高鉻鑄鐵硅氮合金化

陳政陽，邢萬里，符寒光

（1.北京工業大學 材料與制造學部材料科學與工程學院，北京 100124；2.邯鄲慧橋復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%。高鉻鑄鐵的力學性能與組織密切相關，其典型鑄態組織為M7C3型碳化物和奧氏體基體。由于這些硬質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。正是因為這些優良性能，自20 年代開始，高鉻鑄鐵便在建筑材料、礦山冶金、電力、農工機械及筑路工程機械等方面得到應用[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成本，始終是該領域的重點研究方向之一。研究發現[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 會降低奧氏體穩定性，使基體發生馬氏體轉變，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 兩種廉價元素對高鉻鑄鐵的磨損和腐蝕性能進行調控，這一課題對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成本有著重要的意義。以往研究中對于Si 在高鉻鑄鐵中的分布及其對顯微組織及性能影響的研究存在爭議，例如，宋邵峰[9]發現Si 在奧氏體基體內部含量高，而碳化物邊沿基體含硅量較低。與宋邵峰研究發現相反，耒增義[10]和王建玲[11]認為Si 富集在奧氏體基體邊緣，而遠離碳化物的奧氏體內部的Si 含量較低。Shen[12]認為Si 能夠細化碳化物，隨Si 量增加，碳化物形態由長條狀轉變為孤立塊狀，然而Laird[13]和Powell[14]認為Si 會阻礙碳化物形核，但對碳化物生長沒有影響，導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，作用機制目前還不明確，需要進一步研究。

為更深入理解Si、N 元素對高鉻鑄鐵的作用機理，本文對近年來高鉻鑄鐵領域硅、氮合金化方面的研究成果進行綜述，并對硅、氮合金元素在高鉻鑄鐵中的作用進行分析，為開發新型高鉻鑄鐵提供思路，期待為進一步在渣漿泵過流件上推廣應用高鉻鑄鐵提供指導。

2 渣漿泵用高鉻鑄鐵的發展應用及其改進

目前國內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，韌性和強度比一般白口鑄鐵高，同時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]。

我國現行的耐磨鑄鐵標椎見抗磨白口鑄鐵件GB/T 8263-2010[16]，規定了標準牌號及化學成分等，適用于冶金、建材及機械等行業的抗磨損零部件，其中Cr15、Cr20、Cr26 系列高鉻鑄鐵已經大批量生產和應用[17]。我國機械行業泵用抗磨蝕白口鑄鐵標準是JB/T 6880.3-2014[18]。但實際生產中高鉻鑄鐵件的損耗依然嚴重。近年來，研究人員在此基礎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。

蔣業華等人[19]設計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，經熱處理后硬度達到64.2HRC，沖擊韌性達到5.88J/cm2，與標樣Cr15Mo3相比，熱處理態Cr28 試樣的磨蝕失重量明顯下降，相對耐磨性達到1.95。在此基礎上，葉小梅和蔣業華等人[20]研究了定向凝固工藝制備的高鉻鑄鐵Cr28 的組織與性能，研究發現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。

石家莊工業泵廠韓躍[21]設計了一種含鉬2.5%～4.0%的過共晶高鉻鑄鐵，鑄件硬度可達到57HRC，沖擊韌性達到5J/cm2，有效降低了廢品率，與傳統高鉻鑄鐵BTMCr26材料相比，相對耐磨性提高30%以上，將此鑄鐵應用在渣漿泵上，可以大幅提高渣漿泵在高磨蝕工況下的使用壽命。據統計，全世界由腐蝕磨損造成的經濟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]，這表明腐蝕對材料造成的破壞十分嚴重，因此在不降低高鉻鑄鐵耐磨性的前提下，研制服役環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，通過磨蝕試驗發現45-4 和45-5 兩種材料的耐磨蝕性能優良。

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 鑄鐵的化學成分[25] w/%

為解決渣漿泵用材料的嚴重腐蝕導致壽命縮短問題，譚飛等人[26]開發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行對比，三種材料的化學成分如表2 所示。研究發現A 合金的自腐蝕電位最高、腐蝕電流密度最小、鈍化區間較寬、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定，耐蝕性更強，可以作為多種離子混合的腐蝕環境中的新型渣漿泵用材料。

