專利名稱：：一種改良的防磨損合金的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明屬于防磨損合金的
技術(shù)領(lǐng)域：
，特別是一種適于部件表面硬化，也可進(jìn)行成品直接澆鑄，其斷裂韌性得到改善的防磨損高含鉻量的白口鐵。
背景技術(shù)：
：含鉻白口鐵，特別是高鉻白口鐵，由于含有堅硬的M7C3碳化物，具有很強(qiáng)的防磨損性，這里M是Fe、O或Cr、Fe，但是根據(jù)成分也可能含有少量其他元素如Mn或Ni，這種防磨損高鉻白口鐵可能為亞共晶、共晶或過共晶狀態(tài)。亞共晶高鉻白口鐵的含碳量最高為3.0%。它的微觀結(jié)構(gòu)中含有存在于M7C3碳化物和奧氏體共晶混合體基體中的初生奧氏體樹狀晶。共晶白口鐵的含碳量為3.0%—4.0%，其微觀結(jié)構(gòu)是M7Q碳化物和奧氏體的共晶混合體。過共晶白口鐵的含碳量為3.5%—5.0%,其微觀結(jié)構(gòu)含有存在于M7C3碳化物和奧氏體共晶混合體基體中的初生M7Cs碳化物。每種情況下，正是M7C3碳化物，作為共晶碳化物或初生碳化物，使這種合金具有防磨損特性。過共晶白口鐵與亞共晶白口鐵相比含有更多堅硬防磨損的M7C3碳化物，因.此經(jīng)常成為進(jìn)行硬化焊敷的首選合金。然而，過共晶白口鐵一般不適于澆鑄，原因是冷卻時產(chǎn)生的裂紋導(dǎo)致應(yīng)力產(chǎn)生。一般來說，如果提高過共晶高鉻白口鐵的防磨損特性，它的斷裂韌性就會隨之降低。高鉻白鑄鐵廣泛地應(yīng)用于防磨損性能要求高而斷裂韌性相對要求較低的采礦及礦產(chǎn)加工業(yè)。然而，其他的應(yīng)用要求材料具有較高的斷裂韌性，這就意味著過共晶白口鐵不能應(yīng)用在這些場合，為解決這個問題，人們已經(jīng)做了不同的嘗試。澳大利亞專利AU-A-28865/84的
背景技術(shù)：
主要涉及有亞共晶和過共晶混合物的高鉻白口鐵，它描述了多次失敗的試驗，試圖制成適于鑄造的兼具防磨損性和斷裂韌性的過共晶白口鐵合金，AU-A-28865/84同時也描述了幾次試驗，試圖制成兼具防磨損性和斷裂韌性的亞共晶合成物以及適于硬化焊敷的合金。然而，AU-A-28865/84實際上主要通過鑄造混合成形解決了鑄鐵混合物的裂紋問題，也就是將一種特定合金與基體進(jìn)行冶金結(jié)合，然后在合金冷卻時消除出現(xiàn)裂紋的可能性，最后形成鑄鐵混合物。確實，AU-A-28865/84試圖通過保證鑄鐵混合物中的主要成分為截面尺寸不大于75;徵米的M7C3碳化物來解決含碳量大于4.0%的過共晶鑄鐵的低斷裂韌性和裂紋問題，還建議多種機(jī)制來做這種嘗試。這樣，AU-A-2S865/84目的是通過形成混合成分和限制合金中主要成分M7C3碳化物的尺寸來解決問題美國專利5,803,152企圖精煉過共晶白口鐵的微結(jié)構(gòu)，尤其是厚的過共晶白口鐵的微結(jié)構(gòu)，使主要成分碳化物的成核量達(dá)到最大，以此增加材料的斷裂韌性和防磨損性。精煉就是在熔化的金屬流體進(jìn)行澆鑄的傾倒過程中加入一種特殊的金屬，這種金屬將從中吸收熱量，并對熔化金屬進(jìn)行過冷卻，從而使其進(jìn)入液態(tài)和固態(tài)溫度之間的初凝固狀態(tài)。與以前嘗試提高表面硬化合金的斷裂韌性一樣，美國專利6,375,895指出，盡管事先作了預(yù)防措施，但很多在先技術(shù)中，表面硬化的高鉻白0鐵在焊接狀態(tài)下總是有或多或少的稠密的裂紋網(wǎng)出現(xiàn)。美國專利6,375,895提出，軟化的奧氏體基體(約300BHN600BHN)中初生碳化物(約1700布氏硬度(BHN))的硬度達(dá)到一定程度后會導(dǎo)致金屬從熔融態(tài)冷卻時出現(xiàn)收縮裂紋。美國專利6,375,895的解決辦法是采用一種特殊的合金混合物，在表面硬化前預(yù)加熱混合物的基體，然后冷卻整個混合物，這可以保證微結(jié)構(gòu)中始終有馬氏體存在并且整個合金硬度保持一致(約455BHN512BHN)。本發(fā)明的目的是提供一種適于鑄造并可作為無裂紋硬質(zhì)合金使用的防磨損高鉻白口鐵。這種高鉻白口鐵進(jìn)行鑄造時不需要生成混合成分也不需要復(fù)雜的鑄造技術(shù)，同時，進(jìn)行表面硬化時，也不需要進(jìn)行昂貴的預(yù)加熱處理。介紹本發(fā)明之前，首先聲明以上在先技術(shù)的描述僅為
背景技術(shù)：
說明，對這些在先技術(shù)的參考并不表示這些專利相關(guān)文件已經(jīng)在澳大利亞或其他地方公開并進(jìn)入公共信息范圍。
發(fā)明內(nèi)容本發(fā)明人首次說明防磨損高鉻白口鐵斷裂韌性低的原因。發(fā)明人已經(jīng)發(fā)現(xiàn)M7C3碳化物和奧氏體分界面存在一個薄層馬氏體，這個薄層馬氏體導(dǎo)致或至少引發(fā)了裂紋。這對以下情況均適用M7C3碳化物是初生碳化物，奧氏體在共晶基體中，或M7C3碳化物是共晶碳化物，奧氏體是共晶奧氏體;或M7C3碳化物是共晶碳化物，奧氏體是初生奧氏體。這樣，該發(fā)現(xiàn)可應(yīng)用于澆鑄的亞共晶、共晶和過共晶高鉻白口鐵，該發(fā)現(xiàn)也可應(yīng)用于焊接的共晶和過共晶合金以及許多(如不是全部)亞共晶合金。另外，發(fā)明人確定這個馬氏體薄層通常厚度可能為一到幾個微米，也可能只有幾個納米。這個薄層在碳化物周圍可能不是完全連續(xù)也可能厚度不一致，當(dāng)然這個薄層也只能在電子顯微鏡等儀器下才可以觀察到。該發(fā)現(xiàn)指出，在高鉻白口鐵中，由于M7C3碳化物和奧氏體鄰接部位的鉻和碳的減少，導(dǎo)致了薄層馬氏體的形成。該發(fā)現(xiàn)還指出，成份中含有硅會導(dǎo)致M7C3碳化物與鄰近的奧氏體之間生成馬氏體。該發(fā)現(xiàn)指出，由于熔敷金屬凝固后冷卻時材料收縮，硬化焊敷時生成的焊敷體內(nèi)部會產(chǎn)生殘余張應(yīng)力。