一种高Cr含Ni的Fe-B基耐锌液腐蚀的整体材料及其制备方法

摘要

本发明公开了一种高Cr含Ni的Fe-B基耐锌液腐蚀的整体材料及其制备方法。本发明的材料由下述按质量百分比计的组分构成：Cr18％，Ni 4～14％，Mo 1～2％，B 3.5-3.88％，Fe余量。用精度为0.1mg的光电感量天平称量原材料，在WK-I型非自耗钨极磁控真空熔炼炉内反复熔炼4次以上，获得本发明的合金。本发明的合金具有耐液锌腐蚀性能良好、韧性良好、耐磨性好等特点，在实际应用中具有优异的耐腐蚀性以及组织稳定性。

说明书

技术领域

本发明涉及高温合金制备技术，特别涉及一种高Cr含Ni的Fe-B基耐锌液 腐蚀的整体材料以及制备方法。

背景技术

液态金属的腐蚀一直以来都是困扰核工业以及镀锌业的难题，已经成为一 个世界范围内的难题。尤其是沉没在液态金属中的设备构件，受到熔融态金属 的强烈腐蚀与磨损，频繁地更换设备，不仅造成了材料的浪费，也造成了大量 的经济损失。目前，耐液锌腐蚀整体材料主要有铁基，钴基，Mo-W系，以及陶 瓷材料等，钴基超合金价格昂贵，陶瓷以及Mo-W合金系具有很大的脆性。其 中Fe-B合金以其低廉的价格，良好的耐液锌腐蚀性得到广泛的关注。

Fe-B合金最初由澳大利亚昆士兰大学发明，发明初衷是出于一种铁基耐磨 材料，其显微组织为α-Fe+Fe₂B，B元素在晶界处的非平衡偏聚使得Fe-B合金 形成了以Fe₂B的3D网格包围着基体Fe的特殊结构。另外Fe₂B与锌液不润湿， 保证了Fe-B系列合金的耐腐蚀性。但是Fe₂B具有本质脆性，是一种脆性相。 在锌液中由于热腐蚀，热脆性的趋势加大。未经合金化的Fe-B合金，基体的α- Fe很快就被锌液优先腐蚀了，再加之Fe₂B的脆性，在相变应力下从基体上剥落 掉，从而导致材料的过早失效。很多研究证实Cr是提高耐液锌腐蚀的主要元素， 有研究将Cr加入到Fe-B合金中，但是高铬的加入使得Fe₂B不再连续致密，虽 然提高了基体的耐蚀性，改善了Fe₂B的韧性，但是没有了网格状Fe₂B的阻挡作 用，其耐液锌腐蚀性仍不理想。在Galvalume浸镀中，浸镀温度达到了600-640 ℃，对材料的高温热稳定性的要求更高了。结合我国的生产现状，高消耗，低 效率的模式已经严重制约了国家经济的发展，因此，有必要研发一种适合我国 的生产现状，资源现状，成本低廉并且组织以及性能稳定性优异的新型耐液锌 腐蚀材料。

发明内容

针对现有Fe-B系列合金存在的上述不足以及我国的资源现状，本发明提供 一种高Cr含Ni的Fe-B基耐锌液腐蚀的整体材料。

本发明的技术方案为：

一种高Cr含Ni的Fe-B基耐锌液腐蚀的整体材料，由如下按质量百分比计 的组分构成：

Cr 18％，Ni 4～14％，Mo 1～2％，B 3.5-3.88％，Fe余量。

优选为，Cr 18％，Ni 6～14％，Mo 1～2％，B 3.5-3.88％，Fe余量。

更优选为，Cr 18％，Ni 8～10％，Mo 1％，B 3.5％，Fe余量。

最优选的是，Cr 18％，Ni 10％，Mo 1％，B 3.5％，Fe余量。

上述的高Cr含Ni的Fe-B基耐锌液腐蚀的整体材料的制备方法，其特征在 于，采用磁控非自耗真空熔炼炉熔炼，包括如下步骤：

(1)为尽量减少B元素的烧损，将硼含量为17wt％的硼铁放在坩埚底部， 坩埚底部通有循环冷却水，然后将Cr粒、电解Ni块、Mo片以及工业纯铁块覆 盖其上，所述原料满足如下按质量百分比计的配比：

