錳對擴(kuò)散退火后熱浸鍍Al-Mn鍍層抗磨粒磨損性能的影響

舒冠華，李新梅，王 攀

(新疆大學(xué) 機(jī)械工程學(xué)院，烏魯木齊 830047)

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錳對擴(kuò)散退火后熱浸鍍Al-Mn鍍層抗磨粒磨損性能的影響

舒冠華，李新梅，王 攀

(新疆大學(xué) 機(jī)械工程學(xué)院，烏魯木齊 830047)

采用SEM，EDS，XRD等方法分析經(jīng)擴(kuò)散退火后Al-Mn鍍層的組織結(jié)構(gòu)、元素成分及表面形貌。采用動載磨粒磨損試驗(yàn)機(jī)研究Al-Mn鍍層的抗磨粒磨損性能，并探討其磨損機(jī)理。結(jié)果表明：純鋁鍍層主要是由Fe4Al13相和FeAl相組成，鋁錳合金鍍層表面主要是由MnAl6，Mn3Al10，F(xiàn)e4Al13相組成；Mn含量接近共晶點(diǎn)的Al-2%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)Mn試樣抗磨粒磨損性能最好；純Al、Al-2%Mn鍍層的磨粒磨損是微觀斷裂(剝落)機(jī)理占主導(dǎo)地位，Al-9%Mn，Al-13%Mn鍍層的磨料磨損主要是多次塑變(微觀犁皺)引起的。

熱浸鍍；擴(kuò)散退火；Al-Mn系合金；磨粒磨損

熱浸鍍鋁( Hot-dip-aluminizing)是把表面經(jīng)過預(yù)先處理的鋼材浸入熔融的鋁液或鋁合金液中，保溫一定時(shí)間，使其表面黏附薄層液態(tài)鋁，與鐵形成鐵鋁合金層，取出空冷；然后再經(jīng)高溫?cái)U(kuò)散退火，獲得一定厚度的滲鋁層[1]。熱浸鍍鋁技術(shù)作為一種簡單高效的表面處理技術(shù)，一直受到國內(nèi)外同行的關(guān)注[2,3]。熱浸鍍鋁可以增強(qiáng)鋼鐵的耐腐蝕、耐熱及抗高溫氧化等諸多性能，且具有鋼的強(qiáng)度和鋁的外觀，在石油、化工、電力、冶金和航空航天等領(lǐng)域得到越來越廣泛的應(yīng)用[4]。

錳是防銹鋁如3A21的基本合金元素，工業(yè)用鋁錳合金只含有1.0%～1.6%(質(zhì)量分?jǐn)?shù),下同)的錳，錳含量的多少對該合金的組織與性能有著重要的影響，隨著錳含量的增加，合金的強(qiáng)度增大；若將錳含量控制得當(dāng)，合金將具有較高的強(qiáng)度，良好的塑性和耐蝕性[5,6]。由Al-Mn相圖[7]知，錳在鋁中雖有溶解度變化，但與合金中的雜質(zhì)鐵(0.6%)形成不溶解的粗針狀或片狀的Al6(MnFe)化合物，其存在時(shí)強(qiáng)烈降低合金的冷、熱變形能力，所以不能起時(shí)效強(qiáng)化作用；另外液相線和固相線的垂直距離很小，幾乎和純鋁的熔點(diǎn)一樣，而水平距離卻很大，即在結(jié)晶過程中固相和液相的成分相差很大，因而容易產(chǎn)生晶內(nèi)偏析[8]。鋼材熱浸鍍鋁后，要進(jìn)行950～1050℃，4～5h的擴(kuò)散退火[1]，擴(kuò)散退火不但可以消除枝晶偏析使?jié)B鋁層脆性下降，使介穩(wěn)相向穩(wěn)定相轉(zhuǎn)化；而且能提高滲鋁層的抗氧化能力，增加滲鋁層的厚度。目前電鍍鋁錳合金鍍層研究比較多[9-12]，而熱浸鍍鋁錳合金鍍層研究鮮見報(bào)道，為此本實(shí)驗(yàn)著重研究不同Mn含量對擴(kuò)散退火后的熱浸鍍鋁錳合金鍍層組織結(jié)構(gòu)及抗磨粒磨損性能的影響。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 材料制備

