一种新型的含镍耐蚀高硅铁基合金

借助光学显微镜、扫描电镜、能谱分析、X衍射分析和力学性能检测设备及腐蚀性能检测仪器等手段,结合奥氏体不锈钢的设计思路以及Fe-Ni-Si和Fe-Mn-Si三元相图,分析了普通高硅铁基合金的性能和组织,设计并研究了含镍或锰奥氏体高硅铁基合金的组织、力学性能和耐蚀性能.结果表明:普通高硅铁基合金的基体均为铁素体,主要是长程有序的Fe3Si相,这种相有低温脆性现象同时是合金产生硅脆的根本原因.在合金中加入18%的镍,能使合金中出现奥氏体相,其冲击韧性达到5.52J·cm-2,比普通高硅铁基合金提高7倍以上,腐蚀率和普通高硅铁基合金相当.

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D0I:10.13374/i.issnl00113.2007.02.031 第29卷第2期北京科技大学学报 Vol.29 No.2 2007年2月 Journal of University of Science and Technology Beijing Feh.2007 一种新型的含镍耐蚀高硅铁基合金李具仓12) 陈银莉)汪淑英) 赵爱民)王丽娜) 1)北京科技大学治金工程研究院，北京1000832)酒泉钢铁（集团）有限公司，嘉峪关735100 摘要借助光学显微镜，扫描电镜、能谱分析、X衍射分析和力学性能检测设备及腐蚀性能检测仪器等手段，结合奥氏体不锈钢的设计思路以及Fe-Ni-Si和Fe一MnSi三元相图，分析了普通高硅铁基合金的性能和组织，设计并研究了含镍或锰奥氏体高硅铁基合金的组织，力学性能和耐蚀性能.结果表明：普通高硅铁基合金的基体均为铁素体，主要是长程有序的F3Si相，这种相有低温脆性现象同时是合金产生硅脆的根本原因。在合金中加入18%的镍，能使合金中出现奥氏体相，其冲击韧性达到5.52Jcm2,比普通高硅铁基合金提高7倍以上，腐蚀率和普通高硅铁基合金相当. 关键词高硅铁基合金：奥氏体：冲击韧性：腐蚀率分类号TG174.2+1 硅在高硅铁基合金中是耐酸的重要元素，在铁工业所需的静载荷的耐蚀铸件，用于制造外加电流基合金中加入硅，达到一定的数量，能形成致密的阴极保护用的辅助阳极铸件，同时也适于制造承受 SO2氧化膜（钝化膜），随着硅加入量进一步的增较大冲击载荷的零部件，是其应用的历史性突破，加，这种氧化膜（钝化膜）更加致密和完整，合金的耐蚀性能进一步提高，硅的质量分数必须达到14.5% 1 实验以上才能形成致密的氧化膜，但是，高硅耐蚀铸铁 1.1合金试样的制备由于它的固有特性所决定，又存在着强度和冲击韧成分设计方案：主要参考了奥氏体不锈钢的设性低、硬度高、脆性大、导热系数小以及膨胀系数大计思路，由于硅的加入提高了铬的当量，设计用镍和等缺点，以致在铸造生产及应用时，很容易产生缩锰来提高镍的当量，使合金成分处于产生奥氏体的松、缩孔和裂纹等缺陷，不能经受剧烈的温度变化及合理成分范围.同时结合Fe-Ni-Si、Fe一MnSi三承受高压，机械加工比较困难，从而在一定程度上限元相图和FeSi,FeNi、NiSi、Fe一Mn、MnSi二元制了该材料的推广和应用，国内外做了大量的研相图，制定相应的热处理工艺，使合金中产生奥氏体究，主要是加入不同的合金元素提高高硅铁基合金相，成分设计如表1. 的力学性能：国内主要是加入稀土、铜、铬、钼等，俄表1合金的化学成分（质量分数）罗斯有加入钒、钇、铅、硒等元素来提高耐蚀和力学 Table I Chemical composition of the experimental alloys 性能，日本有加入镁和铜来提高力学性能，但冲击韧性都很难达到2.0Jcm-2以上，在力学性能上没有合金 Si Mn P Ni 编号大的突破)，本文为了解决高硅铁基合金脆性 si150.5-1.014.515.50.3~0.8<0.03<0.02 大、塑性低的问题，分析了高硅铁基合金的组织和性 Mnm250.51.014.515.52426<0.03<0.02 能，找出了其脆性大、塑性低产生的机理，改变了传 Ni180.51.014.5~15.50.30.8<0.03<0.0216~20 统高硅铁基合金铁素体组织，根据奥氏体不锈钢的设计思路，分析Fe一Ni一Si和Fe一MnSi三元相图山，通过大量实验研究，成功使高硅铁基合金实验合金采用生铁、优质废钢、75SiFe、锰铁和镍板以及稀土，按表1设计的成分进行配料.将合中出现了奥氏体组织，这一突破性地研究，大大提高金在50kg中频无芯感应炉中熔化后浇注，浇注尺合金的力学性能，解决了高硅铁基合金的缺点，使此寸为20mm×120mm的试棒，经高温退火后使类合金不但可以用于化工、石油、化纤、冶金、国防等用收稿日期：2006-10-12修回日期：2006-12-12 1.2实验方法作者简介：李具仓(1969一)，男，高级工程师，博士研究生；赵爱民用Laborlux 12型光学显微镜和Cambridge (1962-),男，教授，博士生导师 S360型扫描电镜进行其金相组织观察和能谱分