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

研究人員通過合金化、變質處理等方法改善高鉻鑄鐵的沖擊韌性、耐磨蝕性等性能，延長鑄件的使用壽命，但同時價格高昂的Ti、V、Nb、Mo 和Ni 等合金元素增加了高鉻鑄鐵的生產成本，我國每年渣漿泵過流件的消耗高達數十億，探索新的合金化方法，降低其生產成本顯得至關重要。因此研究Si、N 兩種廉價合金化元素改善高鉻鑄鐵綜合性能，是開發新型高鉻鑄鐵的新思路。

3 高鉻鑄鐵硅合金化研究進展

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性，Si 可以在熔體表面形成一層薄而堅韌的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Si 作為合金化元素時，通過影響高鉻鑄鐵的基體及碳化物，從而調控其性能。

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網狀分布，對基體割裂嚴重，從而導致其韌性差，脆性高等缺陷，限制了耐磨性能的發揮，難以滿足苛刻工況下的性能要求。Si 元素價格低廉，對于降低高鉻鑄鐵的生產成本具有重要意義。研究人員通過添加Si 元素能夠降低奧氏體穩定性，增加馬氏體轉變量，并使網狀共晶碳化物斷開，提高亞共晶高鉻鑄鐵的強韌性。楊松濤等人[28]發現高硅含量降低高鉻鑄鐵基體組織向馬氏體轉變的傾向，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珠光體，塑變性能好，不易產生疲勞裂紋，基體組織穩定，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，生產成本低，適宜于制造球磨機磨球。

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，發現隨著Si 含量的增加，碳化物增加，組織略有細化，同時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對鑄態和熱處理態亞共晶高鉻鑄鐵組織和力學性能的影響，鑄態狀態下基體組織由奧氏體轉變為珠光體，并發現兩種類型的珠光體，外沿處為富碳貧鉻的片狀珠光體，內部為富鉻貧碳的粒狀珠光體，1.5%Si 試樣的共晶碳化物細化明顯，這得益于共晶溫度的降低。隨后設計了淬火950℃，保溫時間為5min～14h 的一系列熱處理試驗，發現當淬火時間為30min 時，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，此時基體中析出的二次碳化物分別呈桿狀和細小顆粒狀，如圖1 所示。抗拉強度由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]進一步研究了兩種Si 含量高鉻鑄鐵的耐磨性，當磨損載荷由20N 增加至100N 時，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，提高力學性能。但Lai 認為Si 可以增加了C 在基體中的溶解度，此觀點與Wiengmoon A等[27]研究者不一致，有待進一步考證。

圖1 高鉻鑄鐵去穩處理后的顯微組織

G.Powell 等人[33]認為1.2%～1.6%Si 的亞共晶高鉻鑄鐵中，隨著硅含量提高，網狀共晶碳化物有斷開的趨勢，減少對基體的割裂，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，研究認為Si 只固溶于基體，降低了基體的含Cr 量，改變碳化物形態。研究發現在堆焊層中有大量的Cr7C3碳化物，提高了堆焊層的耐蝕性。當Si 含量達到10%時，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，研究發現基體為珠光體，認為Si 能細化碳化物，并使其均勻分布。而熱處理幾乎沒有效果，與鑄態相比甚至有增加磨損量的趨勢。E.Karantzalis 等人[36]則認為Si 促進珠光體轉變，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，發現Si 阻礙共晶碳化物M7C3的形核，但不影響其體積、形貌及長大趨勢，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，奧氏體基體易轉變為馬氏體，合金硬度提高。但當Si 含量為2.2%時，材料淬透性降低，奧氏體基體轉變為珠光體，硬度略微降低。研究認為Si 含量在1.6%～2.2%之間，硬度及耐磨性能表現較好。而Shen 和Zhou[12]認為Si 的加入增加了共晶碳化物形核質點，碳化物邊沿處熔體中Si 的聚集阻礙了碳化物的長大，生成細小且不連續的共晶碳化物，并在研究中發現兩種共晶生長方式，碳化物與基體共生生長形成細小共晶組織，而離異生長形成粗大的共晶組織。