Cr 18％，Ni 4～14％，Mo 1～2％，B 3.5-3.88％，Fe余量；

或Cr 18％，Ni 6～14％，Mo 1～2％，B 3.5-3.88％，Fe余量；

或Cr 18％，Ni 8～10％，Mo 1％，B 3.5％，Fe余量；

或Cr 18％，Ni 10％，Mo 1％，B 3.5％，Fe余量；

(2)初次熔炼时，将电弧置于工业纯铁块上，让流动的Fe液包覆着Cr粒， Ni块、Mo片以及硼铁，熔炼电流为100A，然后将钨极对准熔池中间，旋转电 弧进行机械搅拌，其间施加数次60～100A的电流，熔炼时间为1分钟；

(3)进行翻转，反复熔炼4次以上，得到高Cr含Ni的Fe-B基耐锌液腐 蚀的整体材料。

在上述步骤中，施加数次电流时，不同的电流能够产生交变磁场，从而对 熔融态的试样起到电磁搅拌的作用，有利于成分的均匀化。

上述所得产品形状为纽扣状。

为了研究其耐腐蚀性能，对其进行腐蚀实验，腐蚀实验的试样制作按如下 操作进行：

(1)利用电火花数控线切割机在所得产品中切割出形状规则的15×9×4mm 试样，切割位置优选产品的中心位置；

(5)在试样的两边用线切割机切割出2×1mm的槽，用直径为1mm的纯度 为99.99wt％的钨丝绑住试样，用于腐蚀实验。

值得说明的是，wt％表示质量分数或质量百分比。

本发明耐腐蚀的化学成分的确定基于以下理论基础：

硼：Fe-B二元系的共晶点在3.88wt％B,超过3.88会出现针状Fe₂B初生相， 对组织以及耐液锌腐蚀不利，过低的B含量使得Fe₂B的体积分数小，难以保证 耐蚀性，因此，考虑B含量选定在3.5-3.88％。

铬：Cr主要用来保证基体的耐蚀性，以及韧化Fe₂B。

镍：改变Fe-Cr-B系合金中Fe₂B的形貌与分布，同时镍是扩大奥氏体区的 元素，固溶于基体中形成γ-(Fe，Ni，Cr)固溶体，以保证合金的耐腐蚀性。

钼：Mo可以提高表面钝化膜的稳定性，Mo在晶间形成富Mo的硼化物， 另外Mo固溶于基体也有利于提高耐蚀性。

本发明的有益效果在于：

(1)本发明的合金成分简单，各组分协同发挥作用，具有耐液锌腐蚀性能 良好、韧性良好、耐磨性好等特点，在实际应用中具有优异的耐腐蚀性以及组 织稳定性。

(2)本发明的合金在高温镀锌中具有良好的稳定性。

(3)相比现有技术中的类似合金，本发明合金的耐腐蚀性提高了3倍以上， 而与其Cr、Ni含量相当的不锈钢合金1Cr18Ni9Ti相比，本发明合金的耐蚀性提 高了30多倍。

附图说明

图1为合金A样品的铸态组织。

图2为合金B样品的铸态组织。

图3为合金C样品的铸态组织。

图4为合金D样品的铸态组织。

图5为合金A-D的XRD图谱。

图6为合金A腐蚀后的腐蚀界面的SEM图。

图7为合金B腐蚀后的腐蚀界面的SEM图。

图8为合金C腐蚀后的腐蚀界面的SEM图。

图9为合金D腐蚀后的腐蚀界面的SEM图。

图10为合金C腐蚀层的XRD图。

图11为1Cr18Ni9Ti腐蚀后的腐蚀深度曲线。

图12为合金A-D腐蚀后的腐蚀深度曲线。

图13为合金A-D腐蚀后的腐蚀速率曲线。

具体实施方式

下面结合具体实施例对本发明做进一步详细描述，但本发明并不限于此。

值得说明的是，下述硼铁均指硼含量为17％(质量分数)的硼铁。

表1列出了本发明实施例1至4所得合金的化学成分。其中编号A-D分别 对应为本发明实施例1至4所得合金。

表1 A-D合金的化学成分(质量分数，％)