試樣材料為Q235鋼，試樣尺寸為7mm×8mm×70mm。試樣先經(jīng)丙酮、去離子水超聲波清洗，再除油除銹并助鍍活化處理，然后晾干備用。采用一浴熔劑法進(jìn)行Q235鋼表面熱浸鍍處理。將工業(yè)鋁錠(99.7%)放入石墨坩堝在井式坩堝爐中加熱，直至將鋁錠熔化成鋁液，繼續(xù)加熱使鋁液溫度保持在850℃，最后向其中緩慢加入一定配比的Mn顆粒，并用碳棒不停地?cái)嚢?～10min，然后精煉除渣，最后將已經(jīng)預(yù)處理的試樣浸入鋁液中，15min后取出。采用此工藝依次制得純Al鍍層及Al-2%Mn，Al-9%Mn，Al-13%Mn鋁錳合金鍍層，試樣編號分別為1#，2#，3#，4#。其中助鍍劑成分為10%ZnCl2水溶液；精煉液成分為0.3%MnCl2；表面覆蓋劑的成分為80%KCl + 10%NaCl +10%Na3AlF6。

1#，2#，3#，4#試樣經(jīng)熱浸鍍處理后，再進(jìn)行擴(kuò)散退火處理，其工藝參數(shù)為：退火溫度900℃，退火時(shí)間為5h，隨爐冷卻。擴(kuò)散退火前、后需稱量試樣的質(zhì)量，計(jì)算試樣高溫氧化的質(zhì)量增量。

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

采用MLD-10動載磨粒磨損試驗(yàn)機(jī)對擴(kuò)散退火后的試樣進(jìn)行鍍層抗磨粒磨損實(shí)驗(yàn)。在磨損試驗(yàn)機(jī)料倉內(nèi)放入2kg石英砂(粒度為1～2mm)，裝夾試樣，然后運(yùn)轉(zhuǎn)機(jī)器。試樣旋轉(zhuǎn)時(shí)與石英砂產(chǎn)生磨損。每隔5h時(shí)取出試樣，用酒精清洗并吹干后稱量，記錄數(shù)據(jù)，保證每次磨損時(shí)料倉的石英砂質(zhì)量為2kg，共磨損50h。計(jì)算每5h試樣的磨損量，然后用試樣的質(zhì)量損失量來評價(jià)鍍層的抗磨粒磨損性能。

采用X射線衍射儀分析試樣的物相組成；采用LED-1430VP型掃描電子顯微鏡觀察擴(kuò)散退火的試樣表面形貌及橫截面形貌，并結(jié)合OXFORD-2000型能譜儀測定試樣鍍層截面成分。

采用HX-1000B視頻顯示維氏顯微硬度計(jì)對經(jīng)拋光處理后試樣的橫截面從表面向心部的進(jìn)行顯微硬度測試，加載條件為25g/15s。

2 結(jié)果與分析

2.1 合金鍍層的組織結(jié)構(gòu)及表面形貌

經(jīng)900℃、5h擴(kuò)散退火后的純鋁鍍層和不同錳含量的鋁錳合金鍍層的表面XRD圖譜如圖1所示。可知，1#試樣的純鋁鍍層表面主要是由Al2O3，F(xiàn)e4Al13和FeAl相組成，而2#，3#，4#試樣的鋁錳合金鍍層表面主要是由Al2O3，MnAl6，Mn3Al10，F(xiàn)e4Al13相組成，其中Al-13%Mn的4#樣鍍層表面還含有Mn4Al11相。

圖1 不同試樣合金鍍層表面的XRD圖譜 (a)1#;(b)2#;(c)3#;(d)4#Fig.1 XRD spectra of alloy coating on the surface of the different samples (a)1#;(b)2#;(c)3#;(d)4#

