基體。深冷處理使殘余奧氏體分解，高鉻鑄鐵的硬度和耐磨性明顯提高。

劉石球[52]研究了復(fù)合添加0%、0.075%、0.20%N 和0.50%Ti 的新型耐磨耐蝕亞共晶高鉻鑄鐵的組織和性能，發(fā)現(xiàn)鑄態(tài)高鉻鑄鐵組織為奧氏體、M7C3型碳化物和少量Ti2N 相。隨著氮含量的增加，M7C3型碳化物明顯被細(xì)化，獲得良好的硬度和耐磨性，這可能與Ti2N 作為異質(zhì)形核核心有關(guān)。當(dāng)?shù)繛?.075%和0.20%時(shí)，鈍化曲線的最大電流值低，鈍化時(shí)間短，這表明高鉻鑄鐵耐蝕性提高，研究認(rèn)為氮元素能穩(wěn)定奧氏體相，提高基體的電極電位和鈍化膜修復(fù)能力，從而提高耐蝕性。與淬火+回火熱處理相比，高鉻鑄鐵等溫退火后的基體中彌散分布著大量顆粒狀二次碳化物，高鉻鑄鐵硬度和耐磨性得到大幅提高，但由于合金元素脫溶，耐蝕性反而下降。

在劉石球鈦氮復(fù)合研究的基礎(chǔ)上，Hongsheng Ding 等人[8]制備了含氮量和含鈦量分別為0.028%、0.075%、0.2%和0.40%、0.54%、0.52%的三組鑄態(tài)亞共晶高鉻鑄鐵試樣，探討了氮和鈦復(fù)合加入對(duì)組織演變和沖擊韌性的影響。研究表明，鑄態(tài)組織下隨著氮含量的增加，奧氏體相增多，晶粒得到細(xì)化，碳化物分布也更加均勻。馬氏體和奧氏體取向滿足西山關(guān)系{110}α′//{111}γ，＜110＞α′//＜211＞γ，并且在馬氏體和奧氏體中有大量共格切變產(chǎn)生的簇狀位錯(cuò)。0.2%N 奧氏體中的位錯(cuò)數(shù)量更少，分布更均勻，抑制了馬氏體相變，研究認(rèn)為這可能是氮元素穩(wěn)定和強(qiáng)化奧氏體基體的重要原因。面心立方結(jié)構(gòu)的T（iC,N）可以作為形核質(zhì)點(diǎn)，但數(shù)量不到1.0%。N 元素取代C 元素產(chǎn)生晶格畸變，導(dǎo)致易于形核的位錯(cuò)和堆垛層錯(cuò)等晶體缺陷增加，影響碳化物生長(zhǎng)及其形貌，因此碳化物得到細(xì)化并均勻分布，材料的硬度和沖擊韌性分別在0.2%N 和0.075%N 時(shí)達(dá)到最大值，分別為49HRC、20.79J/cm2。研究認(rèn)為氮原子產(chǎn)生的晶格畸變可能是導(dǎo)致晶粒細(xì)化的主要原因，而不是異質(zhì)形核。

Ibrahim.Mervat M 等人[53]研究了0.026%、0.070%、0.093%和0.150%的氮含量對(duì)含鈮鑄態(tài)亞共晶高鉻鑄鐵的顯微組織、硬度、沖擊韌性和耐磨性的影響。研究發(fā)現(xiàn)，N 元素優(yōu)先固溶在NbC 中取代部分C 元素，形成NbN 或Nb（C，N），提高硬度。隨著氮含量的增加，NbN 或Nb（C，N）作為形核質(zhì)點(diǎn)，初生奧氏體和共晶碳化物逐漸得到細(xì)化。沖擊韌性值在0.093%N 時(shí)達(dá)到最大，為12J/cm2。0.15%N 時(shí)沖擊韌性略微下降，可能是由于基體和碳化物中含碳量增加導(dǎo)致的。耐磨性隨氮含量增加而提高，0.15%氮時(shí)耐磨性最好，磨損類型主要為劃痕、分層和顯微切削，磨損形貌如圖3 所示。

圖3 不同含氮量和載荷的磨損表面形貌[53]

李宇光[54]研究了氮對(duì)亞共晶高鉻鑄鐵耐高溫性能的影響，認(rèn)為氮元素的加入使碳化物形態(tài)由長(zhǎng)條狀向條塊狀轉(zhuǎn)變，提高了基體硬度和合金耐磨性，但高溫下氮的析出形成晶體缺陷，導(dǎo)致氧向內(nèi)部擴(kuò)散，弱化了氧化膜與基體的結(jié)合，高溫抗氧化性能下降。