張衛[37]研究了熱處理工藝對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℃時達到最高硬度49.1HRC，但其抗泥沙磨損性能隨淬火溫度的升高呈現出先降低后升高。回火處理表明回火溫度在200～480℃之間時，高硅高鉻鑄鐵的硬度基本保持不變，當回火的溫度從480℃繼續升高后，高硅高鉻鑄鐵的硬度有明顯的下降；在200℃低溫回火時，回火時間對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，隨著回火保溫時間的延長，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℃時相比，效果更好。

3.2 過共晶高鉻鑄鐵

近年來，對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 變質劑對碳化物形貌進行調控，從而提高過共晶高鉻鑄鐵綜合力學性能，因此研究Si 在過共晶高鉻鑄鐵中的作用機理具有重要意義。

G.L.F.Powell 等人[14]研究了Si 對Fe-Cr-C合金的初生碳化物形貌的影響，研究發現7%Si 使亞共晶組織轉變為過共晶組織，增大過冷度，使初生碳化物晶粒細化呈六角狀，且分布均勻，生成的M7C3初生碳化物優先生長方向為[0001]，而在亞共晶組織中的碳化物優先生長方向接近[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。研究發現含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。經退火處理后，試樣的硬度較鑄態下降。經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、碳等合金元素導致的。

表3 高鉻鑄鐵的化學成分[38]w/%

耒增義[10]研究了0.8%、1.5%、2.0%、3.0%和4.0%Si 對含3.0%C 和15%Cr 高鉻鑄鐵顯微組織及機械性能的影響，發現硅含量越高，硬度越高，獲得高硬度的熱處理溫度越高。鑄態試樣中，隨硅量增加，碳化物數量增加，合金從亞共晶過渡到過共晶，當Si 含量為3.0%時達到共晶組織；0.8%Si試樣鑄態組織為枝晶奧氏體和網狀共晶碳化物；硅量增大到1.5%時，組織為奧氏體、碳化物和少許珠光體；3.0%Si 試樣基體完全轉變為珠光體，網狀碳化物斷開呈尖角狀。對于Si 含量為3.0%的試樣，熱處理工藝為淬火3h+250℃回火2h，發現經980℃淬火處理后的組織為珠光體+共晶碳化物+二次碳化物；經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1100℃淬火處理后出現馬氏體針，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間的延長，網狀共晶碳化物斷開，形態趨于良好。研究表明：硅量增加，使共晶點左移，共析溫度提高，碳化物的含量增加，網狀碳化物斷開呈尖角狀，經1100℃、3h 高溫熱處理可使碳化物呈孤立團塊狀分布，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 對高鉻鑄鐵初生奧氏體穩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變為過共晶，試樣的凝固組織及硬度如表4 所示。研究結果表明，隨著Si/C 增加，初生奧氏體中固溶態Si 原子含量增加，C、Cr 原子含量減少，碳化物增加，同時奧氏體穩定性降低，更易于獲得馬氏體組織，同時Si 原子的固溶強化提高材料的硬度。研究發現初生碳化物生長初期粗大，后期生長受限，認為是由于初生碳化物周圍基體中硅量的增加，阻礙碳原子擴散至碳化物造成的。Si 原子聚集在基體內呈梯度分布，內部出現高硅區，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、凝固反應溫度范圍先收窄再擴大共同作用導致的。

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%的混合稀土金屬對高鉻鑄鐵滑動磨損行為的影響。熱處理工藝有兩類，其一是1100℃空冷+250℃回火，其二是鑄態經250℃回火去應力。研究發現：Si 能夠細化晶粒，增加共晶碳化物的體積分數；當Si 量超過3.0%時，奧氏體基體傾向于轉變為珠光體基體，而不是馬氏體；磨損試驗中載荷較小（42N、91N）時，磨損失重相差不大，研究認為這與Fe2O3和Fe3O4氧化膜的生成有關；當載荷增加時，2.0%Si 含量的試樣組織細化程度高，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，2.0%Si 含量的試樣中碳化物細小且孤立，斷裂深度最淺，這有利于耐磨性的提高。研究認為含硅高鉻鑄鐵的耐磨性主要取決于碳化物的形態和尺寸，而熱處理對耐磨性沒有明顯的提高。A.Bedolla-Jacuinde 等人[40]進一步研究了Si 含量（0～5.0%）對鑄態和熱處理態下16.8%Cr、2.56%C 高鉻鑄鐵的影響。發現Si 只存在于基體中，減少了奧氏體基體中C、Cr 量，Ms 點提高，促進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，細化晶粒，但當Si 含量超過3.0%時，導致珠光體/鐵素體的形成，共晶碳化物匯聚長大，形態變得不規則。鑄態基體組織的顯微硬度隨Si 含量增加而增加，在3.0%Si 時硬度達到410HV，研究認為這得益于硅在奧氏體中的固溶強化。Si 含量超過3.0%，形成了細小珠光體，強化機制發生變化，硬度繼續提高。經熱處理工藝1000℃，45min 去穩化處理，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Si 量達到4.0%以上時，基體組織轉變為鐵素體，二次碳化物也隨之減少；3.0%Si 含量的熱處理態試樣硬度最高，Si 量繼續增加，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。