一种新型的含镍耐蚀高硅铁基合金李具仓12）陈银莉1）汪淑英1）赵爱民1）王丽娜1） 1）北京科技大学冶金工程研究院北京100083 2）酒泉钢铁（集团）有限公司嘉峪关735100 摘要借助光学显微镜、扫描电镜、能谱分析、X 衍射分析和力学性能检测设备及腐蚀性能检测仪器等手段结合奥氏体不锈钢的设计思路以及 Fe－Ni－Si 和 Fe－Mn－Si 三元相图分析了普通高硅铁基合金的性能和组织设计并研究了含镍或锰奥氏体高硅铁基合金的组织、力学性能和耐蚀性能．结果表明：普通高硅铁基合金的基体均为铁素体主要是长程有序的 Fe3Si 相这种相有低温脆性现象同时是合金产生硅脆的根本原因．在合金中加入18％的镍能使合金中出现奥氏体相其冲击韧性达到5∙52J·cm －2比普通高硅铁基合金提高7倍以上腐蚀率和普通高硅铁基合金相当．关键词高硅铁基合金；奥氏体；冲击韧性；腐蚀率分类号 TG174∙2＋1 收稿日期：20061012 修回日期：20061212 作者简介：李具仓（1969－）男高级工程师博士研究生；赵爱民（1962－）男教授博士生导师硅在高硅铁基合金中是耐酸的重要元素在铁基合金中加入硅达到一定的数量能形成致密的 SiO2氧化膜（钝化膜）随着硅加入量进一步的增加这种氧化膜（钝化膜）更加致密和完整合金的耐蚀性能进一步提高．硅的质量分数必须达到14∙5％以上才能形成致密的氧化膜．但是高硅耐蚀铸铁由于它的固有特性所决定又存在着强度和冲击韧性低、硬度高、脆性大、导热系数小以及膨胀系数大等缺点．以致在铸造生产及应用时很容易产生缩松、缩孔和裂纹等缺陷不能经受剧烈的温度变化及承受高压机械加工比较困难从而在一定程度上限制了该材料的推广和应用．国内外做了大量的研究主要是加入不同的合金元素提高高硅铁基合金的力学性能：国内主要是加入稀土、铜、铬、钼等俄罗斯有加入钒、钇、铅、硒等元素来提高耐蚀和力学性能日本有加入镁和铜来提高力学性能但冲击韧性都很难达到2∙0J·cm －2以上在力学性能上没有大的突破［1－6］．本文为了解决高硅铁基合金脆性大、塑性低的问题分析了高硅铁基合金的组织和性能找出了其脆性大、塑性低产生的机理改变了传统高硅铁基合金铁素体组织根据奥氏体不锈钢的设计思路分析 Fe－Ni－Si 和 Fe－Mn－Si 三元相图［7－11］通过大量实验研究成功使高硅铁基合金中出现了奥氏体组织这一突破性地研究大大提高合金的力学性能解决了高硅铁基合金的缺点使此类合金不但可以用于化工、石油、化纤、冶金、国防等工业所需的静载荷的耐蚀铸件用于制造外加电流阴极保护用的辅助阳极铸件同时也适于制造承受较大冲击载荷的零部件是其应用的历史性突破． 1 实验 1∙1 合金试样的制备成分设计方案：主要参考了奥氏体不锈钢的设计思路由于硅的加入提高了铬的当量设计用镍和锰来提高镍的当量使合金成分处于产生奥氏体的合理成分范围．同时结合 Fe－Ni－Si、Fe－Mn－Si 三元相图和Fe－Si、Fe－Ni、Ni－Si、Fe－Mn、Mn－Si 二元相图制定相应的热处理工艺使合金中产生奥氏体相成分设计如表1．表1 合金的化学成分（质量分数） Table1 Chemical composition of the experimental alloys ％合金编号 C Si Mn P S Ni Si15 0∙5～1∙014∙5～15∙50∙3～0∙8 ＜0∙03 ＜0∙02 － Mn250∙5～1∙014∙5～15∙5 24～26 ＜0∙03 ＜0∙02 － Ni18 0∙5～1∙014∙5～15∙50∙3～0∙8 ＜0∙03 ＜0∙02 16～20 实验合金采用生铁、优质废钢、75Si－Fe、锰铁和镍板以及稀土按表1设计的成分进行配料．将合金在50kg 中频无芯感应炉中熔化后浇注浇注尺寸为●20mm ×120mm 的试棒经高温退火后使用． 1∙2 实验方法用 Laborlux 12 型光学显微镜和 Cambridge S－360型扫描电镜进行其金相组织观察和能谱分第29卷第2期 2007年 2月北京科技大学学报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol．29No．2 Feb．2007 DOI:10．13374／j．issn1001－053x．2007．02．031