5.2 過共晶高鉻鑄鐵

氮元素可以促進(jìn)過共晶高鉻鑄鐵初生碳化物的細(xì)化，提高基體的淬透性和電極電位，研究人員在調(diào)控過共晶高鉻鑄鐵性能的研究中取得了一些成果。

劉春霆[55]研究了0.05wt.%～0.4wt.%氮元素對(duì)過共晶高鉻鑄鐵的組織和性能的影響，熱處理工藝為1020℃淬火+510℃回火。未加氮的高鉻鑄鐵中主要為長(zhǎng)條狀碳化物，含氮量為0.05%時(shí)碳化物逐漸變得圓鈍，隨著氮含量的增加，碳化物逐漸變成塊狀，并且析出二次碳化物。研究表明：氮能細(xì)化晶粒，提高氮化物含量。隨著氮含量增加，高鉻鑄鐵硬度先迅速提高后趨勢(shì)變緩，含氮量為0.4%時(shí)硬度最高，為64.5HRC。高鉻鑄鐵沖擊韌性先上升后降低，在0.07%氮含量時(shí)達(dá)到最高，為6.4J/cm2?；鼗饻囟忍岣邥r(shí)，高鉻鑄鐵的韌性上升，硬度下降。適當(dāng)降低淬火溫度可以提高韌性，當(dāng)淬火溫度為980℃時(shí)，0.07%含氮量的高鉻鑄鐵韌性達(dá)到最高7.2J/cm2，硬度為60.5HRC。

曾天佑[56]研究了鈦氮復(fù)合加入對(duì)過共晶高鉻鑄鐵組織和性能的影響，研究結(jié)果表明：復(fù)合添加鈦氮元素的過共晶高鉻鑄鐵與未加鈦氮的試樣相比，組織明顯細(xì)化，碳化物分布更加均勻，長(zhǎng)條狀初生碳化物逐漸細(xì)化。Ti2N 黑色顆?？赡茏鳛樾魏速|(zhì)點(diǎn)細(xì)化晶粒，1.2%Ti+0.2%N 高鉻鑄鐵的硬度達(dá)到49.3HRC，沖擊韌性值達(dá)到了4.49J/cm2，表現(xiàn)出良好的耐磨性。隨著Ti、N 的加入，過共晶高鉻鑄鐵的磨損機(jī)制由粘著磨損轉(zhuǎn)變?yōu)槟チＤp，斷口類型由脆性解理斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)闇?zhǔn)解理斷裂。

含氮變質(zhì)劑對(duì)組織也有一定影響，周小平等人[57]研究了不同氮量的變質(zhì)劑對(duì)高鉻鑄鐵組織及性能的影響。研究表明，隨著氮含量的增加，奧氏體基體變得細(xì)小、均勻，碳化物的等效直徑明顯減小，形態(tài)趨于孤立、均勻細(xì)小的團(tuán)塊狀。試樣的硬度略有增加，沖擊韌性和抗彎強(qiáng)度明顯提高，但含氮量超過一定值，試樣出現(xiàn)氣孔，導(dǎo)致性能惡化。陰世河等人[58]研究認(rèn)為氮或其他外來原子吸附在M7C3碳化物（0001）面的溝槽和層錯(cuò)中，抑制碳化物長(zhǎng)大，從而細(xì)化初生碳化物，而共晶碳化物與共晶奧氏體共生生長(zhǎng)，碳化物上的吸附處產(chǎn)生孿晶，碳化物以密集的分支生長(zhǎng)為團(tuán)塊狀。

Jibo Wang 等人[59]研究了0.09%和0.19%N 對(duì)過共晶高鉻鑄鐵堆焊層的組織和磨粒沖擊磨損性能的影響。研究發(fā)現(xiàn)：顯微組織主要是M7C3初生碳化物、共晶組織和（Ti,Nb）（C，N）析出相。隨著氮含量的增加，初生碳化物細(xì)化效果顯著，硬度從18.7GPa 增加至21.3GPa，（Ti，Nb）（C，N）相的硬度從27.0GPa 增加至27.6GPa，初生碳化物磨損失效形式由斷裂和脫落轉(zhuǎn)變?yōu)閺澱?，裂紋減少，耐磨性得到顯著改善。經(jīng)錯(cuò)配度計(jì)算，發(fā)現(xiàn)形成的面心立方（Ti，Nb）（C，N）氮碳化物（110）面與M7C（3010）面的晶格錯(cuò)配度為6.15%，可以作為形核質(zhì)點(diǎn)進(jìn)行晶粒細(xì)化，兩者的晶體學(xué)關(guān)系如圖4、5 所示。