石管華等人[41]比較了1.48%Si 和3.23%Si 的燒結態高鉻鑄鐵組織與性能，發現：1.48%Si 合金為亞共晶組織，碳化物呈規則的短棒狀，3.23%Si合金組織為典型的過共晶組織，碳化物體積分數增加，形狀不規則；Si 原子固溶于奧氏體基體中，降低C、Cr 原子的溶解度，奧氏體穩定性降低，易轉變為珠光體組織；與1.48%Si 的合金相比，3.23%Si 合金的硬度、沖擊韌性、抗彎強度都有所下降，斷裂機制均為脆性解理斷裂。

X.H.Zhi 等人[42]研究了含Si 變質劑對過共晶高鉻鑄鐵初生碳化物細化效果，發現加入1.2%的含Si 稀土變質劑使過共晶高鉻鑄鐵的初生碳化物明顯細化，沖擊韌性也由2.5J/cm2增加至4.3J/cm2。研究認為RE、Al 和Si 可能聚集在M7C3碳化物的優先生長面，阻礙了初生碳化物的生長，因此改善碳化物形貌，但對于該機制沒有進一步研究驗證。

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 元素導致的珠光體轉變趨勢，當Si 含量超過2.5%時，合金中出現細珠光體組織；研究認為適量的Si 降低奧氏體的穩定性，提高了MS點，增加馬氏體含量，提高材料的硬度及耐磨性。過高的Si 含量會降低合金淬透性，導致組織發生珠光體轉變。研究認為提高基體硬度、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 對凝固過程的影響

（1）Si 元素使鐵碳平衡相圖中的共晶點左移，碳當量增大，促進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變溫度，增大了凝固所需的過冷度，使共晶碳化物更細且分布更加彌散[6，37]。

（2）Si 含量增加，共析溫度提高，縮小奧氏體區，降低奧氏體的穩定性，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 以固溶態存在于基體組織中，并不存在于碳化物中。有文獻[9]研究發現Si 在基體中呈梯度分布，奧氏體基體內部出現高硅區，而邊緣含硅量較低。但也有文獻[10，11]認為Si 元素在基體中分布不均勻，Si 富集在奧氏體基體邊緣，而遠離碳化物的奧氏體內部的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，但是會影響碳化物的體積分數、形態及分布。

（1）許多研究證明，鑄態試樣中，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]認為Si 可以增加C 在基體中的溶解度，這一矛盾觀點還有待研究。

（2）大部分文獻[12，31，32，39，40]認為，Si 能夠降低共晶溫度，增加碳化物形核質點，細化碳化物，改善組織形態，但Si 含量過多易生成珠光體，共晶碳化物匯聚長大導致晶粒粗化。有文獻[13，14]則持有不同看法，認為Si 阻礙了碳化物形核，導致碳化物略微粗化。還有文獻[42]指出，Si 可能吸附在初生碳化物優先生長表面，從而抑制碳化物生長，細化晶粒。上述結論都只是由研究者從試驗現象中得出，但并未進行進一步考證，具體晶粒細化機制值得探索。

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

4.4 Si 對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的加入會影響基體組織相變。

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

（2）當Si 含量偏高時，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相交，導致過冷奧氏體在相同冷速不轉變為馬氏體，而是轉變為珠光體，導致高鉻鑄鐵性能下降。

由于珠光體的綜合力學性能較馬氏體差，有文獻[6]通過添加Ni、Cu 和Mo 元素限制Si 引起的珠光體轉變趨勢，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性能。