Sample Cr Ni Mo B Fe A 18 4 1 3.5 余量 B 18 6 1 3.5 余量

C 18 10 1 3.5 余量 D 18 14 1 3.5 余量

本发明所用材料是纯度为99.9％的(质量百分数)的工业纯铁片，99.99％ 的铁粒，Mo片，Cr粒，Ni柱。按照表1中各实施例的化学成分，用精度为0.1mg 的光电感量天平称量原材料，在WK-I型非自耗钨极磁控真空熔炼炉内反复熔炼 四次，获得纽扣状合金铸锭。用数控电火花线切割机将其切割成具有规则形状 的试样。

采用日本理学RigakuX射线衍射仪(XRD)对合金进行物相鉴定分析，采用 JSM-6360LV扫描电子显微镜(SEM)分析合金的显微组织，并用扫描电镜自带 的能谱仪(EDS)测定合金组成相的成分。液锌腐蚀试验采用坩埚电阻炉，其型 号为SG₂-7.5-10,生产厂家为天津中环实验电炉有限公司。利用深度法测量腐蚀 速率计算公式：

v＝(a-b)/2t

其中a为样品腐蚀前的厚度，b为样品腐蚀后的厚度，t为腐蚀时间。腐蚀 实验前用千分尺准确测量腐蚀前的厚度a，然后在扫描电镜下拍下样品腐蚀后的 横截面全貌，用SIMLEVIEW软件测量样品腐蚀后的剩余厚度b。其测量方法为： 每隔0.5个毫米取一个测量点，取10个点的数据，求平均值。腐蚀深度用(a-b)/2 求得.

实施例1

一种高Cr含Ni的Fe-B基耐锌液腐蚀的整体材料，由如下按质量百分比计 的组分构成：

Cr 18％，Ni 4％，Mo 1％，B 3.5％，Fe余量。

其制备方法如下：

(1)用精度为0.1mg的感应天平精确称取2.7gCr粒、0.6gNi块、0.15gMo 片、3.088g硼铁、8.462g工业纯铁块，将硼铁粒放在坩埚底部，然后将Cr粒、 电解Ni块、Mo片以及工业纯铁块覆盖其上；

(2)初次熔炼时，将电弧置于工业纯铁块上，让流动的Fe液包覆着Cr粒， Ni块、Mo片以及硼铁，熔炼电流为100A，然后将钨极对准熔池中间，其间反 复施加数次电流，按60A、80A、100A交替进行，熔炼时间为1分钟；

(3)进行翻转，反复熔炼4次以上，得到本发明的产品即高Cr含Ni的Fe-B 基耐锌液腐蚀的整体材料。

试样制作如下：

(1)利用电火花数控线切割机在所得产品的中心位置切割出15×9×4mm的 试样。

(2)在试样的两边用线切割机切割出2×1mm的槽，用直径为1mm的纯度 为99.99wt％的钨丝绑住样品，用于腐蚀实验。

实施例2

一种高Cr含Ni的Fe-B基耐锌液腐蚀的整体材料，由如下按质量百分比计 的组分构成：

Cr 18％，Ni 6％，Mo 1％，B 3.5％，Fe余量。

其制备方法如下：

(1)用精度为0.1mg的感应天平精确称取2.7gCr粒、0.9gNi块、0.15gMo 片、3.088g硼铁、8.162g工业纯铁块，将硼铁粒放在坩埚底部，然后将Cr粒、 电解Ni块、Mo片以及工业纯铁块覆盖其上；

