0 引言

在碳鋼表面熱浸鍍鋁, 既能利用鍍層中的鐵鋁金屬間化合物的耐腐蝕和抗高溫氧化性能, 又使碳鋼具有優(yōu)良的力學(xué)性能[1] 對(duì)熱浸鍍鋁的大部分研究, 都集中在工藝及鍍層的抗高溫氧化性和耐腐蝕性等方面[2-4]

與傳統(tǒng)金屬材料(鋼鐵材料)相比, 鐵鋁金屬間化合物具有優(yōu)異的抗高溫氧化性、耐腐蝕性和高溫強(qiáng)度[5, 6] Maupin等[7] 指出, Fe3Al基合金的主要磨損機(jī)制為微犁削、微剪切以及微斷裂, 在磨損過程中還存在大量塑性變形和再結(jié)晶 在磨面處發(fā)生的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶表現(xiàn)為納米級(jí)晶粒取代實(shí)驗(yàn)前的細(xì)小晶粒, 是磨面間的閃溫導(dǎo)致的, 與試樣的整體溫度沒有明顯的關(guān)系 Kim等[8]發(fā)現(xiàn), 鐵鋁金屬間化合物在磨損中表現(xiàn)出塑性材料的磨損特征, 低載荷時(shí)主要磨損機(jī)制為輕微磨粒磨損, 高載荷時(shí)為塑性變形及剝層磨損; 其耐磨性隨著鋁原子含量的提高而減弱, 磨損率主要取決于材料的屈服強(qiáng)度和應(yīng)變硬化率, 與材料本身的硬度沒有很大關(guān)系 Zhu等[9]和Guan等[10]發(fā)現(xiàn), C原子的加入顯著提高Fe3Al和FeAl基合金常溫下的磨損率和摩擦系數(shù), 但降低高溫下的磨損率 兩種合金的磨損率隨著載荷、溫度、滑動(dòng)速度的增大而增大, 塑性變形、分層及剝落是其基本的磨損機(jī)制, 即與靜態(tài)機(jī)械性能相比, 動(dòng)態(tài)機(jī)械性能對(duì)其磨損性能的影響更大 本文研究高溫?cái)U(kuò)散退火熱浸鍍鋁鍍層在不同工況下的磨損性能, 以及工況條件對(duì)鍍層的磨損行為和磨損機(jī)理的影響

1 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)用基體材料為軋制態(tài)45鋼, 熱浸鍍用鋁為99.9%工業(yè)純鋁 將經(jīng)熱浸鍍鋁+1000℃擴(kuò)散退火處理的45鋼加工成直徑6 mm高度12 mm的圓柱體(銷試樣), 磨損對(duì)磨盤(直徑70 mm長(zhǎng)度8 mm)選用高速鋼(M2), 經(jīng)熱處理后的硬度約為62HRC

用線切割機(jī)將45鋼切割成尺寸為10 mm×10 mm×10 mm的試樣, 用砂紙打磨掉試樣表面的氧化層制成試驗(yàn)前試樣 實(shí)驗(yàn)流程: 試驗(yàn)前試樣→除油→除銹→熱浸鍍鋁→擴(kuò)散退火 將試樣置于丙酮中超聲振蕩10 min除油, 用濃度為10%的稀鹽酸浸泡10 min除銹, 取出后立即用蒸餾水沖洗, 吹干制成待鍍件 鋁液的熔化在SG2-7.5-10坩堝電阻爐中進(jìn)行, 先將純鋁加熱熔化至730℃, 保溫30 min后去除表面鋁渣并加入覆蓋劑(覆蓋劑由65%KCl、15%NaCl和20%KF組成), 再升溫至750℃ 將待鍍件浸入鋁液中浸鍍5 min后提起, 提拉速度控制在30 mm/s左右 熱浸鍍鋁后的試樣擴(kuò)散退火在GSL1300XL真空管式爐中進(jìn)行 將熱浸鍍后的45鋼分成4組, 分別進(jìn)行700, 800, 900和1000℃擴(kuò)散退火, 擴(kuò)散加熱時(shí)間均為5 h, 隨爐加熱隨爐冷卻, 加熱升溫速度為6℃/min, 真空度為6.67×10-3 Pa