.126 北京科技大学学报第29卷析.冲击韧性按照国际标准化组织(IS0)推荐的标率.实验用失重法计算其腐蚀率，计算公式为：准在JB5型摆锤冲击韧性实验机测量试样断裂的冲 △m=m0-m 击功，用千分尺测量试样的冲击断口尺寸，按下式计 t.S (2) 算各种试样的冲击韧性：数据是三次实验的平均值.式中，△m为腐蚀率（腐便蚀失重)gm2h或gm2a1；m0为试样腐蚀 (1) A 前的质量，gm:为试样受腐蚀后的质量，gt为试其中，4为冲击韧性，Jcm2;W为冲击功，J;A为样受浸蚀的时间，h或a;S为试样表面积，m2. 断口的截面积（圆的面积是πR),cm2. 电源冲击韧性为三次实验的平均值硬度测量采用HR一1500型洛氏硬度计，按照国标GB/T230-91规定测量试样的洛氏硬度.为了辅助电极试样检测试样的硬度，在电火花切割机截取的20mm× 5mm的试样上，沿着直径方向由一端向另一端测量硬度情况，硬度值为四点的平均值图1通电腐蚀实验的装置图通电腐蚀试样是采用电火花切割机直接从铸件 Fig-1 Device of corrosion experiment loading current (楔形块)上截取50mm×10mm×5mm试片，用 2实验结果及分析图1的实验装置，试样进行120粒的粗磨，然后在皂液中清洗，接着在蒸馏水和丙酮中漂洗、干燥，确定 2.1高硅铁基合金的组织总的表面积，在10g感量的光电精密天平上称量，从图2可以明显的看出：Si15合金的基体组织浸泡在不同酸中一定时间后，目测，进行全面的刷洗是单一的基体和线状的石墨组织；合金Mn25和合和清洁除掉任何缩松的腐蚀生成物，称重，得出腐蚀金Ni18的组织比较复杂，是由多元相组成， 20m 2um 图2不同成分的高硅铁基合金的sEM照片.(a)Sil5:(b)Mn25:(c)i18 Fig.2 SEMimages of high-silicon iron-based alloys with different compositions:(a)Si15;(b)Mn25;(c)Nil8 图2中SEM照片上各点的能谱分析如图3和中A点能谱分析结果：Si16.58%,Fe39.82%, 图4所示，图2(b)中A点能谱分析结果： Ni22.98%;B点能谱分析结果：Si12.83%, Si17.98%,Mn21.95%,Fe36.28%;B点能谱分析 Fe63.47%,Ni7.24%;C点能谱分析结果：结果：Si9.58%,Mn25.99%;fe41.95%.图2(c) Si12.52%,Fe64.02%,Ni3.53%. 3000 A点 B点 2000 Si Mn Mn F Fe 500 1000 Fe Mn Mn Fe 6 E/keV E/kev 图3图2(b)中A和B点的谱图 Fig-3 Energy spectrum analysis of Points A and B in Fig.2(b) 不同成分的高硅铁基合金的X光衍射结果分析如图5所示.通过X衍射结果可以得出Si15合

析．冲击韧性按照国际标准化组织（ISO）推荐的标准在 JB5型摆锤冲击韧性实验机测量试样断裂的冲击功用千分尺测量试样的冲击断口尺寸按下式计算各种试样的冲击韧性： αk＝ W A （1）其中αk 为冲击韧性J·cm －2 ；W 为冲击功J；A 为断口的截面积（圆的面积是πR 2）cm 2．冲击韧性为三次实验的平均值．硬度测量采用 HR－1500型洛氏硬度计按照国标 GB／T230－91规定测量试样的洛氏硬度．为了检测试样的硬度在电火花切割机截取的●20mm× 5mm 的试样上沿着直径方向由一端向另一端测量硬度情况硬度值为四点的平均值．通电腐蚀试样是采用电火花切割机直接从铸件（楔形块）上截取50mm ×10mm ×5mm 试片用图1的实验装置试样进行120粒的粗磨然后在皂液中清洗接着在蒸馏水和丙酮中漂洗、干燥确定总的表面积在10μg 感量的光电精密天平上称量浸泡在不同酸中一定时间后目测进行全面的刷洗和清洁除掉任何缩松的腐蚀生成物称重得出腐蚀率．实验用失重法计算其腐蚀率计算公式为： Δm＝ m0－ mt t·S （2）数据是三次实验的平均值．式中Δm 为腐蚀率（腐蚀失重）g·m －2·h －1或 g·m －2·a －1 ；m0 为试样腐蚀前的质量g；mt 为试样受腐蚀后的质量g；t 为试样受浸蚀的时间h 或 a；S 为试样表面积m 2．图1 通电腐蚀实验的装置图 Fig．