4個(gè)試樣都含有的Fe4Al13相，它也被稱為FeAl3或θ相[13]，其結(jié)構(gòu)早已由Black等人確定為單斜，空間群為C2/m，點(diǎn)陣常數(shù)為a=1.5489nm，b=0.8083nm，c=1.2476nm，β=107.71°。由文獻(xiàn)[7]知，MnAl6為斜方，空間群為Cmcm，點(diǎn)陣常數(shù)為a=0.7555nm，b=0.6499nm，c=0.8872nm。

擴(kuò)散退火后，不同錳含量鍍層的表面SEM形貌如圖2所示。純鋁鍍層表面(即圖2(a))發(fā)生了劇烈的氧化，出現(xiàn)少許腐蝕坑，但是鍍層仍然顯得比較致密；鋁錳合金鍍層(即圖2(b)，(c)，(d))表面則氧化腐蝕比較嚴(yán)重，且隨著Mn含量的增加，鋁錳鍍層表面越來越疏松，鍍層完整性變差，尤其4#最差(如圖2(d))所示。鍍層氧化增重率如圖3所示，可知隨著Mn含量的增加，鍍層的抗氧化性越來越好。

圖2 不同試樣擴(kuò)散退火后鍍層表面的SEM形貌 (a)1#;(b)2#;(c)3#;(d)4#Fig.2 Surface morphologies of different samples after diffusion annealing (a)1#;(b)2#;(c)3#;(d)4#

圖3 不同試樣擴(kuò)散退火后氧化增重率Fig.3 The oxidation rate of mass gain on different samples after diffusion annealing

純鋁鍍層表面生成的Al2O3膜可以阻止Al氧化，但是長時(shí)間的高溫氧化，Al2O3膜不斷燒蝕又不斷生成，不斷累積，使得Al2O3膜增厚，所以純鋁鍍層氧化增重比較大且表面非常致密。文獻(xiàn)研究表明[14]，未擴(kuò)散退火的熱浸鍍鋁錳鍍層中含有塊狀的MnAl6相，而且隨著鍍層中Mn添加量的不斷增大(2%→9%→13%), MnAl6塊狀物也不斷聚集長大。由此可以斷定，在高溫?cái)U(kuò)散退火時(shí)，鋁錳鍍層中富含MnAl6，MnAl6層阻止了鍍層的進(jìn)一步氧化，但是鋁錳鍍層表面的Al燒蝕殆盡，而沒有足夠的Al補(bǔ)充，Al2O3膜破壞比較嚴(yán)重，鍍層就顯得粗糙疏松。這就證實(shí)了上述的結(jié)論。

2.2 合金鍍層截面形貌及顯微硬度

圖4所示為試樣經(jīng)擴(kuò)散退火處理后橫截面形貌與元素分布曲線。可知，合金鍍層中Fe,Al原子分?jǐn)?shù)呈梯度變化，由此鍍層大致可以分為Ⅰ區(qū)—合金鍍層、Ⅱ區(qū)—過渡區(qū)和Ⅲ區(qū)—基體原始組織。對于純鋁鍍層及鋁錳合金鍍層而言，Ⅰ區(qū)顏色都較暗，在該區(qū)中Al，F(xiàn)e的含量基本穩(wěn)定且Fe的含量都在30%(原子分?jǐn)?shù))以上；Ⅱ區(qū)顏色較淺，此為金屬化合物過渡層，隨著距表面距離的增大，Al含量逐漸減小而Fe含量逐漸增加；Ⅲ區(qū)均為基體原始組織，F(xiàn)e含量為100%。另外EDS分析表明Ⅱ區(qū)中的Fe含量幾乎都大于Al含量。從表面到心部各元素的含量變化是由原子擴(kuò)散引起的，由菲克定律知，試樣經(jīng)900℃高溫?cái)U(kuò)散退火處理時(shí)，鍍層中的Al，Mn原子向心部擴(kuò)散，而心部的Fe原子向鍍層擴(kuò)散，形成鋁錳、鋁鐵金屬間化合物，如MnAl6，Mn3Al10，F(xiàn)e4Al13等相。