4.5 Si 對熱處理的影響

高鉻鑄鐵能夠進行熱處理的根本原因是基體能夠發生同素異構轉變，轉變過程需要借助高溫狀態下原子的擴散運動來完成。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、時間等相關工藝。

當Si 含量適中時，可以降低奧氏體的穩定性，提高熱處理過程中馬氏體轉變量，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 含量對熱處理的溫度、時間都有影響。Ling Chen[38]在對0.8%Si 和1.47%Si 的高鉻鑄鐵進行940℃，2h 的淬火處理后，發現0.8%Si 的試樣硬度反而更高。L.Goyos[35]和A.B.J[39]都認為熱處理對含Si 高鉻鑄鐵沒有效果，甚至有降低耐磨性的趨勢，這一現象比較反常。經文獻調研發現，耒增義[10]設計了一系列熱處理溫度，發現Si 量越高，試樣得到高硬度的熱處理溫度就越高。張衛[37]研究了熱處理工藝對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，發現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℃時達到最高硬度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950℃，30min 淬火處理后，基體硬度提高了2 倍以上，抗拉強度、沖擊韌性和耐磨性都得到增強。結合上述試驗，筆者認為熱處理對含Si 高鉻鑄鐵性能是有提升作用的，而有研究者認為熱處理沒有效果，這可能是因為Si 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間過短，原子擴散不充分，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保溫時間，使合金元素擴散更加充分，改善熱處理態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至關重要。如果Si 量過多，基體轉變為珠光體或鐵素體，則需要更高的熱處理溫度或更長的保溫時間才能達到理想的效果。

4.6 Si 對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化，網狀碳化物斷開，改善碳化物形貌，同時Si 提高了Ms 點，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。但當加入過量的Si 時，共晶碳化物匯聚長大導致粗化，奧氏體基體的穩定性和淬透性降低，易轉變為珠光體甚至鐵素體，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現基體表面形成致密的SiO2保護膜，顯著提高鑄鐵的耐蝕性，高硅鑄鐵在同樣濃度的酸性環境中的耐蝕性比在堿性環境中更好[43，44]。

Si 在高鉻鑄鐵中的機理還不明確，如分布規律、初生碳化物細化機制、共晶碳化物斷網機制都值得深入研究，這對于Si 合金化的應用具有指導意義。

5 高鉻鑄鐵氮合金化研究進展

5.1 亞共晶、共晶高鉻鑄鐵

氮元素可以調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，細化共晶碳化物，以提高硬度，沖擊韌性等綜合力學性能。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氣加壓熔煉[45]。

Fugang Lu 等人[7，46]利用真空感應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則，基體中析出少量二次碳化物。含氮高鉻鑄鐵組織得到細化，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。在沖蝕磨損試驗中，由于氮對基體的固溶強化的作用，促進二次碳化物的析出，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。力學性能如表5 所示，研究認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]

為進一步研究N 元素對高鉻鑄鐵的影響，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。研究發現：共晶碳化物與馬氏體基體交界處形成M7C3-鐵素體-馬氏體的夾層結構，二次碳化物Cr2C（ˉ1011）面與馬氏體（110）面為共格關系，錯配度僅為2.73%。通過相圖計算認為Cr2C 相可能是Cr（2C，N）相。氮化物作為形核核心細化晶粒，固溶態氮提高基體的電極電位，促進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]認為氮元素能夠細化晶粒，促進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]認為當殘余奧氏體含量低于10%時，經過氮合金化的高鉻鑄鐵析出氮碳化物，耐磨性得到改善，深冷處理可以進一步提高耐磨性，過多的殘余奧氏體則對耐磨性不利。

郭帥等人[50，51]研究了氮合金化和深冷處理對亞共晶高鉻鑄鐵性能的影響，氮起到固溶強化的作用，并且氮是擴大奧氏體區元素，穩定奧氏體基體。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，發現鑄態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型碳化物明顯被細化，獲得良好的硬度和耐磨性，這可能與Ti2N 作為異質形核核心有關。當氮含量為0.075%和0.20%時，鈍化曲線的最大電流值低，鈍化時間短，這表明高鉻鑄鐵耐蝕性提高，研究認為氮元素能穩定奧氏體相，提高基體的電極電位和鈍化膜修復能力，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。