在MG-2000型干摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行銷、盤式干滑動(dòng)磨損試驗(yàn), 磨損試驗(yàn)參數(shù)為: 環(huán)境溫度為25, 200和400℃, 在每個(gè)溫度下都進(jìn)行載荷為50-250 N間隔為50 N的磨損試驗(yàn); 試驗(yàn)機(jī)的轉(zhuǎn)速為320 r/min, 即線速度為1 m/s, 每個(gè)工況下試樣的滑動(dòng)距離為1200 m 試樣在磨損前后都用丙酮清洗, 除去表面油污, 再采用稱重法來確定試樣的磨損量 用電子分析天平E180(精度為10-5 mg)稱量實(shí)驗(yàn)前后銷試樣的質(zhì)量, 連續(xù)試驗(yàn)三個(gè)試樣, 三個(gè)試樣試驗(yàn)前后質(zhì)量差的平均值確定為磨損失重

用Rigaku D/Max-2500/pc型X射線衍射儀分析擴(kuò)散退火后試樣的鍍層物相和磨損試驗(yàn)后的表面物相 用HV-1000型數(shù)字顯微硬度儀測(cè)量熱浸鋁試樣擴(kuò)散退火后的鍍層及磨損試樣的剖面顯微硬度分布, 從表面一端開始每隔25 μm測(cè)一次, 一直測(cè)量到試樣硬度值不變處, 記錄所有測(cè)量的數(shù)據(jù) 用JSM-7001F型掃描電子顯微鏡(SEM)分析鍍層、磨面及剖面的微觀組織形貌, 并用Inca Energy 350 型能譜儀分析微區(qū)成分

2 結(jié)果和討論2.1 擴(kuò)散退火后鍍層的物相、微觀形貌及硬度分布

熱浸鍍鋁后的45鋼在擴(kuò)散退火過程中, 由于Fe、Al原子間的擴(kuò)散, 鍍層主要物相發(fā)生變化 圖1給出了經(jīng)5 h不同溫度擴(kuò)散退火處理之后鍍層的XRD圖譜 由圖1可見, 在700℃擴(kuò)散退火后鍍層的主要物相為Fe2Al5(圖1a) 擴(kuò)散退火溫度提高到800℃, Fe、Al原子的擴(kuò)散能力增強(qiáng), 鍍層中開始出現(xiàn)Al含量低、Fe含量高的物相Fe3Al和FeAl, 但是Fe3Al和FeAl的衍射強(qiáng)度明顯低于Fe2Al5的強(qiáng)度(圖1b), 說明此時(shí)鍍層的主要物相仍為Fe2Al5, Fe3Al和FeAl只出現(xiàn)在部分區(qū)域, 或以析出相的形式存在于Fe2Al5基體中 隨著擴(kuò)散溫度提高到900℃時(shí), Fe3Al和FeAl的衍射強(qiáng)度明顯增大, 與Fe2Al5的強(qiáng)度相近(圖1c); 當(dāng)擴(kuò)散溫度達(dá)到1000℃時(shí)鍍層完全由擴(kuò)散相Fe3Al和FeAl組成, 浸鍍時(shí)形成的物相消失(圖1d)



圖1在不同溫度擴(kuò)散退火后熱浸鍍鋁鍍層的XRD圖譜

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℃擴(kuò)散退火后的鍍層全由擴(kuò)散相Fe3Al和FeAl組成, 這兩種金屬間化合物韌性較好, 平均硬度分別為320和660 HV[11] 而在700℃擴(kuò)散退火后的鍍層則全由脆性相Fe2Al5組成, 其平均硬度為1000 HV[11] 鍍層的微觀形貌及組成元素分布如圖2所示 在700℃擴(kuò)散退火后的鍍層, Fe、Al原子在鍍層中的分布均勻, 含量波動(dòng)很小, 并且Fe的含量明顯低于Al原子的含量 結(jié)合鍍層的XRD物相分析, 說明此時(shí)鍍層的物相幾乎全部為Fe2Al5(圖2a) 在1000℃擴(kuò)散退火后的鍍層, Fe、Al的分布波動(dòng)較大 表面部分Fe、Al的含量幾乎相同, 但靠近基體部分Fe的含量明顯大于Al原子的含量 結(jié)合鍍層的XRD物相分析, 說明鍍層表面主要為FeAl, 靠近基體部分主要為Fe3Al(圖2b)