發(fā)現(xiàn)中還指出，與M7Q碳化物鄰近的這層稀薄、堅硬和脆性的馬氏體可通過裂紋釋放這些張應(yīng)力，如果沒有這層薄馬氏體，較軟的奧氏體則會吸收這些殘余張應(yīng)力產(chǎn)生變形，這阻礙了裂紋的發(fā)生并且使微裂紋擴(kuò)展程度減到最低。發(fā)明人還發(fā)現(xiàn)，在M7C3碳化物和奧氏體分界面存在的馬氏體不是鑄造和硬化焊敷中導(dǎo)致裂紋產(chǎn)生的唯一原因，一個更主要的原因(將在后面詳述)是材料中的M7C3碳化物相互連接程度很高，添加一些合金可提高M(jìn)7C3碳化物的相互連浚程度。這種合金添加物作用很大，添加其中一種合金就可以使材料在凝固前過冷卻^這可應(yīng)用于鑄造和焊敷，當(dāng)高連接度的M7C3碳化物與位于M7C3碳化物和奧氏體之間的馬氏體同時存在時，裂紋的生成和擴(kuò)大就不可遊兔,.當(dāng)M7C3凍化物的高連接情況發(fā)生在合金中，且這些合金不易在鄰4妻面出現(xiàn)馬氏體時，雖然裂紋的根源能夠避免，但是總的來說材料中的裂紋生成和擴(kuò)展仍不可避免。發(fā)明者指出；大多數(shù)情況下，無論應(yīng)用于鑄造還是焊敷，解決高鉻白口鐵中裂紋的生成和擴(kuò)大的方法都是相同的。本發(fā)明提供了一種防磨損高鉻白口鐵，所述未經(jīng)過熱處理的白口鐵有一種微結(jié)構(gòu)，微結(jié)構(gòu)中含有奧氏體和M7C3碳化物，所述白口鐵中含有至少一種馬氏體促進(jìn)劑和至少一種奧氏體穩(wěn)定劑，并且所述馬氏體促進(jìn)劑和奧氏體穩(wěn)定劑含臺適當(dāng)，效應(yīng)達(dá)到平衡，使白口鐵不存在裂紋。大部分情況下，這種白口鐵不僅無裂紋且具有更好的斷裂韌性。有一種形式，白口鐵處于鑄造狀態(tài)，馬氏體促進(jìn)劑和奧氏體穩(wěn)定劑的含量適當(dāng)且效應(yīng)達(dá)致平衡，以使白口鐵中M7C3碳化物和奧氏體間的界面上不存在馬氏體。另一種形式，白口鐵含有經(jīng)焊敷后之基體提供的硬化表面，該硬化表面無裂紋存在。馬氏體促進(jìn)劑和奧氏體穩(wěn)定劑效應(yīng)達(dá)致平衡，使微結(jié)構(gòu)中的M7C3碳化物中，其碳化物微粒間的相互連接程度達(dá)到一個相對低的水平，這樣，微結(jié)構(gòu)中不存在分支碳化顆粒，且所述馬氏體促進(jìn)劑和奧氏體穩(wěn)定劑的含量適當(dāng)達(dá)致平衡，使白口鐵在奧氏體和M7Q碳化物的界面上完全沒有馬氏體。本發(fā)明提供了一種M7C3碳化物和奧氏體界面上不存在馬氏體的防磨損高鉻白口鐵合金，該合金，無論經(jīng)過鑄造還是經(jīng)過焊敷形成硬化表面，都完全沒有裂紋。然而，應(yīng)該明確的是，上述分界面上沒有馬氏體并不能排除分界面以外奧氏體內(nèi)部有馬氏體存在的可能性。該發(fā)明的特點是在M7C3碳化物和奧氏體分界面上不會形成馬氏體薄層，而不是在其他區(qū)域也排除馬氏體存在的可能性。其實，在一些成分中，分界面以外必須有一些馬氏體的存在。另一種形式，本發(fā)明提供了一種防磨損高鉻白口鐵，其中至少一種馬氏體促進(jìn)劑和至少一種奧氏體穩(wěn)定劑充分達(dá)到了效應(yīng)平衡，使M7C3碳化物和奧氏體界面上不存在馬氏體，因此白口鐵經(jīng)鑄造或經(jīng)過焊敷形成硬化表面都不會產(chǎn)生裂紋。合金元素之一硅就是一種馬氏體促進(jìn)劑，它可以促進(jìn)馬氏體的生成，這組合金元素還包括硼。在本發(fā)明的高鉻白口鐵中，硅是最重要的馬氏體促進(jìn)齊lj,可與至少一種奧氏體穩(wěn)定劑達(dá)到所需平衡。然而，硼也可作為一種馬氏體促進(jìn)劑使用，使用時含量可達(dá)到1%或甚至高達(dá)2%。加入硼會影響硅的活動，硼也可作為單一的馬氏體促進(jìn)劑。一般來說，硼也可用作馬氏體促進(jìn)劑，但是本發(fā)明中實施的控制主要是針對作為馬氏體促進(jìn)劑的硅和至少一種奧氏體穩(wěn)定劑。合金元素之一應(yīng)作為至少一種奧氏體穩(wěn)定劑，它的作用是促進(jìn)和穩(wěn)定奧氏體的生成。這組合金元素包括錳、鎳、銅和鉬，這些元素可單獨使用也可組合使用，四種元素中，錳和鎳在本發(fā)明中的作用尤其顯著。雖然發(fā)明中也提供少量至少一種其他奧氏體穩(wěn)定劑，但本發(fā)明實施的控制主要是針對作為奧氏體穩(wěn)定劑的錳和/或鎳。同樣，應(yīng)該明確的是，也可使用其他奧氏體穩(wěn)定劑代替錳和/或鎳。在本發(fā)明較佳的方案中，不同的合金元素構(gòu)成的適量的奧氏體穩(wěn)定劑(如錳或鎳)和馬氏體促進(jìn)劑(如硅或硼)達(dá)到"充分的效應(yīng)平衡"，抑制了M7C3碳化物和奧氏體界面上馬氏體薄層的生成。高鉻白口鐵中存在的這些適量的合金元素達(dá)到的這種"充分:的平衡"使材料在鑄造或硬化焊敷時不會生成裂紋。進(jìn)一步研究這些合金元素..有入建議把馬氏體促進(jìn)劑(如硅)作為一些高鉻白口鐵添加劑，以提高其硬化焊敷或鑄造時的熔化流動性。但是，本發(fā)明人發(fā)現(xiàn)，馬氏體促進(jìn)劑':如硅)的存在會產(chǎn)生始料不及的累計惡化的結(jié)果，馬氏體促進(jìn)劑的存在會對類氏體穩(wěn)定劑產(chǎn)生負(fù)面的影響并導(dǎo)致馬氏體的生成，因此，馬氏體促進(jìn)劑不只是促進(jìn)馬氏體的生成，而且更加會促進(jìn)在奧氏體和M7C3碳化物分界面上馬氏體的生成，這就是馬氏體促進(jìn)劑(如硅)和奧氏體穩(wěn)定劑要達(dá)到"充分的平衡"的原因。盡管硅可以促進(jìn)馬氏體生成，但是硅的含量應(yīng)該增加或保持在一定的水平，因為奧氏體穩(wěn)定劑的使用會抵消馬氏體促進(jìn)劑的效果。這就是說，盡管硅的存在，在提高熔化流動性方面有良好效果，但奧氏體穩(wěn)定劑仍必須達(dá)到充足的水平，這可通過普遍使用的金相技術(shù)來證明。在發(fā)現(xiàn)有馬氏體生成受到抑制的高鉻白口鐵中，利用金相技術(shù)得到的顯微照片中顯示的主要是亞共晶鐵的初生奧氏體與共晶基體以及過共晶鐵的初生m7c3碳化物與共晶基體，得出的結(jié)論是，共晶物中含奧氏體和M7C3碳化物，而沒有馬氏體。