(2)初次熔炼时，将电弧置于工业纯铁块上，让流动的Fe液包覆着Cr粒， Ni块、Mo片以及硼铁，熔炼电流为100A，然后将钨极对准熔池中间，其间反 复施加数次电流，按60A、80A、100A交替进行，熔炼时间为1分钟；

(3)进行翻转，反复熔炼4次以上，得到本发明的产品即高Cr含Ni的Fe-B 基耐锌液腐蚀的整体材料。

试样制作如下：

(1)利用电火花数控线切割机在所得产品的中心位置切割出15×9×4mm的 试样。

(2)在试样的两边用线切割机切割出2×1mm的槽，用直径为1mm的纯度 为99.99wt％的钨丝绑住样品，用于腐蚀实验。

实施例3

一种高Cr含Ni的Fe-B基耐锌液腐蚀的整体材料，由如下按质量百分比计 的组分构成：

Cr 18％，Ni 10％，Mo 1％，B 3.5％，Fe余量。

其制备方法如下：

(1)用精度为0.1mg的感应天平精确称取2.7gCr粒、1.5gNi块、0.15gMo 片、3.088g硼铁、7.562g工业纯铁块，将硼铁粒放在坩埚底部，然后将Cr粒、 电解Ni块、Mo片以及工业纯铁块覆盖其上；

(2)初次熔炼时，将电弧置于工业纯铁块上，让流动的Fe液包覆着Cr粒， Ni块、Mo片以及硼铁，熔炼电流为100A，然后将钨极对准熔池中间，其间反 复施加数次电流，按60A、80A、100A交替进行，熔炼时间为1分钟；

(3)进行翻转，反复熔炼4次以上，得到本发明的产品即高Cr含Ni的Fe-B 基耐锌液腐蚀的整体材料。

试样制作如下：

(1)利用电火花数控线切割机在所得产品的中心位置切割出15×9×4mm的 试样；

(2)在试样的两边用线切割机切割出2×1mm的槽，用直径为1mm的纯度 为99.99wt％的钨丝绑住样品，用于腐蚀实验。

实施例4

一种高Cr含Ni的Fe-B基耐锌液腐蚀的整体材料，由如下按质量百分比计 的组分构成：

Cr 18％，Ni 14％，Mo 1％，B 3.5％，Fe余量。

其制备方法如下：

(1)用精度为0.1mg的感应天平精确称取2.7gCr粒、2.1gNi块、0.15gMo 片、3.088g硼铁、6.962g工业纯铁块，将硼铁粒放在坩埚底部，然后将Cr粒、 电解Ni块、Mo片以及工业纯铁块覆盖其上；

(2)初次熔炼时，将电弧置于工业纯铁块上，让流动的Fe液包覆着Cr粒， Ni块、Mo片以及硼铁，熔炼电流为100A，然后将钨极对准熔池中间，其间反 复施加数次电流，按60A、80A、100A交替进行，熔炼时间为1分钟；

(3)进行翻转，反复熔炼4次以上，得到本发明的产品即高Cr含Ni的Fe-B 基耐锌液腐蚀的整体材料。

试样制作如下：

(1)利用电火花数控线切割机在所得产品的中心位置切割出15×9×4mm的 试样；

(2)在试样的两边用线切割机切割出2×1mm的槽，用直径为1mm的纯度 为99.99wt％的钨丝绑住样品，用于腐蚀实验。

实施例5

一种高Cr含Ni的Fe-B基耐锌液腐蚀的整体材料，由如下按质量百分比计 的组分构成：

Cr 18％，Ni 8％，Mo 1％，B 3.5％，Fe余量。

其制备方法如下：

(1)用精度为0.1mg的感应天平精确称取2.7gCr粒、1.2gNi块、0.15gMo 片、3.088g硼铁、7.862g工业纯铁块，将硼铁粒放在坩埚底部，然后将Cr粒、 电解Ni块、Mo片以及工业纯铁块覆盖其上；