在劉石球鈦氮復合研究的基礎上，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%的三組鑄態亞共晶高鉻鑄鐵試樣，探討了氮和鈦復合加入對組織演變和沖擊韌性的影響。研究表明，鑄態組織下隨著氮含量的增加，奧氏體相增多，晶粒得到細化，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生的簇狀位錯。0.2%N 奧氏體中的位錯數量更少，分布更均勻，抑制了馬氏體相變，研究認為這可能是氮元素穩定和強化奧氏體基體的重要原因。面心立方結構的T（iC,N）可以作為形核質點，但數量不到1.0%。N 元素取代C 元素產生晶格畸變，導致易于形核的位錯和堆垛層錯等晶體缺陷增加，影響碳化物生長及其形貌，因此碳化物得到細化并均勻分布，材料的硬度和沖擊韌性分別在0.2%N 和0.075%N 時達到最大值，分別為49HRC、20.79J/cm2。研究認為氮原子產生的晶格畸變可能是導致晶粒細化的主要原因，而不是異質形核。

Ibrahim.Mervat M 等人[53]研究了0.026%、0.070%、0.093%和0.150%的氮含量對含鈮鑄態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。研究發現，N 元素優先固溶在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）作為形核質點，初生奧氏體和共晶碳化物逐漸得到細化。沖擊韌性值在0.093%N 時達到最大，為12J/cm2。0.15%N 時沖擊韌性略微下降，可能是由于基體和碳化物中含碳量增加導致的。耐磨性隨氮含量增加而提高，0.15%氮時耐磨性最好，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]研究了氮對亞共晶高鉻鑄鐵耐高溫性能的影響，認為氮元素的加入使碳化物形態由長條狀向條塊狀轉變，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，導致氧向內部擴散，弱化了氧化膜與基體的結合，高溫抗氧化性能下降。

5.2 過共晶高鉻鑄鐵

氮元素可以促進過共晶高鉻鑄鐵初生碳化物的細化，提高基體的淬透性和電極電位，研究人員在調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條狀碳化物，含氮量為0.05%時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變緩，含氮量為0.4%時硬度最高，為64.5HRC。高鉻鑄鐵沖擊韌性先上升后降低，在0.07%氮含量時達到最高，為6.4J/cm2。回火溫度提高時，高鉻鑄鐵的韌性上升，硬度下降。適當降低淬火溫度可以提高韌性，當淬火溫度為980℃時，0.07%含氮量的高鉻鑄鐵韌性達到最高7.2J/cm2，硬度為60.5HRC。

曾天佑[56]研究了鈦氮復合加入對過共晶高鉻鑄鐵組織和性能的影響，研究結果表明：復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，組織明顯細化，碳化物分布更加均勻，長條狀初生碳化物逐漸細化。Ti2N 黑色顆粒可能作為形核質點細化晶粒，1.2%Ti+0.2%N 高鉻鑄鐵的硬度達到49.3HRC，沖擊韌性值達到了4.49J/cm2，表現出良好的耐磨性。隨著Ti、N 的加入，過共晶高鉻鑄鐵的磨損機制由粘著磨損轉變為磨粒磨損，斷口類型由脆性解理斷裂轉變為準解理斷裂。

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

Jibo Wang 等人[59]研究了0.09%和0.19%N 對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。研究發現：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變為彎折，裂紋減少，耐磨性得到顯著改善。經錯配度計算，發現形成的面心立方（Ti，Nb）（C，N）氮碳化物（110）面與M7C（3010）面的晶格錯配度為6.15%，可以作為形核質點進行晶粒細化，兩者的晶體學關系如圖4、5 所示。

圖4 （Ti，Nb）（C，N）和（Cr，Fe）7C3 的晶體學關系

圖5 晶面（110）（Ti，Nb）（C，N）和晶面（010）（Cr，Fe）7C3 的相對位置[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，相圖計算表明，在凝固過程中T（iC，N）優先于初生碳化物M7C3析出，在初生碳化物的內部及邊緣位置都有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，說明碳化物細化是提高耐磨性的主要原因。通過第一性原理對TiN（111）/Fe3Cr4C3（0001）界面之間的表面能、電子結構及成鍵特性進行計算，發現TiN 與M7C3碳化物之間的成鍵均為共價、金屬和離子的混合鍵，不同原子之間的成鍵較強，界面表現出較好的穩定性，為T（iC，N）成為初生碳化物M7C3異質形核核心提供了理論基礎。