對于亞共晶白口鐵的樹狀晶來說，主要樹狀晶全部由奧氏體組成或奧氏體中某些區(qū)域還含有馬氏體，在后一種情況下，如果馬氏體包含在奧氏體中，這些含有馬氏體的區(qū)域是可接受的。無論哪種情況，顯微照片顯示的結(jié)果與預(yù)計相同，照片中出現(xiàn)的裂紋也令人滿意并可用殘余應(yīng)力來解釋，無需進(jìn)一步觀察。如前述，我們發(fā)現(xiàn)盡管存在奧氏體穩(wěn)定劑，硅還是可以促進(jìn)馬氏體生成的，在M7C3碳化物和奧氏體界面上生成馬氏體時，這種促進(jìn)作用是有害的，這些界面可能是共晶相的碳化物和奧氏體或初生奧氏體和共晶碳化物或初生碳化物和共晶奧氏體或這些情況的組合。為了增加材料進(jìn)行鑄造或焊敷時的流動性，材料中需要一定水平的硅含量。然而，加入硅不只是為了達(dá)到這種目的，加入一種充足的奧氏體穩(wěn)定劑也不是只為了抵消硅作為馬氏體促進(jìn)劑時產(chǎn)生的負(fù)面作用，」個因素是添加奧氏體穩(wěn)定劑會增加成本，然而，更重要的，硅會對材料的微結(jié)構(gòu)產(chǎn)生復(fù)雜的影響。我們已經(jīng)發(fā)現(xiàn)，根據(jù)硅含量的不同，硅可以加強(qiáng)或降低M7C3碳化物的相互連接程度，這主要體現(xiàn)于過共晶白口鐵，但也適用于亞共晶白口鐵。在ASM手冊15巻"鑄造"第九版681頁題為"高鉻白口鐵"部分指出高鉻白口鐵"特點在于有硬的相對不連續(xù)的M7C3共晶碳化物"。過共晶白口鐵中有大型初生M7C3碳化物的六角桿，并且這些六角桿是不連續(xù)的。然而，這里指出，硅可以影響共晶碳化物內(nèi)部和初生碳化物內(nèi)部的碳化物相互連接的程度；增加M7C3碳化物的相互連接程度會增加材料的整體脆性，促進(jìn)裂紋生成和擴(kuò)大，相反，降低M7C3碳化物的相互連接程度有助于堅硬的奧氏體相限制裂紋的生成和擴(kuò)大。硅可以增加材料凝固前熔化狀態(tài)時的過冷卻現(xiàn)象，這樣，硅增加了共晶M7C3碳化物的相互連接程度，而對過共晶微結(jié)構(gòu)而言，硅增加了初生M7C3碳化物的相互連接程度。同時，材料進(jìn)行鑄造或焊敷時的整體脆性也因此增加。然而，如果硅的含量可以控制，過冷卻就不會發(fā)生。研究發(fā)現(xiàn)，硅也可以降低初生M7C3碳化物和共晶M7C3碳化物的相互連接程度，這樣可提高材料的斷裂韌性、防磨損性和抗熱沖擊性。硅含量較高時可降低亞共晶混合物中共晶M7C3碳化物的相互連接程度，這樣相互連接程度較高的復(fù)雜規(guī)律的共晶結(jié)構(gòu)不會在共晶合金中形成。研究發(fā)現(xiàn)，決定硅含量時應(yīng)考慮另一個因素，尤其在鑄造時，目前，鑄造高鉻白口鐵時采用較慢的冷卻速度。上述ASM手冊中683頁"落砂"部分有以下敘述"將金屬在熔化狀態(tài)下冷卻到室溫可避免裂紋生成，尤其在冷卻的最后階段馬氏體生成時。"，該部分進(jìn)一步指出，進(jìn)行重件鑄造時應(yīng)強(qiáng)制采取這種預(yù)防裂紋生成的措施，頻繁產(chǎn)生高殘余應(yīng)力和裂紋的原因是鑄件與模具分離時溫度太高，這就是說，裂紋的生成原因與冷卻速度有關(guān)，較慢的冷卻速度可減少裂紋的生成和擴(kuò)大。我們發(fā)現(xiàn)，由于至少一種馬氏體促進(jìn)劑(如硅)和至少一種奧氏體穩(wěn)定劑達(dá)到了效應(yīng)平衡，增加硅含量可提高冷卻速度并且不會產(chǎn)生裂紋，這當(dāng)然在縮短鑄造生產(chǎn)周期方面是很有利的。然而，該發(fā)現(xiàn)也適用于本來冷卻速度就較高的焊接，因為較高含量的硅可通過釋放殘余應(yīng)力減少裂紋生成的概率，并且不必考慮硅含量和冷卻速度對M7C3碳化物相互連接程度的聯(lián)合影響。考慮以上因素，本發(fā)明高鉻白口鐵中的硅含量應(yīng)為0.25%3.5%，然而，硅含量在0.5%~3.25%之間時更好。在一些形式中(由微結(jié)構(gòu)決定)，硅含量不應(yīng)高于2.75%,后面章節(jié)會有相關(guān)解釋。某種程度上，硼的作用比硅更有效，如以上所述，硼的含量僅要求最高約1%或約2%。所有參數(shù)，除非特別說明，均為重量百分比。應(yīng)用于硬化焊敷時，該比例可由基體金屬稀釋，如允許范圍為10%40%。在本發(fā)明首選的方案中，合金中含有奧氏體穩(wěn)定劑錳和鎳，含量均為4.0%12%。如為了防止奧氏體轉(zhuǎn)化為馬氏體，其含量應(yīng)為4.0%8.0%。然而，應(yīng)該明確的是，合金中不必同時含有兩種元素，因為只要存在一種元素，并且含量在以上提到的范圍內(nèi)，就可以滿足要求。同樣，盡管在一些情況下，錳和/或鎳在一些合金中的含量可高達(dá)約12%,但最佳的范圍應(yīng)該是4.0%8.0%。當(dāng)以銅作為奧氏體穩(wěn)定劑時，其用量與以上所述的錳和/或鎳相同。然而，鉬的用量需增大，因為一部分鉬需用于生成碳化物，而這部分鉬將不能作為奧氏體穩(wěn)定劑使用。這樣，應(yīng)該考慮使用一種鉬的替代品作為有類似奧氏體穩(wěn)定作用的合金添加劑。然而，我們還是推薦銅和鉬這兩種元素，但使用時，其含量要處于較低水平，并結(jié)合錳和/或鎳使用。考慮到成本問題-這種方法對于鉬尤為如此。這里推薦，兩種或兩種以上奧氏體穩(wěn)定劑可結(jié)合使用，并且奧氏體穩(wěn)定劑的總含量應(yīng)不超過20^，最好不要超過16%。要達(dá)到本發(fā)明要求的平衡，必須控制一些變量，這些變量包括硅含量、錳含量和鎳含量。如果錳和鎳可以互換，兩個含量可認(rèn)作一個變量，然而，它們作為奧氏體穩(wěn)定劑的效果有些輕微的差別，因此作為單獨變量更好。第四個變量是冷卻速度，作為一個變量，冷卻速度與鑄造的關(guān)系相對大一些，因為在焊敷的情況下，冷卻速度的范圍將受到限制。目前的情況表明，我們可根據(jù)經(jīng)驗建立以上所述的四個變量的關(guān)系。