碳钢热浸镀铝涂层的磨损性能*

376 编辑：中冶有色技术网来源：廖远禄,张秋阳,周银,赵志刚,徐垚,王树奇

2024-04-19 10:49:57

0 引言

在碳钢表面热浸镀铝, 既能利用镀层中的铁铝金属间化合物的耐腐蚀和抗高温氧化性能, 又使碳钢具有优良的力学性能[1] 对热浸镀铝的大部分研究, 都集中在工艺及镀层的抗高温氧化性和耐腐蚀性等方面[2-4]

与传统金属材料(钢铁材料)相比, 铁铝金属间化合物具有优异的抗高温氧化性、耐腐蚀性和高温强度[5, 6] Maupin等[7] 指出, Fe3Al基合金的主要磨损机制为微犁削、微剪切以及微断裂, 在磨损过程中还存在大量塑性变形和再结晶在磨面处发生的动态再结晶表现为纳米级晶粒取代实验前的细小晶粒, 是磨面间的闪温导致的, 与试样的整体温度没有明显的关系 Kim等[8]发现, 铁铝金属间化合物在磨损中表现出塑性材料的磨损特征, 低载荷时主要磨损机制为轻微磨粒磨损, 高载荷时为塑性变形及剥层磨损; 其耐磨性随着铝原子含量的提高而减弱, 磨损率主要取决于材料的屈服强度和应变硬化率, 与材料本身的硬度没有很大关系 Zhu等[9]和Guan等[10]发现, C原子的加入显著提高Fe3Al和FeAl基合金常温下的磨损率和摩擦系数, 但降低高温下的磨损率两种合金的磨损率随着载荷、温度、滑动速度的增大而增大, 塑性变形、分层及剥落是其基本的磨损机制, 即与静态机械性能相比, 动态机械性能对其磨损性能的影响更大本文研究高温扩散退火热浸镀铝镀层在不同工况下的磨损性能, 以及工况条件对镀层的磨损行为和磨损机理的影响

1 实验方法

实验用基体材料为轧制态45钢, 热浸镀用铝为99.9%工业纯铝将经热浸镀铝+1000℃扩散退火处理的45钢加工成直径6 mm高度12 mm的圆柱体(销试样), 磨损对磨盘(直径70 mm长度8 mm)选用高速钢(M2), 经热处理后的硬度约为62HRC

用线切割机将45钢切割成尺寸为10 mm×10 mm×10 mm的试样, 用砂纸打磨掉试样表面的氧化层制成试验前试样实验流程: 试验前试样→除油→除锈→热浸镀铝→扩散退火将试样置于丙酮中超声振荡10 min除油, 用浓度为10%的稀盐酸浸泡10 min除锈, 取出后立即用蒸馏水冲洗, 吹干制成待镀件铝液的熔化在SG2-7.5-10坩埚电阻炉中进行, 先将纯铝加热熔化至730℃, 保温30 min后去除表面铝渣并加入覆盖剂(覆盖剂由65%KCl、15%NaCl和20%KF组成), 再升温至750℃ 将待镀件浸入铝液中浸镀5 min后提起, 提拉速度控制在30 mm/s左右热浸镀铝后的试样扩散退火在GSL1300XL真空管式炉中进行将热浸镀后的45钢分成4组, 分别进行700, 800, 900和1000℃扩散退火, 扩散加热时间均为5 h, 随炉加热随炉冷却, 加热升温速度为6℃/min, 真空度为6.67×10-3 Pa

在MG-2000型干摩擦磨损试验机上进行销、盘式干滑动磨损试验, 磨损试验参数为: 环境温度为25, 200和400℃, 在每个温度下都进行载荷为50-250 N间隔为50 N的磨损试验; 试验机的转速为320 r/min, 即线速度为1 m/s, 每个工况下试样的滑动距离为1200 m 试样在磨损前后都用丙酮清洗, 除去表面油污, 再采用称重法来确定试样的磨损量用电子分析天平E180(精度为10-5 mg)称量实验前后销试样的质量, 连续试验三个试样, 三个试样试验前后质量差的平均值确定为磨损失重