(2)初次熔炼时，将电弧置于工业纯铁块上，让流动的Fe液包覆着Cr粒， Ni块、Mo片以及硼铁，熔炼电流为100A，然后将钨极对准熔池中间，其间反 复施加数次电流，按60A、80A、100A交替进行，熔炼时间为1分钟；

(3)进行翻转，反复熔炼4次以上，得到本发明的产品即高Cr含Ni的Fe-B 基耐锌液腐蚀的整体材料。

试样制作如下：

(1)利用电火花数控线切割机在所得产品的中心位置切割出15×9×4mm的 试样；

(2)在试样的两边用线切割机切割出2×1mm的槽，用直径为1mm的纯度 为99.99wt％的钨丝绑住样品，用于腐蚀实验。

实施例6

一种高Cr含Ni的Fe-B基耐锌液腐蚀的整体材料，由如下按质量百分比计 的组分构成：

Cr 18％，Ni 10％，Mo 2％，B 3.5％，Fe余量。

其制备方法如下：

(1)用精度为0.1mg的感应天平精确称取2.7gCr粒、1.5gNi块、0.3gMo 片、3.088g硼铁、7.412g工业纯铁块，将硼铁粒放在坩埚底部，然后将Cr粒、 电解Ni块、Mo片以及工业纯铁块覆盖其上；

(2)初次熔炼时，将电弧置于工业纯铁块上，让流动的Fe液包覆着Cr粒， Ni块、Mo片以及硼铁，熔炼电流为100A，然后将钨极对准熔池中间，其间反 复施加数次电流，按60A、80A、100A交替进行，熔炼时间为1分钟；

(3)进行翻转，反复熔炼4次以上，得到本发明的产品即高Cr含Ni的Fe-B 基耐锌液腐蚀的整体材料。

试样制作如下：

(1)利用电火花数控线切割机在所得产品的中心位置切割出15×9×4mm的 试样；

(2)在试样的两边用线切割机切割出2×1mm的槽，用直径为1mm的纯度 为99.99wt％的钨丝绑住样品，用于腐蚀实验。

实施例7

一种高Cr含Ni的Fe-B基耐锌液腐蚀的整体材料，由如下按质量百分比计 的组分构成：

Cr 18％，Ni 8％，Mo 2％，B 3.88％，Fe余量。

其制备方法如下：

(1)用精度为0.1mg的感应天平精确称取2.7gCr粒、1.2gNi块、0.3gMo 片、3.088g硼铁、7.712g工业纯铁块，将硼铁粒放在坩埚底部，然后将Cr粒、 电解Ni块、Mo片以及工业纯铁块覆盖其上；

(2)初次熔炼时，将电弧置于工业纯铁块上，让流动的Fe液包覆着Cr粒， Ni块、Mo片以及硼铁，熔炼电流为100A，然后将钨极对准熔池中间，其间反 复施加数次电流，按60A、80A、100A交替进行，熔炼时间为1分钟；

(3)进行翻转，反复熔炼4次以上，得到本发明的产品即高Cr含Ni的Fe-B 基耐锌液腐蚀的整体材料。

试样制作如下：

(1)利用电火花数控线切割机在所得产品的中心位置切割出15×9×4mm的 试样；

(2)在试样的两边用线切割机切割出2×1mm的槽，用直径为1mm的纯度 为99.99wt％的钨丝绑住样品，用于腐蚀实验。

比较例

为了与本发明所述的合金在液锌中的耐蚀性能做对比，选用1Cr18Ni9Ti作 为比较例。材料为直径30mm的棒材，厂家北京中金研有限公司，经EDS化学成 分检验，由如下按质量百分比计的组分构成：