然而，目前所知的或已使用的經(jīng)驗關(guān)系，如決定馬氏體開始溫度Ms的安德魯(Andrew)關(guān)系，都與達(dá)到本發(fā)明所要求的平衡無關(guān)，因此，四個變量間關(guān)系的形式是不明確的。最終的結(jié)果是，對于給定碳和鉻含量的高鉻白口鐵來說，必須進(jìn)行初步試驗鑄造和初步試驗焊敷，這樣才能確定硅和錳和/或鎳應(yīng)達(dá)到的平衡，這些試驗實施時的冷卻速度應(yīng)該與整個白口鐵成分的生產(chǎn)作業(yè)有關(guān)。同樣，至少在這些試驗中，硅含量應(yīng)事先確定并不會造成過度冷卻，這樣，通過調(diào)節(jié)錳和/或鎳的含量來達(dá)到所需平衡的試驗次數(shù)將會減少。初步試驗中，我們可將一個磁鐵靠近鑄造或焊敷的試體中，以此來決定是否達(dá)到所需的平衡，如果鐵磁性(本文中用于指示馬氏體是否存在)不明顯，這種平衡可能基本上達(dá)到了。但是，使用金相檢測來確定M7C3碳化物和奧氏體界面是否存在馬氏體則更為合適。本發(fā)明的高鉻白口鐵中，鉻含量一般推薦為8%50%，最優(yōu)為10%30%。碳含量一般在1.0%6.0%。然而，碳的含量有一些重疊的子范圍，這決定于白口鐵是亞共晶、共晶還是過共晶狀態(tài)。碳化物主要為M7C3形式，在初生奧氏體等區(qū)域也可能存在少量硬度相對較低的M23C6碳化物。-亞共晶鉻白口鐵中碳含量一般為1.0%3.0%,共晶鉻白口鐵中碳含量一般為3.0%4.0°/。，而過共晶鉻白口鐵中碳含量一般為3.5%5.0%。如果這些范圍可以改變則更好，這決定亍材料中是否存在其他合金元素。例如，材料中鈮和/或釩的總含量最高達(dá)約10%時(加入這兩種元素可生成鈮碳化物和釩碳化物，以便提高防磨損性)，亞共晶、共晶和過共晶狀態(tài)中的碳的含量可作如下改變亞共晶2.0%4.0%共晶4.250/04.750/0過共晶5.0%6.0%這些范圍還有更多的變化，這決定于所含的合金元素的不同。精通這項工藝的人員將明確這些范圍的變化在什么條件下發(fā)生和如何發(fā)生，這在圖1中做了相關(guān)解釋。為方便理解本發(fā)明，可參考附圖圖1為目前普遍應(yīng)用的鉻白口鐵液相線投影圖；圖2為根據(jù)當(dāng)前試驗形式，從過共晶鑄體中抽取樣本的顯微圖片；圖3為圖2部分區(qū)域的顯微圖片，放大倍數(shù)變大；圖4為圖2部分區(qū)域的顯微圖片，放大倍數(shù)更大；圖5為本發(fā)明從鉻白口鐵過共晶鑄體中抽取樣本的顯微圖片；圖6為圖5中相同樣本顯微圖片，放大倍數(shù)變大；圖7為樣本I中典型的現(xiàn)有技術(shù)硬化焊敷表面之裂紋拍攝圖；圖8(a)和(b)為圖7所示樣本的顯微圖片；,19為使用現(xiàn)有技術(shù)硬化表面之樣本II的顯微圖片，顯示了理想的但元化表性的微結(jié)構(gòu)；圖10為使用現(xiàn)有技術(shù)硬化表面之樣本IK的顯微圖片，顯示了典型的但不良的微結(jié)構(gòu)；圖ll(a)和ll(b)為各自放大了的顯微圖片，顯示裂紋遍布圖9樣本n的不良微結(jié)構(gòu)；圖12和圖13為分別顯示圖IO樣本III不良微結(jié)構(gòu)的顯微圖片；圖14為圖'10樣本III的電子顯微圖片，顯示了典型卻不良的微結(jié)構(gòu)特征；圖15為本發(fā)明典型的高鉻白口鐵焊敷的拍攝照片；圖16為圖15所示沿焊道縱向截面的顯微圖片；圖17為圖15所示沿焊道橫向截面的顯微圖片。具體實施方式圖1為高鉻白口鐵亞穩(wěn)態(tài)C一Cr一Fe液相表面富含F(xiàn)e—角的Fe—Cr一C的液相線投影圖。這個三元成分中碳含量最高達(dá)6%，鉻含量最高達(dá)40%，同時也含有少量錳和硅。圖1中的液相線投影圖顯示的是微結(jié)構(gòu)和碳鉻含量的關(guān)系。標(biāo)有y的區(qū)域表示亞共晶成分，一般范圍內(nèi)點A、B、C、D和E點的成分稱為組I。成分A和B在亞共晶區(qū)域內(nèi)，并靠近邊界線。共晶微結(jié)構(gòu)存在于從U,到U2的直線上，從靠近B的成分沿U,到U2的直線到點C。過共晶成分在標(biāo)有M7C3的區(qū)域內(nèi)，包含成分D和E。任何有促進(jìn)奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)化功能的冷卻形式都應(yīng)該避免，對一些成分來說，最好釆用一個不會促進(jìn)馬氏體生成的冷卻形式。然而，如以上所述，硅含量較高時可以達(dá)到較高的冷卻速度。實施例詳細(xì)描述本發(fā)明的用于鑄造或焊敷的高鉻白口鐵成分之說明性的普遍適用的實施例用表i和表n來表示。表i為組i成分，包含圖i中所示的點A、b、C、D和E表示的成分。表II為類似成分(具體原因以上詳述)，因包含鈮和/或釩而有所不同。表I一組I成分范圍<table>tableseeoriginaldocumentpage18</column></row><table>表II一組II成分范圍<table>tableseeoriginaldocumentpage19</column></row><table>注意l.在表i和表II中的范圍中，成分的平衡是鐵和偶然雜質(zhì)，然而，可如上述般添加合金元素。2.表II的范圍中，鈮和釩的含量均可高達(dá)10%，最好總含量為10%。同樣，由于增加鈮和/或釩，必須增加如表所示的碳含量，以產(chǎn)生碳化物。實施例一一濤造從用于工業(yè)生產(chǎn)的高鉻白口鐵鑄體中，切割一段作為樣本來分析該材料的微結(jié)構(gòu)特征。該段高鉻白口鐵可使用噴水研磨切割法切割得到，使用一個薄金剛砂轉(zhuǎn)盤(圓盤片)從這段高鉻白口鐵上切割出樣本，切割時使用充足的作為冷卻液的水進(jìn)行冷卻，使用500倍或以上放大倍數(shù)的奧林巴斯(Olympus)反射光顯微鏡檢測該樣本，該樣本在非蝕刻及蝕刻狀態(tài)下被檢測，蝕刻劑為酸鐵氯化物(5克FeCl3、10毫升HCL和100毫升1120)。