用Rigaku D/Max-2500/pc型X射线衍射仪分析扩散退火后试样的镀层物相和磨损试验后的表面物相用HV-1000型数字显微硬度仪测量热浸铝试样扩散退火后的镀层及磨损试样的剖面显微硬度分布, 从表面一端开始每隔25 μm测一次, 一直测量到试样硬度值不变处, 记录所有测量的数据用JSM-7001F型扫描电子显微镜(SEM)分析镀层、磨面及剖面的微观组织形貌, 并用Inca Energy 350 型能谱仪分析微区成分

2 结果和讨论2.1 扩散退火后镀层的物相、微观形貌及硬度分布

热浸镀铝后的45钢在扩散退火过程中, 由于Fe、Al原子间的扩散, 镀层主要物相发生变化图1给出了经5 h不同温度扩散退火处理之后镀层的XRD图谱由图1可见, 在700℃扩散退火后镀层的主要物相为Fe2Al5(图1a) 扩散退火温度提高到800℃, Fe、Al原子的扩散能力增强, 镀层中开始出现Al含量低、Fe含量高的物相Fe3Al和FeAl, 但是Fe3Al和FeAl的衍射强度明显低于Fe2Al5的强度(图1b), 说明此时镀层的主要物相仍为Fe2Al5, Fe3Al和FeAl只出现在部分区域, 或以析出相的形式存在于Fe2Al5基体中随着扩散温度提高到900℃时, Fe3Al和FeAl的衍射强度明显增大, 与Fe2Al5的强度相近(图1c); 当扩散温度达到1000℃时镀层完全由扩散相Fe3Al和FeAl组成, 浸镀时形成的物相消失(图1d)

图1在不同温度扩散退火后热浸镀铝镀层的XRD图谱

Fig.1X-ray diffraction patterns for the HDA coatings processed in different diffusion annealing temperature: (a) 700℃, (b) 800℃, (c) 900℃, (d) 1000℃

在1000℃扩散退火后的镀层全由扩散相Fe3Al和FeAl组成, 这两种金属间化合物韧性较好, 平均硬度分别为320和660 HV[11] 而在700℃扩散退火后的镀层则全由脆性相Fe2Al5组成, 其平均硬度为1000 HV[11] 镀层的微观形貌及组成元素分布如图2所示在700℃扩散退火后的镀层, Fe、Al原子在镀层中的分布均匀, 含量波动很小, 并且Fe的含量明显低于Al原子的含量结合镀层的XRD物相分析, 说明此时镀层的物相几乎全部为Fe2Al5(图2a) 在1000℃扩散退火后的镀层, Fe、Al的分布波动较大表面部分Fe、Al的含量几乎相同, 但靠近基体部分Fe的含量明显大于Al原子的含量结合镀层的XRD物相分析, 说明镀层表面主要为FeAl, 靠近基体部分主要为Fe3Al(图2b)

图2在不同温度扩散退火热浸镀铝镀层的EDS线分析

Fig.2EDS line analysis for HDA coating processed in (a) 700℃, (b) 1000℃diffusion annealing

图3给出了不同温度扩散退火处理后镀层的显微硬度分布结果表明, 700℃扩散退火处理后的镀层的硬度值变化很小, 平均硬度为760 HV 在800℃处理后的镀层的硬度有轻微波动, 高硬度区和低硬度区交替出现, 平均硬度为680 HV 当扩散退火温度达到900℃时, 相比于低温扩散镀层的硬度明显下降, 硬度值波动较大, 从外到内呈逐渐降低的趋势, 外侧和内侧的平均硬度分别为597和380 HV 当扩散退火温度提高至1000℃时镀层的硬度分层更加明显, 外侧平均硬度为480 HV, 内侧平均硬度为330 HV

图3在不同温度扩散退火后热浸镀铝镀层的显微硬度分布

Fig.3Micro-hardness distribution of the HDA coating processed in different diffusion annealing temperature