1 Device of corrosion experiment loading current 2 实验结果及分析 2∙1 高硅铁基合金的组织从图2可以明显的看出：Si15合金的基体组织是单一的基体和线状的石墨组织；合金 Mn25和合金 Ni18的组织比较复杂是由多元相组成．图2 不同成分的高硅铁基合金的 SEM 照片．（a） Si15；（b） Mn25；（c） Ni18 Fig．2 SEM images of high-silicon iron-based alloys with different compositions：（a） Si15；（b） Mn25；（c） Ni18 图2中 SEM 照片上各点的能谱分析如图3和图4 所示．图 2（ b ）中 A 点能谱分析结果： Si17∙98％Mn21∙95％Fe36∙28％；B 点能谱分析结果：Si9∙58％Mn25∙99％；Fe41∙95％．图2（c）中 A 点能谱分析结果：Si 16∙58％Fe 39∙82％ Ni22∙98％；B 点能谱分析结果：Si 12∙83％ Fe63∙47％Ni 7∙24％；C 点能谱分析结果： Si12∙52％Fe64∙02％Ni3∙53％．图3 图2（b）中 A 和 B 点的谱图 Fig．3 Energy spectrum analysis of Points A and B in Fig．2（b）不同成分的高硅铁基合金的 X 光衍射结果分析如图5所示．通过 X 衍射结果可以得出 Si15合 ·126· 北京科技大学学报第29卷

.128 北京科技大学学报第29卷 2.3Fe3Si相的低温脆性和硅脆能，甚至力学性能有降低的现象，但可以明显的看出温度影响位错在晶体中运动的摩擦阻力，降低加入镍可以大大提高了高硅铁基合金的力学性能，温度，摩擦阻力增加，因而材料变脆，这种低温变脆但镍的加入提高了合金的制造成本现象是体心立方晶体金属及合金或某些密排六方晶表2实验合金的力学性能检测结果体金属及共合金，尤其是工程上常用的中、低强度结 Table 2 Test results of the mechanical properties of the experimental 构钢经常遇到的现象，当实验温度低于某一温度4 alloys 时，材料由韧性状态变为脆性状态，冲击吸收功明显合金编号平均冲击韧性/(Jcm-2) 平均硬度(HRC) 下降，断裂机理由微孔聚集型变为穿晶解理，断口特 Sil5 0.73 54.6 征由纤维状变为结晶状，这就是低温脆性，转变温 Mn25 1.17 44.1 度称为韧脆转变温度，也称为冷脆转变温度.面 Ni18 5.52 36.2 心立方金属及其合金一般没有低温脆性现象.体心立方金属的低温脆性与位错在晶体中运动的阻力对加入镍能明显提高合金的力学性能的主要原因温度变化非常敏感有关，摩擦阻力在低温下增加，故是：加入镍后合金中出现了面心立方的奥氏体相，使该类材料在低温下可以处于脆性状态，面心立方金长程有序的FeSi相减少和分散，减弱了其低温脆属因位错宽度比较大，摩擦阻力对温度变化不敏感，性和硅脆现象，从而有效提高了合金的力学性能；加故一般不显示低温脆性3]，入锰后力学性能没有得到有效改善主要是合金组织随着含硅量的增加，Fe3Si有序相增多，晶格有没有得到奥氏体相，主要是脆性相，可能与热处理工序化程度不断提高，由此而造成的晶格常数减小趋艺及合金的设计有关，势比无序时因短程有序度的增加或固溶强化所引起 2.5高硅铁基合金耐蚀性能的晶格畸变增强而导致晶格常数减小趋势更大，无由表3和表4可以看出：加锰高硅铁基合金的序固溶体转变成有序固溶体时，导致晶体冲击韧性耐蚀性能不管在通电硫酸还是通电硝酸中都是降低急剧下降，使含硅量在硅脆的临界硅含量(w(S)= 的，说明锰的加入对合金耐蚀性能的提高是不利的， 4.5%5.0%)前后的冲击韧性相差较大，说明硅脆加入镍的合金的腐蚀率不管在通电硫酸还是通电硝的实质是FeSi固溶体无序-有序化的转变18】. 酸中都高于合金Sil5,而低于Mn25合金，和Sil5 2.4高硅铁基合金的力学性能的耐蚀性能差不多，加入锰并不能有效提高高硅铁基合金的力学性表3在8.5%硝酸中通电电流密度为30Acm2时的腐蚀结果 Table 3 Corrosion rates of the experimental alloys in.5%nitric acid with a current density of 30Acm 合金编号腐蚀前质量/g 腐蚀后质量/g 腐蚀时间/h 腐蚀面积/mm2 腐蚀速率/(gm2h1 Mn25 16.68116 16.54492 吊 826.95 7.16261 Sil5 16.6564 16.62596 23 860.15 