圖2為工業(yè)用鑄體樣本經(jīng)拋光并經(jīng)酸鐵氯化物蝕刻后的顯微圖片。圖2中的區(qū)域為表面下裂紋和表面裂紋的交叉點，這些大型裂紋可能在鑄體凝固后冷卻時產(chǎn)生。在裂紋之間交叉點左邊拍攝的相同部位的高分辨率的顯微圖片如圖3所示。圖2和圖3的微結(jié)構(gòu)表示工業(yè)用鑄體處于澆鑄狀態(tài)。圖2和圖3表示的工業(yè)鑄體鉻白口鐵是過共晶結(jié)構(gòu)，如表ni所示。表III工業(yè)鑄體成分％<table>tableseeoriginaldocumentpage20</column></row><table>如圖2和圖3，在各自放大倍數(shù)下可以看到，微結(jié)構(gòu)中只有初生M7C3碳化物和奧氏體。盡管白口鐵成分類似，這里的微結(jié)構(gòu)與通常的高鉻白口鐵明顯不同，圖2和圖3中，奧氏體內(nèi)沒有規(guī)則的M7C3共晶碳化物，對于規(guī)則的共晶物，共晶相的長大會促進(jìn)第二相的生成。出現(xiàn)這種不同的原因相信是在生產(chǎn)工業(yè)鑄體時使用的加孕育劑法，孕育劑的作用則是使M7C3碳化物凝固時集結(jié)，驅(qū)動碳化物長大的力量足夠使奧氏體中的碳化物獨立凝固，因而生成分離共晶體。圖2和圖3中的微結(jié)構(gòu)含有在分離共晶微結(jié)構(gòu)中的初生M7C3碳化物(白色)，避免了帶有碳化物桿相互連接的、復(fù)雜的規(guī)則結(jié)構(gòu)，這對于遊免裂紋產(chǎn)生是有利的，因為高鉻白口鐵鑄造或焊敷時產(chǎn)生的裂紋路徑沿著M7C3碳化物和奧氏體分界面，相互連接的復(fù)雜規(guī)則的共晶碳化物結(jié)構(gòu)為裂紋長大提供了長的連續(xù)的路徑，因此，必須消除這種結(jié)構(gòu)。然而，盡管圖2和圖3中的鑄體微結(jié)構(gòu)已經(jīng)達(dá)到了該目的，裂紋仍會發(fā)生，原因可從圖4中得知。高放大倍數(shù)的圖4拍攝于圖2中裂紋交叉點的上方，垂直裂紋的右方。圖4中，淺色相為初生M7C3碳化物，占主導(dǎo)的深色基體為分離共晶奧氏體。然而，在奧氏體和M7C3碳化物分界面中的奧氏體邊界區(qū)域，有一層馬氏體，用黑色箭頭指示。ML樣,白色箭頭所指為奧氏體內(nèi).沉淀的]^23€6碳化物區(qū)域。通過透射電子顯微鏡(TEM)可觀察到，在M7C3碳化物和奧氏體分界面中，形成了一個連續(xù)馬氏體層。圖4中，黑色箭頭僅指示在圖4的放大倍數(shù)下可見的馬氏體區(qū)域，實際上，透射電子顯微鏡顯示馬氏體層包含兩層很薄的馬氏體層，其中包括一與M7C3碳化物鄰近的非常脆的高碳馬氏體薄層和一個鄰近奧氏體的脆性較低的低碳馬氏體層。但是，即使在圖4可見的區(qū)域內(nèi)，也可以觀察到一些馬氏體針從分界面延伸到奧氏體。為了最小化裂紋，大部分工業(yè)用高鉻白口鐵鑄體的成分限于共晶混合物。然而，一般認(rèn)為，高鉻白口鐵的磨損速度與初生M7C3碳化物和共晶M7C3碳化物的體積分?jǐn)?shù)直接相關(guān)，因此，大多數(shù)情況下，亞共晶合金和共晶合金比過共晶合金有更快的磨損速度。對亞共晶和共晶混合物的選擇，可通過減少M7C3碳化物和奧氏體邊界區(qū)域，來最小化裂紋，由于邊界馬氏體層的存在，我們發(fā)現(xiàn)該邊界區(qū)域是裂紋發(fā)生的路徑。圖2到圖4的工業(yè)合金有共晶混合物，所以，提供的樣本中含有裂紋和邊界馬氏體。本發(fā)明中高鉻白口鐵可以為亞共晶、共晶或過共晶狀態(tài)，可用于鑄造或熱處理。兩種過共晶混合物可使用小型慢速冷卻坩鍋進(jìn)行試驗性鑄造。圖5為取自小型慢速冷卻坩鍋鑄造并經(jīng)酸鐵氯化物蝕刻的樣本顯微圖片，試驗的混合成分如表IV所示。表IV本發(fā)明過共晶鑄體成分<table>tableseeoriginaldocumentpage21</column></row><table>圖5中的這些特征很重要。光蝕刻相是六角初生M7C3碳化物桿，并由一個奧氏體光環(huán)包圍。以圖5的分辨率(與圖2的分辨率類似)，初生M7C3碳化物或共晶M7C3碳化物和奧氏體前分界面土似乎沒有深顏色的馬氏體層。圖6中使用了光學(xué)顯微鏡(比圖4的分辨率高)進(jìn)行細(xì)致觀察，但仍然沒有在該界面上發(fā)現(xiàn)任何馬氏體。微結(jié)構(gòu)中體積較大的初生碳化物表明合金處于過共晶狀態(tài)，如前面所述，防磨損性會隨碳化物的體積分?jǐn)?shù)的增加而增加，尤其是初生碳化物。盡管存在孔隙和過共晶化合物，坩鍋鑄造中仍沒顯示出有裂紋存在。這樣，概括來講，圖2到圖4的工業(yè)用鑄體微結(jié)構(gòu)中，在分離的奧氏體基體中含有初生M7C3碳化物，這表明該鑄體為過共晶混合物且處于鑄造狀態(tài)。工業(yè)用鑄體微結(jié)構(gòu)中，在M7C3碳化物和奧氏體之間有一個馬氏體層，由于工業(yè)鑄體冷卻速度相對較慢，這層馬氏體可在光學(xué)顯微鏡中清晰可見，本發(fā)明避免了界面馬氏體的生成。相反，本發(fā)明中試驗性混合物慢速冷卻鑄體的微結(jié)構(gòu)表明該鑄體為過共晶成分，鑄體的M7C3碳化物和奧氏體界面也沒有跡象表明有馬氏體存在，并且沒有裂紋存在。本發(fā)明中，如果成分不用透射電子顯微鏡來觀察，用一個簡單試驗也可以判斷從圖2到圖4、以及圖5和圖6中的微結(jié)構(gòu)中是否分別存在馬氏體。每個過共晶高鉻白口鐵中，鑄造狀態(tài)中可能存在的唯一的鐵磁相就是馬氏體，從圖2到圖4顯微圖片中的工業(yè)鑄體是鐵磁體，吸引磁鐵的能力很強(qiáng)，這表明里面有馬氏體存在。圖5和圖6中的鑄體和表IV中成分構(gòu)成的其他鑄體不能吸引磁鐵，這表明里面不存在馬氏體。實施例——焊敷用于焊敷或硬化焊敷時，本發(fā)明可完全避免在M7C3碳化物和奧氏體分界面上生成馬氏體層。達(dá)到這個目的的方法與以上所述的鑄造類似，都是將作為馬氏體促進(jìn)劑的硅和作為奧氏體穩(wěn)定劑的錳和鎳的含量達(dá)到平衡來實現(xiàn)，然而，焊敷有更大的優(yōu)點。