由圖4亦可知，依據(jù)元素分布劃分的Ⅰ區(qū)、Ⅱ區(qū)和Ⅲ區(qū)與合金鍍層截面SEM形貌所顯示的分層大概一致，Ⅰ區(qū)與Ⅱ區(qū)的分界線比較明顯，而Ⅱ區(qū)與Ⅲ區(qū)分界線不明顯，但是組織形貌有很大區(qū)別。觀察Ⅰ區(qū)和Ⅱ區(qū)，發(fā)現(xiàn)熱浸鍍合金鍍層呈舌狀(鋸齒狀)楔入基體中，與基體牢固結(jié)合。這是因?yàn)镮區(qū)富含斜方點(diǎn)陣的Fe2Al5相，其C軸上空位濃度高達(dá)30 %，使鋁原子沿特定的最佳結(jié)晶學(xué)方向有較大的選擇流動性和變形性，即易沿C軸方向擴(kuò)散[14]。同時(shí)，由于斜方晶體的C軸和舌狀晶體的軸相一致，故Fe2Al5的晶體基本垂直于鍍件表面方向生長，形成橫跨若干晶粒的粗大舌狀晶體而楔入基體中。圖4(c),(d)所示的3#,4#試樣含錳量比較高，鍍層都較厚，其與基體舌狀結(jié)合更明顯。4#試樣的截面Ⅰ區(qū)散布有比較明顯的空洞，這是由柯肯達(dá)爾效應(yīng)引起的。

圖4 試樣橫截面形貌(1)及對應(yīng)位置的元素分布(2) (a)1#;(b)2#;(c)3#;(d)4#Fig.4 SEM photographs of the cross-section(1)and concentration of element(2) (a)1#;(b)2#;(c)3#;(d)4#

圖5所示為經(jīng)擴(kuò)散退火的不同試樣的橫截面顯微硬度曲線。可以看到，4個(gè)試樣的合金鍍層，即上述圖4中的Ⅰ區(qū)，硬度都很高且大致接近，達(dá)到850HV以上，最高可達(dá)1200HV；過渡區(qū)(Ⅱ區(qū))較薄，其硬度都緩慢下降；基體原始組織(Ⅲ區(qū))是Q235鋼基體，其硬度值是最低的，但都高于100HV。因此，Q235鋼經(jīng)熱浸鍍鋁后可以顯著提高其表面硬度。

圖5 不同試樣從表層到心部的截面顯微硬度曲線Fig.5 The cross-section micro-hardness curve from the surface to the heart of different samples

由截面元素分布曲線及硬度曲線知，鋁錳合金鍍層厚度大于純Al鍍層厚度；隨著Mn含量的增加，試樣的鍍層越來越厚。由文獻(xiàn)[15,16]可知，Mn，F(xiàn)e在Al中的擴(kuò)散速率遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于Fe在Al中的擴(kuò)散速率。由于原子擴(kuò)散速率相差較大，界面反應(yīng)層將有大量Fe原子越過鐵/鋁原始界面擴(kuò)散進(jìn)入鋁基體中，并且在鍍層中產(chǎn)生大量的空位，形成原子擴(kuò)散通道，有效地促進(jìn)了原子之間的擴(kuò)散，并且在合金層中Mn與Fe，Al形成富Mn相，促進(jìn)界面反應(yīng)層的生長，從而增加了鍍層的厚度，也驗(yàn)證了文獻(xiàn)[8]鋁液中添加Mn元素可以增大鍍鋁層的厚度(錳含量>1%)這一結(jié)論。

2.3 合金鍍層的動載磨粒磨損性能分析

圖6為經(jīng)擴(kuò)散退火后不同試樣動載磨粒磨損前后的合金鍍層表面照片，可以看到磨損前，1#，2#試樣鍍層表面較致密， 3#，4#鍍層表面較粗糙；而4個(gè)試樣磨損后的鍍層表面都比較光亮，1#，2#和3#試樣磨損后鍍層表面出現(xiàn)有很多紋路，而4#幾乎沒有。