2.2 热浸镀铝钢的磨损行为及特征

2.2.1磨损率图4给出了1000℃处理后的热浸镀铝钢的磨损率随工况变化的图谱温度为25℃时, 磨损率随着载荷的增加而逐渐增大温度为200℃时磨损率较环境温度为25℃的明显降低, 且在整个试验载荷范围内(50 N至250 N)均无明显变化, 平均磨损率仅为4.2×10-6 mg/mm 环境温度400℃, 载荷为50 N至200 N时, 磨损率波动很小, 而且低于温度200℃时对应载荷下的磨损率; 但当载荷增加至250 N时, 磨损率急剧增加, 达到3.04×10-4 mg/mm

图4热浸镀铝钢在不同工况下的磨损率

Fig.4Wear rate of the treated HDA coating steel under different testing conditions

2.2.2 磨面物相为探究工况条件对磨损率产生上述差异的原因, 分析了磨损率转变点处对应试样的

磨面物相, 图5给出了各工况下磨面的XRD图谱环境温度25℃, 低载荷50 N作用后的磨面除了镀层物相外, 还有少量的FeO、Al2O3存在; 载荷为150和250N时的

磨面, 镀层消失, 磨面主要物相为基体45钢的主要成分Fe和少量Fe3O4(图5a) 温度为200℃时, 所有载荷下的磨面的主要物相均为FeAl、Fe3Al和少量的Al2O3和Fe2O3(图5b); 温度为400℃、载荷为50和150 N时磨面的主要物相与200℃时的相同, 但是氧化物的含量明显较200℃时的高; 但高载荷250 N时镀层的物相消失, 主要物相为基体材料的物相Fe及其氧化物, 氧化物主要类型为FeO和Fe3O4(图5c)

图5在不同环境温度、不同载荷作用下热浸镀铝钢的磨面XRD图谱

Fig.5X-ray diffraction patterns of the worn surfaces of the treated HDA coating steel as the function of different loads at ambient temperature of (a) 25℃, (b) 200℃, (c) 400℃

2.2.3 磨面及亚表面形貌图6给出了不同磨损工况下热浸镀铝钢的磨面形貌温度为25℃、低载荷50–100 N时的磨面呈现明显的粘着和撕裂状的塑性变形痕迹, 还由剥落痕迹, 为粘着磨损的典型形貌(图6a); 高载荷150-250 N时的磨面呈现大量的新裸露的区域及少量的犁沟(图6b) 温度200℃、低载荷50-100 N时的磨面由大量的碎化物覆盖, 且与磨面结合的非常致密(图6c); 高载荷150-250 N时, 碎化物呈细小颗粒状附着在磨面上(图6d) 温度400℃、载荷50-200 N时, 碎化物只覆盖部分磨面, 裸露区域有典型犁沟痕迹(图6e); 载荷增加至250 N时磨面与低载荷时的完全不同, 磨面较平整, 且犁沟痕迹布满整个磨面, 为典型的磨粒磨损特征(图6f)

图6不同磨损工况下热浸镀铝钢的磨面形貌

Fig.6Morphologies for worn surface of the treated HDA coating steel under different testing conditions (a) 25℃, 50-100 N, (b) 25℃, 150-250 N, (c) 200℃, 50-100 N, (d) 200℃, 150-250 N, (e) 400℃, 50-200 N, (f) 400℃, 250 N