避免馬氏體的生成，同時降低M7C3碳化物中的相互連接程度，可避免裂紋生成。關(guān)于降低M7Q碳化物的連接程度這一結(jié)果將在后面圖例說明。我們觀察幾個在鋼基體上進(jìn)行硬化焊敷形成的過共晶高鉻白口鐵焊敷覆蓋層的工業(yè)樣本。每種情況下，白口鐵表面硬化時都有裂紋出現(xiàn)。圖7的拍攝圖顯示了典型的裂紋，圖7中明確顯示出裂紋延伸到整個硬化表面，用厘米尺可測量到510mm網(wǎng)眼結(jié)構(gòu)。大部分情況下，裂紋會放射穿過整個硬化表面厚度到達(dá)基體和硬化表面的分界面。每種工業(yè)樣本均采用相同的樣本制備技術(shù)，樣本制備包含選樣和等離子切割成合適尺寸，為研磨切割作準(zhǔn)備，用于金相檢測的樣本使用金剛砂研磨盤切割并用水作為滑潤劑，切割時樣本與等離子切割區(qū)保持合適的距離，這樣可保證切割時不會由于發(fā)熱使微結(jié)構(gòu)發(fā)生變化。樣段應(yīng)沿焊道橫向和縱向方向切割得到，尺寸約為25mm長10mm寬，橫向切割樣段的觀察平面是在橫過連續(xù)焊道的方向，縱向切割樣段的觀察平面則沿著焊道方向，這些樣段使用五級金剛砂紙進(jìn)行拋光，最后經(jīng)金剛石研膏打磨使光潔度達(dá)到拋光后的樣本經(jīng)酸鐵氯化物(5克FeCl3、10毫升HCL和100毫升H20)蝕刻后使用光學(xué)顯微鏡進(jìn)行觀察。圖7中表面硬化的代表性工業(yè)樣本通過沿焊道橫向和縱向切割獲得并作金相研究用。圖8a和圖8b為橫向和縱向方向切割樣本的微結(jié)構(gòu)，酸鐵氯化物蝕刻后顯示，初生M7C3碳化物的存在表示高鉻白口鐵為過共晶成分。圖7所示的硬化表面的化學(xué)成分來自樣本I如表V所示，其他工業(yè)樣本的硬化表面的成分來自樣本II和樣本III。表V工業(yè)用硬化表面成分樣本<table>tableseeoriginaldocumentpage23</column></row><table>觀察的工業(yè)樣本共同的特點是有裂紋產(chǎn)生，所有樣本在表面硬化整個區(qū)域中都含有510mm網(wǎng)眼結(jié)構(gòu)的裂紋，大部分裂紋會延伸到基體與硬化表面的分界面，一些情況下，裂紋會沿著基體和硬化表面分界面進(jìn)一步分岔和擴(kuò)大，這些界面上裂紋的擴(kuò)大會導(dǎo)致硬化表面覆蓋區(qū)域與基體表面分離。覆蓋面的微結(jié)構(gòu)可提升磨損特性，它對于優(yōu)化磨損性能很重要。檢測樣本中的覆蓋微結(jié)構(gòu)是過共晶高鉻白口鐵微結(jié)構(gòu)，該微結(jié)構(gòu)由奧氏體共晶成分中的初生M7C3碳化物連接桿和共晶M7C3碳化物組成。但是，檢測的微結(jié)構(gòu)也包含不良的特征，如復(fù)雜規(guī)則的互相連接的碳化物。圖9為硬化焊敷表面的理想微結(jié)構(gòu)。圖9來自于表V中的樣本II，但不是這種樣本或其他樣本的代表。圖9中的微結(jié)構(gòu)已經(jīng)過酸鐵氯化物蝕刻,微結(jié)構(gòu)包含M7C3碳化物和奧氏體共晶基體中的初生M7C3碳化物(白色)的六角桿，當(dāng)網(wǎng)格狀的奧氏體光環(huán)在初生碳化物周圍可見時，初生碳化物桿與圖9的所示平面幾乎垂直，因此其看起來幾乎為六角形。碳化物桿的外形隨它們方向的不同而改變，所以，初生碳化物垂直延伸到圖9拍攝的平面時為長桿狀，而不是六角形。材料熔體過冷卻時，也就是說，液體在凝固前以低于正常的凝固溫度進(jìn)行冷卻，不會產(chǎn)生圖9所示的正常共晶現(xiàn)象，而是取自表V之樣本III中，圖IO所示的奧氏體中碳化物桿的相互連接的分岔排列。圖10中的微結(jié)構(gòu)是所有樣本的代表，包括圖9所示不具代表性的微結(jié)構(gòu)的樣本II。圖10中經(jīng)酸鐵氯化物蝕刻后的共晶體仍然由M7C3碳化物桿(白色)和奧氏體混合組成，碳化物桿方向與圖IO所示區(qū)域基本平行。這個過度冷卻的共晶體稱為復(fù)雜規(guī)則的共晶體，共晶桿的直徑約為圖9中所示初生碳化物桿的五分之一，并且有一個三重旋轉(zhuǎn)對稱結(jié)構(gòu)，這會造成碳化物群的三角形外觀。由于這些共晶桿的相互連接，這種微結(jié)構(gòu)為裂紋擴(kuò)大提供了長的相互連接的路徑。因此圖IO中的微結(jié)構(gòu)為不良結(jié)構(gòu)，雖然它在本發(fā)明前的高鉻白口鐵焊敷中很常見。將蝕刻樣本進(jìn)行電子背散射衍射(EBSD)和X射線衍射后發(fā)現(xiàn)，所有復(fù)雜規(guī)則共晶體中等邊三角形的碳化物桿是互相連接的，其中，復(fù)雜規(guī)則的碳化物桿是M7C3，它的六角形橫截面與初生M7C3碳化物的橫截面相同，盡管復(fù)雜規(guī)則的碳化物更好，約為初生碳化物的五倍，這種以毫米計的復(fù)雜規(guī)則結(jié)構(gòu)的"顆粒"是常見的。圖lla和圖lib詳細(xì)顯示了樣本II中裂紋穿過這種復(fù)雜規(guī)則的微結(jié)構(gòu)的情況。由于共晶體中碳化物桿的相互連接大大減少，圖9顯示了更為理想的共晶微結(jié)構(gòu)，對樣本II同樣如此，這種微結(jié)構(gòu)包含了共晶M7C3碳化物和奧氏體混合基體中的初生M7C3桿，并且不存在伴有相互連接的碳化物的復(fù)雜規(guī)則的微結(jié)構(gòu)。其他高鉻白口鐵微結(jié)構(gòu)中碳化物相互連接，并促成過共晶高鉻白口鐵進(jìn)行金屬熔敷時發(fā)生脆變這是因為結(jié)構(gòu)中含有分岔的初生M7C3碳化物(如圖12之樣本in)或分岔的初生M7C3和復(fù)雜規(guī)則結(jié)構(gòu)的混合物(圖13之樣本III),增加合金中的硅含量或提高冷卻速度容易生成這兩種結(jié)構(gòu)。如上所述，硅含量高時，以及會造成過冷卻的焊敷時固有的極快的冷卻速度，均容易生成分岔的初生碳化物和復(fù)雜規(guī)律的微結(jié)構(gòu)，這些碳化物的生長不是決定于溫度梯度而是過冷卻的程度。