圖6 不同試樣動載磨粒磨損前(a)后(b)的形貌對比Fig 6 The morphology of different samples before (a) and after (b) dynamic load of abrasive wear

經(jīng)50h動載磨粒磨損實(shí)驗(yàn)后，鋁錳合金鍍層的質(zhì)量損失曲線如圖7所示。可以看出，前15h試樣鍍層表面磨粒磨損質(zhì)量損失都很大，這是因?yàn)樵嚇颖韺哟嬖谟泊嗟腇e4Al13及MnAl6相，使得初期磨損比較明顯；隨著磨損時(shí)間的延長，15h后磨損量增量趨于平緩，此時(shí)表層脆相基本磨損完畢；經(jīng)過50h的磨損后，1#，2#，3#，4#磨損量分別為0.3752，0.2947，0.4627和0.4016g，其磨損量大小關(guān)系為3#>4#>1#>2#，2#質(zhì)量磨損量最少，僅為3#的64%。

圖7 不同試樣鍍層磨損失重-時(shí)間曲線Fig.7 Mass loss vs time curves of different samples after dynamic load of abrasive wear

從Al-Mn相圖可知[7]，Al-Mn二元合金共晶點(diǎn)接近2% Mn，共晶溫度為658℃(接近Al的熔點(diǎn)660℃)，其共晶組織呈均勻細(xì)密的復(fù)相組織，強(qiáng)度可達(dá)到最大值，力學(xué)性能良好，因此含Mn量為2%的2#試樣抗磨粒磨損性能最好。隨著鋁錳合金鍍層中Mn含量的增加(9%，13%)，磨損亦嚴(yán)重，且磨損量大于純Al鍍層，表明過量Mn元素的存在對鍍層的抗磨粒磨損性能是有害的。由圖2及圖8亦可知，在900℃高溫?cái)U(kuò)散退火時(shí)，因柯肯達(dá)爾效應(yīng)的作用，在擴(kuò)散層有大量空位聚集成空洞(帶)，而更多的Mn原子更容易形成了空洞，尤其是4#試樣，從而影響鋁錳合金鍍層的抗磨粒磨損性能。綜上所述，含Mn量為2%的2#試樣抗磨粒磨損性能最好，含錳量13%的4#試樣最差。

圖8所示為經(jīng)過50h動載磨粒磨損后，試樣的磨粒磨損表面SEM形貌。可以看出2#試樣比較平整，1#試樣次之，二者都有小的片狀材料剝落；而3#，4#試樣磨損很嚴(yán)重且分布有較多的孔洞(黑色圓圈處)，同時(shí)可以明顯地看出經(jīng)反復(fù)塑變、碾壓后的臺階、溝槽犁痕及斷裂痕跡。

圖8 經(jīng)動載磨粒磨損后試樣磨損表面的SEM形貌 (a)1#;(b)2#;(c)3#;(d)4#Fig.8 Surface SEM photographs of different samples after dynamic load of abrasive wear (a)1#;(b)2#;(c)3#;(d)4#

磨料磨損主要是由于犁溝所造成的顯微切削，反復(fù)塑性變形而使材料磨損。通常分為兩個(gè)過程：第一，磨粒在載荷的作用下壓入材料表面；第二，壓入表面的磨粒在切向力的作用下沿工件表面移動，使其產(chǎn)生磨損。磨料磨損機(jī)理主要有微觀切削、多次塑變(微觀犁皺)、疲勞磨損和微觀斷裂(剝落)機(jī)理。結(jié)合本實(shí)驗(yàn)和文獻(xiàn)[17]，磨粒松散的堆積在料倉中使得磨粒與材料表面之間的迎角很小，且表面材料塑性較高，當(dāng)磨粒在表面劃過后，大概有90%的磨粒發(fā)生滾動接觸，只能壓出印痕，而形成犁溝的概率只有10%，這樣切削磨損的可能性就很小了。對于1#，2#試樣，磨損時(shí)由于壓入材料表面而在受到隨后的磨粒作用時(shí)，具有靜水壓的應(yīng)力狀態(tài)，鍍層發(fā)生塑性變形。因塑性變形而斷裂發(fā)生時(shí)，壓痕周圍的材料都要被磨損剝落。對于3#，4#試樣，當(dāng)磨粒滑過表面時(shí)，把材料推向兩旁或前緣，這樣材料的塑性變形很大，卻沒有脫離母體，在溝底及溝槽附近的材料也有較大的變形，如此反復(fù)，鍍層表面因反復(fù)塑變而出現(xiàn)臺階、溝槽犁痕及斷裂痕跡。綜上所述，對于4種試樣，微觀切削機(jī)理都起比較小的作用；1#，2#試樣的磨粒磨損是微觀斷裂(剝落)機(jī)理占主導(dǎo)地位，3#，4#試樣的磨料磨損主要是多次塑變(微觀犁皺)引起的。