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：化合態氮和固溶態氮。氮與V、Ti、Cr、Fe 等形成的高熔點硬質氮化物，共晶反應時作為形核質點細化晶粒，改善組織形態。氮含量較少時，氮主要以固溶態存在，氮原子半徑較小，固溶態氮密集在位錯上阻礙位錯運動，起到固溶強化作用。熱處理時固溶態氮會以細小彌散的氮化物形態析出，作為彌散強化劑阻止晶粒長大，保證熱處理后組織仍較細小，同時氮能穩定奧氏體區，氮含量越高，熱處理后殘余奧氏體也越多。另外，在設置氮加入量時，應考慮氮的溶解度，以免造成氣孔和浪費，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 對高鉻鑄鐵組織的影響

（1）氮能夠擴大奧氏體區，其效果是Ni 的20倍。氮的加入起到穩定奧氏體的作用，使C 曲線等溫轉變的孕育期延長，轉變過程變慢，Ms 點降低，淬透性提高，由于高鉻鑄鐵基體中飽和C、Cr、N，淬火時部分奧氏體不轉變，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，阻礙位錯運動，固溶強化基體。

（3）氮元素能夠細化晶粒，促使長條狀的共晶碳化物轉變為塊狀共晶碳化物，形態逐漸變得圓鈍，并促進二次碳化物的析出，起到彌散強化作用[7，55]。

6.3 N 細化晶粒機理

氮元素細化晶粒的機理目前有以下幾種認識：

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

（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TEM標定和錯配度計算認為可以作為異質形核核心，從而細化晶粒。Cr 與N 結合能力較弱，形成的氮化物量很少，細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生固溶強化效果，晶格畸變增加，通過TEM 透射電鏡發現位錯等缺陷數量增加，由于缺陷處晶格畸變能高，能量起伏大，易于形核，從而起到細化晶粒的作用[56，59，60]。

6.4 N 對高鉻鑄鐵性能的影響

氮的加入能夠細化晶粒，改善碳化物形態，促進二次碳化物的析出，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，提高鈍化膜修復和再鈍化能力，提高高鉻鑄鐵的耐蝕性，同時氮促使二次碳化物析出，起到彌散強化的作用，高鉻鑄鐵的沖蝕性能得到提高。

氮提高耐蝕性的作用機制為：

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

（2）氮和鉬元素有協同作用，能夠促進Cr（OH）3去質子化，促進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，阻礙點蝕的發生[66，67]。

7 總結與展望

渣漿泵廣泛用于礦山，冶金、電離、煤炭、化工等行業，用于輸送含有各種固體顆粒的腐蝕性漿液，我國每年渣漿泵過流件消耗量巨大，不僅要求其具有優異的耐磨性，也應該具有一定的沖擊韌性和耐蝕性。減少渣漿泵磨損，延長使用壽命，降低生產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，降低生產成本，研發高硬度、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展趨勢下，更需要深入研究其對過共晶高鉻鑄鐵組織和性能的影響，繼續探索Si、N 合金化作用機制，為新型渣漿泵用高鉻鑄鐵材料的研發提供新思路。

（2）目前關于Si、N 在高鉻鑄鐵中的分布規律、晶粒細化機制等研究仍有爭議，探索Si、N 的作用機制對于兩種元素添加量的精確控制至關重要，因此未來十分有必要進行繼續深入研究。

（3）目前沒有檢索到Si、N 復合添加調控高鉻鑄鐵性能的文獻，研究兩種合金元素的協同作用機理，優化化學成分配比，探索新型合金化方法，在保證材料性能的同時，降低合金化成本仍然是該領域重點研究方向之一。

（4）渣漿泵用高鉻鑄鐵對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，以及建立模型來預測和調控基體，獲得最佳的耐蝕性能，是值得探索的重要問題和方向。

（5）將第一性原理計算，相圖計算等計算機模擬技術應用到成分設計和新材料研發上，從微觀角度解釋材料成分，組織與性能的關系，深入探討Si、N 兩種合金元素的作用機理。

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