過冷卻更容易發(fā)生在臨近基體的區(qū)域，因此這些碳化物生長的方向與基體平行而不是與基體垂直，如果碳化物的生長可由溫度梯度控制，則上述情況就是我們所希望看到的。這解釋了工業(yè)樣本表面硬化時出現(xiàn)的裂紋。圖7中，裂紋在覆蓋表面以方格的形式出現(xiàn)，盡管這些裂紋是在靠近基體表面生成的，因此出現(xiàn)在覆蓋表面的裂紋會從基體一直擴(kuò)大到覆蓋表面，這種裂紋圖案是焊縫凝固和碳化物桿排列時的殘余應(yīng)力作用產(chǎn)生的后果。遠(yuǎn)離基體，碳化物可能會平行于溫度梯度而生長，也就是垂直于基體的方向生長。仔細(xì)觀察圖14的電子顯微圖片會得到進(jìn)一步的解釋。圖14所示的是樣本m，它是樣本i、n和m中高鉻白口鐵金屬熔敷覆蓋層的電子顯微圖片，并以高放大倍數(shù)顯示。盡管圖14是共晶碳化物和奧氏體的圖片，但是情況與奧氏體基體中的初生碳化物相同。前面已說明在高鉻白口鐵覆蓋層中的裂紋一般會沿著碳化物和奧氏體分界面發(fā)生，這個圍繞碳化物顆粒的薄的深顏色區(qū)域(圖14中顯示不到0.2pm厚)是一薄層馬氏體，馬氏體針可以從這些薄層延伸到奧氏體，周圍有碳化物顆粒的脆性馬氏體在殘余應(yīng)力作用下，為裂紋擴(kuò)展提供了理想的路徑。不存在馬氏體層時，較硬的奧氏體會吸收這些殘余應(yīng)力，因此在M7Q碳化物和奧氏體分界面上，就不會出現(xiàn)裂紋。由此得出結(jié)論，存在分岔的初生碳化物或復(fù)雜規(guī)則結(jié)構(gòu)(兩者都含有相互連接的碳化物)或在碳化物奧氏體分界面上存在馬氏體都會促進(jìn)裂紋生成。如果能消除這些因素，焊敷時也會消除裂紋。使用等離子轉(zhuǎn)移弧(PTA)將兩個亞共晶高鉻白口鐵在低碳鋼盤上進(jìn)行焊敷，表VI所示的是粉末成分。表VI本發(fā)明的成分<table>tableseeoriginaldocumentpage26</column></row><table>現(xiàn)象。以上關(guān)于樣本I、樣本II和樣本III的敘述(與圖7到圖14對應(yīng))主要集中在初生M7C3碳化物相互連接的不利影響。然而，如圖14所示，那些樣本中在M7C3碳化物和奧氏體界面可檢測到有馬氏體存在，樣本I、II和III中每一個也因此而顯示強(qiáng)大的鐵磁性，也就是說，樣本I、樣本II和樣本III進(jìn)行金屬熔敷后，對磁鐵會產(chǎn)生強(qiáng)大的吸引力。圖16和圖17分別是沿焊道橫向和縱向拍攝的顯微圖片。圖15、圖16和圖17顯示，焊敷中完全沒有裂紋產(chǎn)生。微結(jié)構(gòu)的特點是內(nèi)部的樹狀晶和M7C3及奧氏體的共晶體，并且在M7C3碳化物和奧氏體分界面不存在馬氏體，另外，M7C3碳化物的相互連接程度也比較低。兩種粉末導(dǎo)致極好的流動性和大約10%25%的稀度。發(fā)明中基體需預(yù)先加熱的程度也大大低于現(xiàn)有技術(shù)，約在150'C而不是300'C。最后，我們歡迎對以上所述實施例在本發(fā)明范圍內(nèi)實行其他修改和更正。權(quán)利要求1.一種防磨損高鉻白口鐵，其特征在于所述白口鐵在未經(jīng)過熱處理的情況下有一種微結(jié)構(gòu)，微結(jié)構(gòu)中含有奧氏體和M7C3碳化物，所述白口鐵中含有至少一種馬氏體促進(jìn)劑和至少一種奧氏體穩(wěn)定劑，并且所述馬氏體促進(jìn)劑和奧氏體穩(wěn)定劑的含量達(dá)到各自的水平以使兩者間效應(yīng)平衡，從而使白口鐵不存在裂紋。2.根據(jù)權(quán)利要求l所述的防磨損高鉻白口鐵，其特征在于所述白口鐵中至少一種馬氏體促進(jìn)劑為硅或硼或兩者組合使用。3.根據(jù)權(quán)利要求l所述的防磨損高鉻白口鐵，其特征在于所述白口鐵中至少一種馬氏體促進(jìn)劑為含量在0,25%3.5%的硅。4.根據(jù)權(quán)利要求l所述的防磨損高鉻白口鐵，其特征在于所述白口鐵中至少一種馬氏體促進(jìn)劑為含量在0.5%3.25%的硅。5.根據(jù)權(quán)利要求l所述的防磨損高鉻白口鐵，其特征在于所述白口鐵中至少一種馬氏體促進(jìn)劑為含量最高約達(dá)2%的硼。6.根據(jù)權(quán)利要求l所述的防磨損高鉻白口鐵，其特征在于所述白口鐵中至少一種馬氏體促進(jìn)劑為含量最高約達(dá)1%的硼。7.根據(jù)權(quán)利要求1至6中任一權(quán)利要求所述的防磨損高鉻白口鐵，其特征在于所述白口鐵中至少一種奧氏體穩(wěn)定劑為錳或鎳或銅或鉬。.8.根據(jù)權(quán)利要求7所述的防磨損高鉻白口鐵，其特征在于所述白口鐵中至少一種奧氏體穩(wěn)定劑為含量在4%12%的錳或鎳或銅或有同等作用的鉬，而這種鉬的含量并不包括生成碳化物占用的部分。9.根據(jù)權(quán)利要求7所述的防磨損高鉻白口鐵，其特征在于所述白口鐵中至少一種奧氏體穩(wěn)定劑為含量在4%8%的錳或鎳或銅或有同等作用的鉬，而這種鉬的含量并不包括生成碳化物占用的部分。10.根據(jù)權(quán)利要求1至9中任一權(quán)利要求所述的防磨損高鉻白口鐵，其特征在于所述白口鐵處于澆鑄狀態(tài)，馬氏體促進(jìn)劑和奧氏體穩(wěn)定劑以各自的含量達(dá)到兩者間效應(yīng)的平衡，這樣，白口鐵的奧氏體和M7Q碳化物分界面不存在馬氏體。11.根據(jù)權(quán)利要求1至9所述的防磨損高鉻白口鐵，其特征在于所述白口鐵含有金屬熔敷后沉積在基體表面的硬化表面，且該硬化表面沒有裂紋。12,根據(jù)權(quán)利要求11所述的防磨損高鉻白口鐵其特征在于所述白口鐵中馬氏體促進(jìn)劑和奧氏體穩(wěn)定劑的相互效應(yīng)達(dá)到平衡,這樣微結(jié)構(gòu)的M7C3碳化物中碳化物顆粒的相互連接程度相對較低。13.很據(jù)權(quán)利要求12所述的防磨損髙鉻白口鐵，其特征在于所述白口鐵中碳化物顆粒相互連接程度較低，這樣微結(jié)構(gòu)中沒有分岔的碳化物顆粒，且馬氏體促進(jìn)劑和奧氏體穩(wěn)定劑以各自的含量達(dá)到兩者間效應(yīng)的平衡，因此在所述白口鐵中奧氏體和M7C3碳化物分界面不存在馬氏體。