1.53866 Ni18 17.22899 17.18462 23 825.80 2.33607 表4试样在20%硫酸中通电电流密度为30Acmˉ2时的腐蚀结果 Table 4 Corrosion rates of the experimental alloys in 20%sulfuric acid with a current density of 30Acm 合金编号腐蚀前质量/g 腐蚀后质量/g 腐蚀时间/h 腐蚀面积/mm2 腐蚀速率/(gm2h) Mn25 16.65192 16.39159 12 839.21 25.85717 Sil5 16.68135 16.59733 12 844.76 8.28835 Ni18 17.0435 16.94616 12 841.06 9.64112 这是因为镍的电极电位较高，镍固溶到基体中多，腐蚀性能就越差.因此镍的加入对腐蚀性能的提高了基体的电极电位，使基体变得较耐腐蚀；另一影响是以上作用的综合作用，锰的加入主要是因为方面，镍有促进奥氏体形成的作用，使合金中出现了生成了不同的复杂相，相的电位不同形成了腐蚀微奥氏体相和其他相，不同的相之间存在电位差而形电池，因此提高了腐蚀率. 成腐蚀微电池，相越多，形成的腐蚀微电池数量就越

2∙3 Fe3Si 相的低温脆性和硅脆温度影响位错在晶体中运动的摩擦阻力降低温度摩擦阻力增加因而材料变脆．这种低温变脆现象是体心立方晶体金属及合金或某些密排六方晶体金属及共合金尤其是工程上常用的中、低强度结构钢经常遇到的现象．当实验温度低于某一温度 tk 时材料由韧性状态变为脆性状态冲击吸收功明显下降断裂机理由微孔聚集型变为穿晶解理断口特征由纤维状变为结晶状这就是低温脆性．转变温度 tk 称为韧脆转变温度也称为冷脆转变温度．面心立方金属及其合金一般没有低温脆性现象．体心立方金属的低温脆性与位错在晶体中运动的阻力对温度变化非常敏感有关摩擦阻力在低温下增加故该类材料在低温下可以处于脆性状态．面心立方金属因位错宽度比较大摩擦阻力对温度变化不敏感故一般不显示低温脆性［13］．随着含硅量的增加Fe3Si 有序相增多晶格有序化程度不断提高由此而造成的晶格常数减小趋势比无序时因短程有序度的增加或固溶强化所引起的晶格畸变增强而导致晶格常数减小趋势更大．无序固溶体转变成有序固溶体时导致晶体冲击韧性急剧下降使含硅量在硅脆的临界硅含量（ w （Si）＝ 4∙5％～5∙0％）前后的冲击韧性相差较大说明硅脆的实质是 Fe－Si 固溶体无序－有序化的转变［14－18］． 2∙4 高硅铁基合金的力学性能加入锰并不能有效提高高硅铁基合金的力学性能甚至力学性能有降低的现象但可以明显的看出加入镍可以大大提高了高硅铁基合金的力学性能但镍的加入提高了合金的制造成本．表2 实验合金的力学性能检测结果 Table2 Test results of the mechanical properties of the experimental alloys 合金编号平均冲击韧性／（J·cm －2）平均硬度（HRC） Si15 0∙73 54∙6 Mn25 1∙17 44∙1 Ni18 5∙52 36∙2 加入镍能明显提高合金的力学性能的主要原因是：加入镍后合金中出现了面心立方的奥氏体相使长程有序的 Fe3Si 相减少和分散减弱了其低温脆性和硅脆现象从而有效提高了合金的力学性能；加入锰后力学性能没有得到有效改善主要是合金组织没有得到奥氏体相主要是脆性相可能与热处理工艺及合金的设计有关． 2∙5 高硅铁基合金耐蚀性能由表3和表4可以看出：加锰高硅铁基合金的耐蚀性能不管在通电硫酸还是通电硝酸中都是降低的说明锰的加入对合金耐蚀性能的提高是不利的加入镍的合金的腐蚀率不管在通电硫酸还是通电硝酸中都高于合金 Si15而低于 Mn25合金和 Si15 的耐蚀性能差不多．表3 在8∙5％硝酸中通电电流密度为30A·cm －2时的腐蚀结果 Table3 Corrosion rates of the experimental alloys in8∙5％ nitric acid with a current density of30A·cm －2 合金编号腐蚀前质量／g 腐蚀后质量／g 腐蚀时间／h 腐蚀面积／mm 2 腐蚀速率／（g·m －2·h －1） Mn25 16∙68116 16∙54492 23 826∙95 7∙16261 Si15 16∙6564 16∙62596 23 860∙15 1∙53866 Ni18 17∙22899 17∙18462 23 825∙80 2∙33607 表4 试样在20％硫酸中通电电流密度为30A·cm －2时的腐蚀结果 