圖2在不同溫度擴(kuò)散退火熱浸鍍鋁鍍層的EDS線分析

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

圖3給出了不同溫度擴(kuò)散退火處理后鍍層的顯微硬度分布 結(jié)果表明, 700℃擴(kuò)散退火處理后的鍍層的硬度值變化很小, 平均硬度為760 HV 在800℃處理后的鍍層的硬度有輕微波動(dòng), 高硬度區(qū)和低硬度區(qū)交替出現(xiàn), 平均硬度為680 HV 當(dāng)擴(kuò)散退火溫度達(dá)到900℃時(shí), 相比于低溫?cái)U(kuò)散鍍層的硬度明顯下降, 硬度值波動(dòng)較大, 從外到內(nèi)呈逐漸降低的趨勢(shì), 外側(cè)和內(nèi)側(cè)的平均硬度分別為597和380 HV 當(dāng)擴(kuò)散退火溫度提高至1000℃時(shí)鍍層的硬度分層更加明顯, 外側(cè)平均硬度為480 HV, 內(nèi)側(cè)平均硬度為330 HV



圖3在不同溫度擴(kuò)散退火后熱浸鍍鋁鍍層的顯微硬度分布

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

2.2 熱浸鍍鋁鋼的磨損行為及特征

2.2.1磨損率 圖4給出了1000℃處理后的熱浸鍍鋁鋼的磨損率隨工況變化的圖譜 溫度為25℃時(shí), 磨損率隨著載荷的增加而逐漸增大 溫度為200℃時(shí)磨損率較環(huán)境溫度為25℃的明顯降低, 且在整個(gè)試驗(yàn)載荷范圍內(nèi)(50 N至250 N)均無明顯變化, 平均磨損率僅為4.2×10-6 mg/mm 環(huán)境溫度400℃, 載荷為50 N至200 N時(shí), 磨損率波動(dòng)很小, 而且低于溫度200℃時(shí)對(duì)應(yīng)載荷下的磨損率; 但當(dāng)載荷增加至250 N時(shí), 磨損率急劇增加, 達(dá)到3.04×10-4 mg/mm



圖4熱浸鍍鋁鋼在不同工況下的磨損率

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

2.2.2 磨面物相 為探究工況條件對(duì)磨損率產(chǎn)生上述差異的原因, 分析了磨損率轉(zhuǎn)變點(diǎn)處對(duì)應(yīng)試樣的 磨面物相, 圖5給出了各工況下磨面的XRD圖譜 環(huán)境溫度25℃, 低載荷50 N作用后的磨面除了鍍層物相外, 還有少量的FeO、Al2O3存在; 載荷為150和250N時(shí)的 磨面, 鍍層消失, 磨面主要物相為基體45鋼的主要成分Fe和少量Fe3O4(圖5a) 溫度為200℃時(shí), 所有載荷下的磨面的主要物相均為FeAl、Fe3Al和少量的Al2O3和Fe2O3(圖5b); 溫度為400℃、載荷為50和150 N時(shí)磨面的主要物相與200℃時(shí)的相同, 但是氧化物的含量明顯較200℃時(shí)的高; 但高載荷250 N時(shí)鍍層的物相消失, 主要物相為基體材料的物相Fe及其氧化物, 氧化物主要類型為FeO和Fe3O4(圖5c)