3 結(jié)論

(1)Q235鋼經(jīng)熱浸鍍和擴(kuò)散退火處理后，其表面形成了合金鍍層。純鋁鍍層主要是由Al2O3，F(xiàn)e4Al13及FeAl相組成，鋁錳合金鍍層表面主要是由Al2O3，MnAl6，Mn3Al10和Fe4Al13相組成，其中含Al-13%Mn的4#樣鍍層表面還含有Mn4Al11相。

(2)隨著錳含量的增加，試樣鍍層表面越來越疏松，鍍層完整性變差，因此過量添加Mn元素不利于鍍層形成致密的保護(hù)膜；隨著距表面距離的增大，鍍層中Al，Mn含量逐漸減小而Fe含量逐漸增加；熱浸鍍鋁液中添加Mn元素可以大大提高鍍鋁層的厚度。

(3)含2%Mn的2#試樣動載磨粒磨損質(zhì)量損失最少，僅為3#試樣的64%，其抗磨粒磨損性能最好；1#純鋁鍍層的抗磨粒磨損性能次之，而3#，4#鋁錳合金鍍層的抗磨粒磨損性能最差，因此鍍層中過量Mn的存在不利于提高鍍層的抗磨粒磨損性能。

(4)1#，2#試樣的磨粒磨損是微觀斷裂(剝落)機(jī)理占主導(dǎo)地位，3#，4#試樣主要是多次塑變(微觀犁皺)機(jī)理。

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Effect of Manganese on Anti-abrasion Performance of Al-Mn CoatingPrepared by Hot-dip-aluminizing and Diffusion Annealing

SHU Guan-hua,LI Xin-mei,WANG Pan

(School of Mechanical Engineering, Xinjiang University,Urumqi 830047,China)

The microstructure, elemental composition and surface morphology of Al-Mn coatings were analyzed by SEM, EDS and XRD after diffusion annealing. Anti-abrasion performance of alloy coating was studied by using dynamic abrasion tester, and then wear mechanism was discussed. The results show that pure aluminum coating is dominated by Fe4Al13and FeAl phases. Aluminum-manganese alloy coating surface is dominated by phases including MnAl6, Mn3Al10and Fe4Al13. The anti-abrasion performance of Al-2% (mass fraction, same as below) Mn sample which manganese content close to the eutectic point is the best. The abrasive wear of pure Al and Al-2%Mn sample is dominated mainly by microscopic fracture mechanism (spalling), the abrasive wear of Al-9%Mn and Al-13%Mn sample is mainly caused by repeated plastic deformation (micro-plow).

hot-dipping;diffusion annealing;Al-Mn alloy；abrasive wear

10.11868/j.issn.1001-4381.2015.11.013

TG174

A

1001-4381(2015)11-0077-07

國家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51101132)；新疆自治區(qū)自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(2013211A007)

2014-05-18；

2014-10-12

李新梅(1971-)，女，博士，教授，碩士生導(dǎo)師，主要從事金屬材料表面改性技術(shù)的研究與應(yīng)用，聯(lián)系地址：新疆烏魯木齊市新疆大學(xué)機(jī)械工程學(xué)院(830047)，E-mail：lxmxj2009@126.com