Table4 Corrosion rates of the experimental alloys in20％ sulfuric acid with a current density of30A·cm －2 合金编号腐蚀前质量／g 腐蚀后质量／g 腐蚀时间／h 腐蚀面积／mm 2 腐蚀速率／（g·m －2·h －1） Mn25 16∙65192 16∙39159 12 839∙21 25∙85717 Si15 16∙68135 16∙59733 12 844∙76 8∙28835 Ni18 17∙0435 16∙94616 12 841∙06 9∙64112 这是因为镍的电极电位较高镍固溶到基体中提高了基体的电极电位使基体变得较耐腐蚀；另一方面镍有促进奥氏体形成的作用使合金中出现了奥氏体相和其他相不同的相之间存在电位差而形成腐蚀微电池相越多形成的腐蚀微电池数量就越多腐蚀性能就越差．因此镍的加入对腐蚀性能的影响是以上作用的综合作用．锰的加入主要是因为生成了不同的复杂相相的电位不同形成了腐蚀微电池因此提高了腐蚀率． ·128· 北京科技大学学报第29卷

第2期李具仓等：一种新型的含镍耐蚀高硅铁基合金 .129. 版社，2002.12 3结论 [6]李具仓，赵爱民，胡玉亭.C山对高硅铁基合金组织和耐蚀性能的影响.铸造技术，2005,26(6)：470 (1)铁素体高硅铁基合金中存在着长程有序 [7]戴塘顺.镍奥氏体铸铁的生产.现代铸铁，2004(2)：25 Fe3Si相以及片状和线状石墨，FeSi相是导致硅脆 [8]中国特钢企业协会不锈钢分会.不锈钢实用手册.北京：中国的主要原因，科学技术出版社，2003：58 (2)Fe3Si相属于以体心立方为基的超结构，这 [9]Villars P,Prince A,Okamoto H.Handbook of termary alloy 种结构的相存在低温脆性， phase diagrams.OH:Materials Park,ASM International,1997: 10633 (③)退火及高温长期退火都不能减少有序化带 [10]张春红，人体用耐蚀无镍奥氏体不锈钢.上海钢研，2001 来的脆性，但能减少非长程有序合金的脆性， (4):45 (4)镍的加入能使高硅铁基合金中出现奥氏体 [11]柳曾典，常用铬镍奥氏体不锈钢的选用，石油化工设备技相，有效提高了其力学性能，同时耐蚀性能和普通高术，1999(3)：36 硅铁基合金的性能相当，大大拓宽了合金的使用范 [12]余永宁.金属学原理.北京：冶金工业出版社，2000：65 [13]束德林.金属力学性能.北京：机械工业出版社，1999：72 围 [14]李秀真，刘太强，于化顺，等.铁一碳一硅合金的硅脆机理探参考文献讨.铸造，1997(8)：16 [15]古可成，孙正英，刘大庆，等.从晶格常数看硅系铸铁的脆性 [1]黄建中，左禹.材料的耐蚀性和腐蚀数据.北京：化学工业出沈阳工业大学学报，1994(3)：32 版社，2003.55 [16]古可成，顾玉娜，李义尧，等.硅系耐热球铁的脆性研究钢 [2]Saldanha BJ.Streicher M A.Effect of silicon on the corrosion re- 铁，2001(1)：15 sistance of iron in sulfuric acid.Natl Assoc Corros Eng.1986 [17]李秀真，刘太强，于化顺，等.高硅球墨铸铁的硅脆现象及其 (1):37 消除方法.山东工业大学学报，1996(11)：45 [3]许增华.金属耐蚀材料.腐蚀与防护，2001,22(1)：46 [18]李长虹，硅铝铸铁的吸氧倾向及脆性探讨.北方交通大学学 [4]李具仓，赵爱民，李志恩，等.高硅铸铁的研究.铸造，2004，报，1995(4)：8 53(12):1028 [5]刘秀晨，安成强，崔作兴，等.金属腐蚀学.