Cr 17％～18％，Ni 8％～9％，Ti 0.6％，Fe余量。

试样制作如下：

(1)将不锈钢棒材切割成30×9×4mm

(2)利用电火花数控线切割机在所得产品的中心位置切割出30×18×15mm 的试样；

(3)将试样在管式电炉中进行固溶处理，处理温度1000℃，保温15分钟， 空冷。

(4)在试样的两边用线切割机切割出6×1mm的槽，用直径为1mm的纯度 为99.99wt％的钨丝绑住样品，用于腐蚀实验。

图1至4分别为合金A-D样品的铸态组织。由铸态组织可以看出，随着Ni 含量的增加，材料的组织形貌发生了一定的变化。

合金的组成相主要包括两种，一种是耐蚀的M₂B金属间化合物相，该相与 液锌不润湿，具有良好的耐液锌腐蚀性能，其在组织中的体积分数与形态分布 对Fe-B材料耐蚀性有直接影响。另一种组成相是基体，该基体是富含Cr，Ni， Mo等合金元素的铁基超合金固溶体，Cr，Ni等元素的固溶提高了固溶体的耐蚀 性与热稳定性。

硼化物的形态主要有板条状，呈鱼骨状或网状形貌的共晶M₂B,短棒状的 M₂B以及晶间析出的白色的富Mo硼化物。图1中显示板条状的M₂B，图2至4 中就没有这种板条M₂B。随着Ni含量的增加，从图1到图4可以明显看出，硼 化物的总体积分数在逐渐减小。相比合金A，合金B的耐蚀性有了很大的提高， 这主要是由于共晶M₂B的网格变得更加细小，而且M₂B的取向分布变得更加复 杂，这就使得锌液向基体中的渗透与扩散变得更加困难。合金C的耐蚀性是四 种合金中最好的，通过铸态组织XRD衍射分析，如图5所示,合金A、B的基体 主要是α-(Fe,Cr,Ni)，而合金C基体是具有fcc面心立方结构的γ-(Fe，Ni， Cr)固溶体。其耐蚀性要优于α-(Fe,Cr,Ni)，所以，尽管合金C的硼化物体积 分数相比合金A、B而言要少，但是基体的耐蚀性提高了。合金D的耐蚀性比 合金C差。

图6至9分别为合金A-D腐蚀后的腐蚀界面的SEM照片，左边为基体，中 间为腐蚀过渡层，右边为铁锌化合物层。在520℃纯锌中腐蚀96h后，合金A 腐蚀后的腐蚀界面呈现出锯齿状界面，且界面前沿有很厚的Fe-Zn化合物层，在 四种合金中表现出最差的耐蚀性。对腐蚀层的XRD结果显示，如图10所示， 腐蚀层的Fe-Zn相主要有δ相(FeZn₁₀),ζ相(FeZn₁₃),η相(Zn)。合金B和合金 C硼化物的骨架依然保持着，对锌液的渗透有强烈的阻挡作用。合金B的腐蚀 界面形貌说明了硼化物的取向复杂性是提高其耐蚀的原因，这与铸态组织的分 析也是相吻合的。合金C的腐蚀界面最为平整，说明合金C的基体耐蚀性很好。

本发明的合金，Ni含量起着十分非重要的作用。随着Ni含量的增加,基体 从α-(Fe,Cr,Ni)(bcc结构的固溶体)转变成γ-(Fe，Ni，Cr)(fcc结构的固溶体)。 随着Ni含量的增加，板条状的M₂B消失，硼化物的体积分数逐渐减小。结合铸 态组织，综合考虑硼化物的体积分数与基体的耐蚀性对整个材料耐蚀性的影响， 在对实施例1至4所得合金所做的分析中，得出合金C具有最优的耐蚀性能， 这与腐蚀实验结果吻合。此外，腐蚀界面处硼化物的分布对腐蚀过程起主导作 用。