图7给出了不同磨损工况下热浸镀铝钢的磨损剖面形貌, 及对应标记区域的微区能谱分析温度25℃、低载荷50-100 N时, 磨面亚表面几乎没有其他物质生成, 镀层结构也无明显变化(图7a); 载荷增加至150-250 N时磨面亚表层出现较明显的塑性变形, 且表层有一层很薄的氧化层(图7b), 形成的氧化层主要由Fe及其氧化物组成(图7b-1) 温度为200℃时在所有试验载荷下磨面的亚表层均有一层摩擦氧化层生成, 摩擦氧化层与表面镀层连续且结合致密(图7c); 对摩擦氧化层进行EDS线分析及区域分析结果表明, 摩擦氧化层不仅含有销试样(热浸镀铝镀层)的成分, 还含有大量磨盘(高速钢)特有的Mo、W(图7c-1) 这说明, 该摩擦氧化层是摩擦过程中摩擦副的磨屑在磨面积聚同时, 温度及摩擦热作用使其发生氧化, 在载荷产生的正压力作用下挤压磨面附着的磨屑形成摩擦氧化层温度400℃、低载荷50-200 N时的磨面剖面与200℃对应载荷下的基本相同, 表面均有摩擦层生成(图7c) 载荷增加至250 N时的剖面表面镀层基本消失, 磨面的亚表面呈现明显的塑性变形痕迹(图7d)

图7热浸镀铝钢在不同磨损工况下的磨损剖面形貌, 及标记区域(b-1, c-1)的EDS微区成分分析

Fig.7Morphologies for the subsurface of the treated HDA coating steel under different testing conditions (a) 25℃, 50-100 N, (b) 25℃, 150-250 N, (c) 200℃, 50-250 N, 400℃, 50-200 N (d) 400℃, 250 N, and the EDS analysis for the marked area (b)-1, (c)-1

2.2.4 剖面硬度的分布图8给出了热浸镀铝钢在不同工况条件下磨面的亚表层硬度分布温度为25℃时所有载荷下磨面的亚表面的显微硬度分布趋势基本相同, 从外到内硬度先逐渐减小, 后趋于稳定; 其中最外层的微小区域内的硬度值的变化幅度明显小于里层的, 因为磨面处在载荷作用下产生了加工硬化, 缓解了镀层中内层的金属间化合物中Al原子含量减少而导致的硬度减小的影响; 硬度随着载荷的增加而逐渐减小, 这是随着载荷的增加镀层的磨损量变大, 外层铝原子含量较高的高硬度相磨损消耗引起的(图8a) 温度为200℃、载荷为50 N时磨面附近区域的硬度明显高于1000℃扩散退火后的镀层的硬度值(图3), 这是在摩擦过程中产生的加工硬化与镀层高温氧化使其硬度升高的结果(图8b) 温度400℃、载荷50和150 N时的硬度变化趋势与200℃对应载荷下的基本相同; 但是, 当载荷增加至250 N时硬度呈从小到大的趋势其原因是, 在此载荷下镀层全部被磨损, 温度和摩擦热的共同作用使材料表面发生的热软化效果抵消了摩擦过程中的加工硬化作用, 使其表层区域的硬度低于内部的硬度(图8c)

图8在不同环境温度下热浸镀铝钢磨面亚表层的硬度分布

Fig.8Hardness distribution away from the worn surface in the subsurface of the treated HDA coating steel at the ambient temperatures of (a) 25℃, (b) 200 and (c) 400℃

2.3 磨损机理

通过对热浸镀钢铝镀层的磨损行为和特征的分析, 探讨在不同工况条件下的磨损机理温度为25℃时, 在所有试验载荷下热浸镀铝钢的磨损量均较大且随载荷的增大而增大载荷50 N时的磨损表面呈现出撕裂状的形貌, 这属于典型的粘着磨损特征在滑动过程中载荷作用下凸台处的应力超过材料的屈服应力, 发生屈服并产生局部塑性变形和撕裂载荷为150 N时, 磨面出现明显的犁沟痕迹其原因是, 随着载荷的增大, 在摩擦过程中产生的摩擦热增加, 磨面间会产生少量的氧化物硬质颗粒, 这些颗粒在正压力和摩擦力作用下对磨面产生犁削作用, 使磨面呈现犁沟形貌, 这属于典型的磨粒磨损载荷增大至250 N时热浸镀铝镀层几乎全部被磨损, 裸露出45钢基体 45钢基体的硬度低, 在表面的氧化硬质颗粒的犁削作用下使其表面留下犁沟形貌; 同时表面的摩擦热使接触面氧化, 但形成的氧化物无法在磨面处持续积聚成稳定氧化层, 而是处于形成与剥落的动态平衡, 导致磨面呈现大量的剥落痕迹