北京：国防工业出 A new type of corrosion resistance high silicon iron base alloy with Ni LI Jueang2),CHEN Yinli),WANG Shuying,ZHAO Aimin,WANG Lina) 1)Research Institute of Metallurgical Engineering.University of Science and Technology Beijing.Beijing 100083.China 2)Jiuquan Iron and Steel(Group)Corporation Ltd.,Jiayuguan 735100.China ABSTRACI An austenitic high silicon iron-base alloy with Ni or Mn was devised based on the study on the me- chanical properties and microstructure of a general high silicon iron base alloy.The new austenitic high silicon iron-base alloy with Ni or Mn was designed by means of austenitic stainless steel and the three-element phase graph of Fe Ni Si or Fe Mn Si.The microstructure,mechanical properties and corrosion resistance of the al- loy were investigated by optical microscopy,scanning electron microscopy (SEM),X-ray diffraction (XRD), test equipment of mechanical properties,and test instrument of corrosion.The results show that the base struc- ture of a general high silicon iron-base alloy is high silicon ferrite,which is mainly the long range ordered FesSi. FesSi has low-temperature brittleness and is the main reason for silicon brittleness.The addition of 18%Ni pro- duces austenite and causes an impact toughness up to5.52Jcm which is 7 times higher than a general high silicon iron-base alloy,while the corrosion resistance is equivalent with a general high silicon iron-base alloy. KEY WORDS high silicon iron-based alloys:austenite;impact toughness:rate of corrosion

3 结论（1）铁素体高硅铁基合金中存在着长程有序 Fe3Si 相以及片状和线状石墨Fe3Si 相是导致硅脆的主要原因．（2） Fe3Si 相属于以体心立方为基的超结构这种结构的相存在低温脆性．（3）退火及高温长期退火都不能减少有序化带来的脆性但能减少非长程有序合金的脆性．（4）镍的加入能使高硅铁基合金中出现奥氏体相有效提高了其力学性能同时耐蚀性能和普通高硅铁基合金的性能相当大大拓宽了合金的使用范围．参考文献［1］黄建中左禹．材料的耐蚀性和腐蚀数据．北京：化学工业出版社2003：55 ［2］ Saldanha B JStreicher M A．Effect of silicon on the corrosion resistance of iron in sulfuric acid．Natl Assoc Corros Eng1986 （1）：37 ［3］许增华．金属耐蚀材料．腐蚀与防护200122（1）：46 ［4］李具仓赵爱民李志恩等．高硅铸铁的研究．铸造2004 53（12）：1028 ［5］刘秀晨安成强崔作兴等．金属腐蚀学．北京：国防工业出版社2002：12 ［6］李具仓赵爱民胡玉亭．Cu 对高硅铁基合金组织和耐蚀性能的影响．铸造技术200526（6）：470 ［7］戴塘顺．镍奥氏体铸铁的生产．现代铸铁2004（2）：25 ［8］中国特钢企业协会不锈钢分会．不锈钢实用手册．北京：中国科学技术出版社2003：58 ［9］ Villars PPrince AOkamoto H．Handbook of termary alloy phase diagrams．OH：Materials ParkASM International1997： 10633 ［10］张春红．