图1至4分别为合金A-D样品的铸态组织。由铸态组织可以看出，随着Ni 含量的增加，材料的组织形貌发生了一定的变化。

合金的组成相主要包括两种，一种是耐蚀的M₂B金属间化合物相，该相与 液锌不润湿，具有良好的耐液锌腐蚀性能，其在组织中的体积分数与形态分布 对Fe-B材料耐蚀性有直接影响。另一种组成相是基体，该基体是富含Cr，Ni， Mo等合金元素的铁基超合金固溶体，Cr，Ni等元素的固溶提高了固溶体的耐蚀 性与热稳定性。

硼化物的形态主要有板条状，呈鱼骨状或网状形貌的共晶M₂B,短棒状的 M₂B以及晶间析出的白色的富Mo硼化物。图1中显示板条状的M₂B，图2至4 中就没有这种板条M₂B。随着Ni含量的增加，从图1到图4可以明显看出，硼 化物的总体积分数在逐渐减小。相比合金A，合金B的耐蚀性有了很大的提高， 这主要是由于共晶M₂B的网格变得更加细小，而且M₂B的取向分布变得更加复 杂，这就使得锌液向基体中的渗透与扩散变得更加困难。合金C的耐蚀性是四 种合金中最好的，通过铸态组织XRD衍射分析，如图5所示,合金A、B的基体 主要是α-(Fe,Cr,Ni)，而合金C基体是具有fcc面心立方结构的γ-(Fe，Ni， Cr)固溶体。其耐蚀性要优于α-(Fe,Cr,Ni)，所以，尽管合金C的硼化物体积 分数相比合金A、B而言要少，但是基体的耐蚀性提高了。合金D的耐蚀性比 合金C差。

图6至9分别为合金A-D腐蚀后的腐蚀界面的SEM照片，左边为基体，中 间为腐蚀过渡层，右边为铁锌化合物层。在520℃纯锌中腐蚀96h后，合金A 腐蚀后的腐蚀界面呈现出锯齿状界面，且界面前沿有很厚的Fe-Zn化合物层，在 四种合金中表现出最差的耐蚀性。对腐蚀层的XRD结果显示，如图10所示， 腐蚀层的Fe-Zn相主要有δ相(FeZn₁₀),ζ相(FeZn₁₃),η相(Zn)。合金B和合金 C硼化物的骨架依然保持着，对锌液的渗透有强烈的阻挡作用。合金B的腐蚀 界面形貌说明了硼化物的取向复杂性是提高其耐蚀的原因，这与铸态组织的分 析也是相吻合的。合金C的腐蚀界面最为平整，说明合金C的基体耐蚀性很好。

另外，由于Ni含量的增多，从B～D,钉扎在腐蚀界面处的硼化物很多，而A 合金腐蚀界面处就很少，这说明由于Cr、Ni的复合合金化，使得硼化物的韧性 得到了提高，钉扎在界面处的硼化物可以对锌液起到强烈的阻挡作用，抑制锌 液的向内渗透，很大程度上提高了耐蚀性。

图11是比较例所述合金1Cr18Ni9Ti在520℃纯锌中的腐蚀深度与时间的关 系曲线，在腐蚀120h后，腐蚀深度有6500微米，相比合金C，腐蚀深度是C 的30多倍。

图12和13分别为实验测得的腐蚀深度曲线与腐蚀速率曲线，由图可以看 出，与上述分析吻合。

本发明的合金，Ni含量起着十分非重要的作用。随着Ni含量的增加,基体 从α-(Fe,Cr,Ni)(bcc结构的固溶体)转变成γ-(Fe，Ni，Cr)(fcc结构的固溶体)。 另外Ni与Cr的复合合金化，改变了组织中硼化物的形貌与韧性。随着Ni含量 的增加，板条状的M₂B消失，硼化物的体积分数逐渐减小。结合铸态组织，综 合考虑硼化物的体积分数与基体的耐蚀性对整个材料耐蚀性的影响，在对实施 例1至4所得合金所做的分析中，得出合金C具有最优的耐蚀性能，这与腐蚀 实验结果吻合。此外，腐蚀界面处硼化物的分布对腐蚀过程起主导作用。