14.根據(jù)權(quán)利要求1至13中任一權(quán)利要求所述的防磨損高鉻白口鐵，其特征在于所述白口鐵為亞共晶狀態(tài)，所述亞共晶結(jié)構(gòu)中的分界面包括初生奧氏體和共晶M7C3碳化物之間的分界面與共晶奧氏體和共晶M7C3碳化物之間的分界面。15.根據(jù)權(quán)利要求1至13中任一權(quán)利要求所述的防磨損高鉻白口鐵，其特征在于所述白口鐵為共晶狀態(tài)，所述共晶結(jié)構(gòu)中的分界面在共晶奧氏體和共晶M7C3碳化物之間。16.根據(jù)權(quán)利要求1至13中任一權(quán)利要求所述的防磨損高鉻白口鐵，其特征在于所述白口鐵為過共晶狀態(tài)，所述過共晶結(jié)構(gòu)中的分界面包括初生M7C3碳化物和共晶奧氏體之間的分界面與共晶奧氏體和共晶M7C3碳化物之間的分界面。17.根據(jù)權(quán)利要求14以及權(quán)利要求10至14中任一權(quán)利要求所述的防磨損高鉻白口鐵，其特征在于所述白口鐵中碳含量為1.0%3.0%，鉻含量為18.0%27.0%，錳及鎳含量均為4.0%8.0%或錳鎳兩者組合含量為4.0%8.0%，硅含量為0.25%2.75%，另外還含有鐵元素及其他合金元素和雜質(zhì)。18.根據(jù)權(quán)利要求14以及權(quán)利要求10至14中任一權(quán)利要求所述的防磨損高鉻白口鐵，其特征在于所述白口鐵中碳含量為2.5%4.0%，鉻含量為18.0%27.0/0,錳或鎳含量為4.0%8.0%或錳鎳兩者組合含量為4.0%8.0°/"硅含量為0.25%2.75%，鈮或釩或兩者組合含量最多為;0%,另外還含有鐵元素及其他合金元素和雜質(zhì)。19.根據(jù)權(quán)利要求15以及權(quán)利要求10至14中任一權(quán)利要求所述的防磨損高鉻白口鐵其特征在于所述白口鐵中碳含量為3.0%4.0%，鉻含量為15.0%27.0%，錳及鎳含量均為4.0%8.0%或錳鎳兩者組合含量為4.0%8.0%，硅含量為0.25%2.75%,另外還含有鐵元素及其他合金元素和雜質(zhì)。20.根據(jù)權(quán)利要求15以及權(quán)利要求10至14中任一權(quán)利要求所述的防磨損高鉻白口鐵，其特征在于所述白口鐵中碳含量為4.25%4.75%，鉻含量為15.0%27.0%，錳或鎳含量為4.0%8.0%或錳鎳兩者組合含量為4.0%8.0%，硅含量為0.25%2.75%，鈮或釩或兩者組合含量最多為10%，另外還含有鐵元素及其他合金元素和雜質(zhì)。21.根據(jù)權(quán)利要求16以及權(quán)利要求10至14中任一權(quán)利要求所述的防磨損高鉻白口鐵，其特征在于所述白口鐵中碳含量為4.0°/。5.0%，鉻含量為20.0%27.0%，錳及鎳含量均為4.0%8.0%或錳鎳兩者組合含量為4.0%8.0%，硅含量為0.25%2.75%，另外還含有鐵元素及其他合金元素和雜質(zhì)。22.根據(jù)權(quán)利要求16以及權(quán)利要求10至14中任一權(quán)利要求所述的防磨損高鉻白口鐵，其特征在于所述白口鐵中碳含量為5.0%6.0%，鉻含量為20.0%27.0%，錳或鎳含量為4.0%8.0%或錳鎳兩者組合含量為4.0%8.0%，硅含量為0.25%2.75%,鈮或釩或兩者組合含量最多為10%，另外還含有鐵元素及其他合金元素和雜質(zhì)。23.根據(jù)權(quán)利要求7或權(quán)利要求8所述的防磨損高鉻白口鐵，其特征在于所述白口鐵含有至少兩種奧氏體穩(wěn)定劑，且總含量不超過20%。24.根據(jù)權(quán)利要求7或權(quán)利要求8所述的防磨損高鉻白口鐵，其特征在于所述白口鐵含有至少兩種奧氏體穩(wěn)定劑，且總含量不超過16%。25.—種生產(chǎn)防磨損高鉻白口鐵鑄體的方法，其特征在于將高鉻白口鐵熔體進(jìn)行澆注，并進(jìn)行冷卻得到由奧氏體和M7C3碳化物組成的微結(jié)構(gòu)，所述高鉻白口鐵熔體中包含至少一種馬氏體促進(jìn)劑和至少一種奧氏體穩(wěn)定劑，且馬氏體促進(jìn)劑和奧氏體穩(wěn)定劑的含量達(dá)到各自的水平以使兩者間效應(yīng)平衡，避免鑄體出現(xiàn)裂紋。26.—種生產(chǎn)防磨損高鉻白口鐵硬化焊敷的方法，其特征在于將高鉻白口鐵焊敷并沉積到基體上，然后進(jìn)行冷卻最后在基體上得到硬化焊敷表面，硬化焊敷表面的微結(jié)構(gòu)由奧氏體和M7C3碳化物組成，所述白口銖中包含至少一種馬氏體促進(jìn)劑和至少一種奧氏體穩(wěn)定劑，且馬氏體促進(jìn)劑和奧氏體穩(wěn)定劑的含量達(dá)到各自的水平以使兩者間效應(yīng)平衡，避免硬化焊敷表面出現(xiàn)裂紋。27.根據(jù)權(quán)利要求25或權(quán)利要求26所述的方法，其特征在于，方法中所述的熔體為權(quán)利要求2至9中任一權(quán)利要求所述的白口鐵的熔體。28.根據(jù)權(quán)利要求25至權(quán)利要求27中任一權(quán)利要求所述的方法，其特征在于，在至少一種馬氏體促進(jìn)劑和至少一種奧氏體穩(wěn)定劑之間達(dá)到的效應(yīng)平衡，致使白口鐵的斷裂韌性得到改善。全文摘要一種防磨損高鉻白口鐵，所述白口鐵在未經(jīng)過熱處理的情況下有一種微結(jié)構(gòu)，微結(jié)構(gòu)中含有奧氏體和M₇C₃碳化物，所述白口鐵中含有至少一種馬氏體促進(jìn)劑和至少一種奧氏體穩(wěn)定劑，并且所述馬氏體促進(jìn)劑和奧氏體穩(wěn)定劑的含量達(dá)到各自的水平以使兩者間效應(yīng)平衡，從而使白口鐵不存在裂紋。該白色口鐵可用于鑄造或形成硬化焊敷表面。文檔編號C22C37/08GK101133175SQ200480044720公開日2008年2月27日申請日期2004年10月27日優(yōu)先權(quán)日2004年10月27日發(fā)明者格雷厄姆·倫納德·弗雷澤·鮑威爾申請人:環(huán)球硬合金有限公司