人体用耐蚀无镍奥氏体不锈钢．上海钢研2001 （4）：45 ［11］柳曾典．常用铬镍奥氏体不锈钢的选用．石油化工设备技术1999（3）：36 ［12］余永宁．金属学原理．北京：冶金工业出版社2000：65 ［13］束德林．金属力学性能．北京：机械工业出版社1999：72 ［14］李秀真刘太强于化顺等．铁－碳－硅合金的硅脆机理探讨．铸造1997（8）：16 ［15］古可成孙正英刘大庆等．从晶格常数看硅系铸铁的脆性．沈阳工业大学学报1994（3）：32 ［16］古可成顾玉娜李义尧等．硅系耐热球铁的脆性研究．钢铁2001（1）：15 ［17］李秀真刘太强于化顺等．高硅球墨铸铁的硅脆现象及其消除方法．山东工业大学学报1996（11）：45 ［18］李长虹．硅铝铸铁的吸氧倾向及脆性探讨．北方交通大学学报1995（4）：8 A new type of corrosion resistance high silicon iron-base alloy with Ni LI Jucang 12）CHEN Y inli 1）WA NG Shuying 1）ZHAO A imin 1）WA NG L ina 1） 1） Research Institute of Metallurgical EngineeringUniversity of Science and Technology BeijingBeijing100083China 2） Jiuquan Iron and Steel （Group） Corporation Ltd．Jiayuguan735100China ABSTRACT An austenitic high silicon iron-base alloy with Ni or Mn was devised based on the study on the mechanical properties and microstructure of a general high silicon iron-base alloy．The new austenitic high silicon iron-base alloy with Ni or Mn was designed by means of austenitic stainless steel and the three-element phase graph of Fe－Ni－Si or Fe－Mn－Si．The microstructuremechanical properties and corrosion resistance of the alloy were investigated by optical microscopyscanning electron microscopy （SEM）X－ray diffraction （XRD） test equipment of mechanical propertiesand test instrument of corrosion．The results show that the base structure of a general high silicon iron-base alloy is high silicon ferritewhich is mainly the long-range ordered Fe3Si． Fe3Si has low-temperature brittleness and is the main reason for silicon brittleness．The addition of18％ Ni produces austenite and causes an impact toughness up to5∙52J·cm －2which is7times higher than a general high silicon iron-base alloywhile the corrosion resistance is equivalent with a general high silicon iron-base alloy． KEY WORDS high silicon iron-based alloys；austenite；impact toughness；rate of corrosion 第2期李具仓等：一种新型的含镍耐蚀高硅铁基合金 ·129·

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一种新型的含镍耐蚀高硅铁基合金