圖4 （Ti，Nb）（C，N）和（Cr，F(xiàn)e）7C3 的晶體學(xué)關(guān)系

圖5 晶面（110）（Ti，Nb）（C，N）和晶面（010）（Cr，F(xiàn)e）7C3 的相對(duì)位置[59]

葛冬晴[60]制備了不同N 含量的過共晶Fe-Cr-C-Ti 系堆焊合金，相圖計(jì)算表明，在凝固過程中T（iC，N）優(yōu)先于初生碳化物M7C3析出，在初生碳化物的內(nèi)部及邊緣位置都有T（iC，N）相的生成。堆焊合金組織中的初生M7C3碳化物隨著N 含量的增加被細(xì)化，合金的宏觀硬度稍有下降，但耐磨性有所增加，說明碳化物細(xì)化是提高耐磨性的主要原因。通過第一性原理對(duì)TiN（111）/Fe3Cr4C3（0001）界面之間的表面能、電子結(jié)構(gòu)及成鍵特性進(jìn)行計(jì)算，發(fā)現(xiàn)TiN 與M7C3碳化物之間的成鍵均為共價(jià)、金屬和離子的混合鍵，不同原子之間的成鍵較強(qiáng)，界面表現(xiàn)出較好的穩(wěn)定性，為T（iC，N）成為初生碳化物M7C3異質(zhì)形核核心提供了理論基礎(chǔ)。

6 氮合金化作用

6.1 N 在高鉻鑄鐵中的存在形式及分布

氮在高鉻鑄鐵中以兩種形式存在：化合態(tài)氮和固溶態(tài)氮。氮與V、Ti、Cr、Fe 等形成的高熔點(diǎn)硬質(zhì)氮化物，共晶反應(yīng)時(shí)作為形核質(zhì)點(diǎn)細(xì)化晶粒，改善組織形態(tài)。氮含量較少時(shí)，氮主要以固溶態(tài)存在，氮原子半徑較小，固溶態(tài)氮密集在位錯(cuò)上阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，起到固溶強(qiáng)化作用。熱處理時(shí)固溶態(tài)氮會(huì)以細(xì)小彌散的氮化物形態(tài)析出，作為彌散強(qiáng)化劑阻止晶粒長(zhǎng)大，保證熱處理后組織仍較細(xì)小，同時(shí)氮能穩(wěn)定奧氏體區(qū)，氮含量越高，熱處理后殘余奧氏體也越多。另外，在設(shè)置氮加入量時(shí)，應(yīng)考慮氮的溶解度，以免造成氣孔和浪費(fèi)，增大氮溶解度的元素有V、Ti、Cr 和Mn，降低氮溶解度的元素有Si、C[61]。

6.2 N 對(duì)高鉻鑄鐵組織的影響

（1）氮能夠擴(kuò)大奧氏體區(qū)，其效果是Ni 的20倍。氮的加入起到穩(wěn)定奧氏體的作用，使C 曲線等溫轉(zhuǎn)變的孕育期延長(zhǎng)，轉(zhuǎn)變過程變慢，Ms 點(diǎn)降低，淬透性提高，由于高鉻鑄鐵基體中飽和C、Cr、N，淬火時(shí)部分奧氏體不轉(zhuǎn)變，馬氏體量減少。

（2）作為間隙原子固溶于基體組織，增加晶格畸變，阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，固溶強(qiáng)化基體。

（3）氮元素能夠細(xì)化晶粒，促使長(zhǎng)條狀的共晶碳化物轉(zhuǎn)變?yōu)閴K狀共晶碳化物，形態(tài)逐漸變得圓鈍，并促進(jìn)二次碳化物的析出，起到彌散強(qiáng)化作用[7，55]。

6.3 N 細(xì)化晶粒機(jī)理

氮元素細(xì)化晶粒的機(jī)理目前有以下幾種認(rèn)識(shí)：

（1）氮元素吸附在碳化物M7C3的(0001)面的溝槽和層錯(cuò)處，限制碳化物生長(zhǎng)，或在氮吸附處產(chǎn)生新的孿晶，從而細(xì)化晶粒[57，58]，但并沒有做相關(guān)驗(yàn)證性試驗(yàn)。

（2）氮元素與V、Ti、Nb、Cr 等合金元素形成的面心立方氮化物或碳氮化物，經(jīng)TEM標(biāo)定和錯(cuò)配度計(jì)算認(rèn)為可以作為異質(zhì)形核核心，從而細(xì)化晶粒。Cr 與N 結(jié)合能力較弱，形成的氮化物量很少，細(xì)化效果不如上述其他金屬元素。