温度为200℃时, 钢热浸镀铝后的磨损行为及特征与25℃时的相比变化显著在这种工况下, 在摩擦过程中产生的摩擦热使磨面附近的温度远高于环境温度, 同时由于铁铝金属间化合物本身的抗高温蠕变性能及高温韧性, 在摩擦过程中产生的摩擦热增强了FeAl的延展性[5, 12], 使镀层在摩擦过程中不易剥落, 增强其高温耐磨性 Heinicke[13]指出, 在摩擦过程中产生的摩擦热还能强化氧化物磨屑与磨面的粘着, 与本文的结果一致摩擦副之间产生的磨屑在磨面积聚氧化形成稳定的摩擦氧化层, 导致其磨损率极低图9给出了对摩擦氧化层的EDS面扫分析图分析结果表明, 在氧化层中Fe、Al、O和Mo的分布均匀, 说明摩擦氧化层是在摩擦过程中产生的磨屑不断在磨面积聚产生的由Mo的分布可知, 磨盘的磨屑是摩擦氧化层的重要组成部分这种摩擦层避免了热浸镀铝钢表面与M2磨盘的直接接触, 在摩擦过程中起到了一种固体润滑作用由于摩擦过程中产生的加工硬化以及表面氧化导致的磨面附近区域形成了一定范围的高硬度区, 这种高硬度区的形成进一步增强了镀层的耐磨性

图9摩擦层的元素面扫描图谱

Fig.9Plane scaning analysis for the worn layer (a) plane scan analysis area (b) Al, (c) Fe, (d) Mo, (e) O

环境温度400℃、载荷低于200 N时钢热浸镀铝后的磨损行为及特征与200℃时对应载荷下的磨损率无明显差别, 磨损机理也相同, 都属于典型的氧化轻微磨损但是当载荷增加至250 N时在摩擦过程中表面积聚了大量的摩擦热, 引起磨面温度的升高, 造成45钢基体材料软化, 使其强度和硬度明显降低因此, 在高的剪切力和正应力的作用下磨面和亚表面都出现塑性变形, 使热浸镀铝钢表面的镀层从接触面挤出, 导致高的磨损率镀层被塑性挤出后磨盘表面的凸起及表面残留的硬质氧化物颗粒对热软化后的磨面产生切削作用, 使磨面呈现大量犁沟因此在这种工况条件下, 热浸镀铝钢的主要磨损机制为塑性挤出

3 结论

1. 在900℃以下扩散退火处理后的碳钢热浸镀铝镀层中均含脆性相Fe2Al5, 在1000℃处理后的镀层其物相全部为韧性相FeAl和Fe3Al, 且与基体结合最致密镀铝钢的室温磨损率随载荷的增大而增大, 磨面有少量氧化物形成

2. 热浸镀铝钢的25℃时的磨损率随着载荷的增大而增大低载50 N时磨面呈现典型的粘着磨损形貌; 载荷高于150 N时镀层消失, 磨面上有少量的Fe3O4, 呈现典型犁沟形貌, 主要磨损机制为磨粒磨损

3. 热浸镀铝钢200℃时的磨损率几乎不随载荷变化, 平均磨损率只有4.2×10-6 mg/mm; 磨面的主要物相均为FeAl、Fe3Al、 Al2O3和Fe2O3; 磨面一定区域形成高硬度区, 有稳定摩擦氧化层形成; 主要磨损机制为氧化轻微磨损

4. 载荷为50 N至200 N、温度为400℃时的磨损率磨损行为及特征与200℃时的相同, 主要磨损机制仍是氧化轻微磨损; 但载荷为250 N时45钢基体产生热软化, 镀层被塑性挤出, 主要磨损机制为塑性挤出