（3）氮原子取代部分碳原子產(chǎn)生固溶強(qiáng)化效果，晶格畸變?cè)黾樱ㄟ^TEM 透射電鏡發(fā)現(xiàn)位錯(cuò)等缺陷數(shù)量增加，由于缺陷處晶格畸變能高，能量起伏大，易于形核，從而起到細(xì)化晶粒的作用[56，59，60]。

6.4 N 對(duì)高鉻鑄鐵性能的影響

氮的加入能夠細(xì)化晶粒，改善碳化物形態(tài)，促進(jìn)二次碳化物的析出，從而提高高鉻鑄鐵的硬度、耐磨性，但由于氮元素能夠穩(wěn)定奧氏體，熱處理后的組織中馬氏體量減少，殘余奧氏體增多，對(duì)硬度及耐磨性不利[55，61]。在高鉻鑄鐵中，固溶在基體中的氮元素能夠提高基體電極電位，提高鈍化膜修復(fù)和再鈍化能力，提高高鉻鑄鐵的耐蝕性，同時(shí)氮促使二次碳化物析出，起到彌散強(qiáng)化的作用，高鉻鑄鐵的沖蝕性能得到提高。

氮提高耐蝕性的作用機(jī)制為：

（1）氮對(duì)基體中Cr、Fe 等元素有富集作用，增加鈍化膜強(qiáng)度和穩(wěn)定性[62]。

（2）氮和鉬元素有協(xié)同作用，能夠促進(jìn)Cr（OH）3去質(zhì)子化，促進(jìn)Cr2O3鈍化膜的形成，從而提高耐蝕性[63-65]。

（3）氮在鈍化膜表面形成NH4+，提高鈍化膜附近的pH 值，阻礙點(diǎn)蝕的發(fā)生[66，67]。

7 總結(jié)與展望

渣漿泵廣泛用于礦山，冶金、電離、煤炭、化工等行業(yè)，用于輸送含有各種固體顆粒的腐蝕性漿液，我國(guó)每年渣漿泵過流件消耗量巨大，不僅要求其具有優(yōu)異的耐磨性，也應(yīng)該具有一定的沖擊韌性和耐蝕性。減少渣漿泵磨損，延長(zhǎng)使用壽命，降低生產(chǎn)成本仍然是如今有待解決的難題。通過添加Si、N 元素提高其腐蝕磨損性能，降低生產(chǎn)成本，研發(fā)高硬度、高耐磨蝕的高鉻鑄鐵是十分重要的研究課題。

（1）高鉻鑄鐵Si、N 合金化的研究不多且不夠深入，在高鉻高碳的過共晶高鉻鑄鐵發(fā)展趨勢(shì)下，更需要深入研究其對(duì)過共晶高鉻鑄鐵組織和性能的影響，繼續(xù)探索Si、N 合金化作用機(jī)制，為新型渣漿泵用高鉻鑄鐵材料的研發(fā)提供新思路。

（2）目前關(guān)于Si、N 在高鉻鑄鐵中的分布規(guī)律、晶粒細(xì)化機(jī)制等研究仍有爭(zhēng)議，探索Si、N 的作用機(jī)制對(duì)于兩種元素添加量的精確控制至關(guān)重要，因此未來十分有必要進(jìn)行繼續(xù)深入研究。

（3）目前沒有檢索到Si、N 復(fù)合添加調(diào)控高鉻鑄鐵性能的文獻(xiàn)，研究?jī)煞N合金元素的協(xié)同作用機(jī)理，優(yōu)化化學(xué)成分配比，探索新型合金化方法，在保證材料性能的同時(shí)，降低合金化成本仍然是該領(lǐng)域重點(diǎn)研究方向之一。

（4）渣漿泵用高鉻鑄鐵對(duì)腐蝕性能有更高的要求，其耐蝕性能取決于基體的耐蝕性，通過精確控制Si、N 添加量和熱處理工藝，以及建立模型來預(yù)測(cè)和調(diào)控基體，獲得最佳的耐蝕性能，是值得探索的重要問題和方向。

（5）將第一性原理計(jì)算，相圖計(jì)算等計(jì)算機(jī)模擬技術(shù)應(yīng)用到成分設(shè)計(jì)和新材料研發(fā)上，從微觀角度解釋材料成分，組織與性能的關(guān)系，深入探討Si、N 兩種合金元素的作用機(jī)理。

（6）將高鉻鑄鐵Si、N 合金化與熱處理相結(jié)合，優(yōu)化鑄造工藝，制定合理的熱處理工藝參數(shù)，降低損耗，簡(jiǎn)化流程，最大程度地改善高鉻鑄鐵性能。