圖5在不同環(huán)境溫度、不同載荷作用下熱浸鍍鋁鋼的磨面XRD圖譜

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 磨面及亞表面形貌 圖6給出了不同磨損工況下熱浸鍍鋁鋼的磨面形貌 溫度為25℃、低載荷50–100 N時(shí)的磨面呈現(xiàn)明顯的粘著和撕裂狀的塑性變形痕跡, 還由剝落痕跡, 為粘著磨損的典型形貌(圖6a); 高載荷150-250 N時(shí)的磨面呈現(xiàn)大量的新裸露的區(qū)域及少量的犁溝(圖6b) 溫度200℃、低載荷50-100 N時(shí)的磨面由大量的碎化物覆蓋, 且與磨面結(jié)合的非常致密(圖6c); 高載荷150-250 N時(shí), 碎化物呈細(xì)小顆粒狀附著在磨面上(圖6d) 溫度400℃、載荷50-200 N時(shí), 碎化物只覆蓋部分磨面, 裸露區(qū)域有典型犁溝痕跡(圖6e); 載荷增加至250 N時(shí)磨面與低載荷時(shí)的完全不同, 磨面較平整, 且犁溝痕跡布滿整個(gè)磨面, 為典型的磨粒磨損特征(圖6f)



圖6不同磨損工況下熱浸鍍鋁鋼的磨面形貌

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

圖7給出了不同磨損工況下熱浸鍍鋁鋼的磨損剖面形貌, 及對(duì)應(yīng)標(biāo)記區(qū)域的微區(qū)能譜分析 溫度25℃、低載荷50-100 N時(shí), 磨面亞表面幾乎沒有其他物質(zhì)生成, 鍍層結(jié)構(gòu)也無明顯變化(圖7a); 載荷增加至150-250 N時(shí)磨面亞表層出現(xiàn)較明顯的塑性變形, 且表層有一層很薄的氧化層(圖7b), 形成的氧化層主要由Fe及其氧化物組成(圖7b-1) 溫度為200℃時(shí)在所有試驗(yàn)載荷下磨面的亞表層均有一層摩擦氧化層生成, 摩擦氧化層與表面鍍層連續(xù)且結(jié)合致密(圖7c); 對(duì)摩擦氧化層進(jìn)行EDS線分析及區(qū)域分析結(jié)果表明, 摩擦氧化層不僅含有銷試樣(熱浸鍍鋁鍍層)的成分, 還含有大量磨盤(高速鋼)特有的Mo、W(圖7c-1) 這說明, 該摩擦氧化層是摩擦過程中摩擦副的磨屑在磨面積聚 同時(shí), 溫度及摩擦熱作用使其發(fā)生氧化, 在載荷產(chǎn)生的正壓力作用下擠壓磨面附著的磨屑形成摩擦氧化層 溫度400℃、低載荷50-200 N時(shí)的磨面剖面與200℃對(duì)應(yīng)載荷下的基本相同, 表面均有摩擦層生成(圖7c) 載荷增加至250 N時(shí)的剖面表面鍍層基本消失, 磨面的亞表面呈現(xiàn)明顯的塑性變形痕跡(圖7d)



圖7熱浸鍍鋁鋼在不同磨損工況下的磨損剖面形貌, 及標(biāo)記區(qū)域(b-1, c-1)的EDS微區(qū)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 圖8給出了熱浸鍍鋁鋼在不同工況條件下磨面的亞表層硬度分布 溫度為25℃時(shí)所有載荷下磨面的亞表面的顯微硬度分布趨勢(shì)基本相同, 從外到內(nèi)硬度先逐漸減小, 后趨于穩(wěn)定; 其中最外層的微小區(qū)域內(nèi)的硬度值的變化幅度明顯小于里層的, 因?yàn)槟ッ嫣幵谳d荷作用下產(chǎn)生了加工硬化, 緩解了鍍層中內(nèi)層的金屬間化合物中Al原子含量減少而導(dǎo)致的硬度減小的影響; 硬度隨著載荷的增加而逐漸減小, 這是隨著載荷的增加鍍層的磨損量變大, 外層鋁原子含量較高的高硬度相磨損消耗引起的(圖8a) 溫度為200℃、載荷為50 N時(shí)磨面附近區(qū)域的硬度明顯高于1000℃擴(kuò)散退火后的鍍層的硬度值(圖3), 這是在摩擦過程中產(chǎn)生的加工硬化與鍍層高溫氧化使其硬度升高的結(jié)果(圖8b) 溫度400℃、載荷50和150 N時(shí)的硬度變化趨勢(shì)與200℃對(duì)應(yīng)載荷下的基本相同; 但是, 當(dāng)載荷增加至250 N時(shí)硬度呈從小到大的趨勢(shì) 其原因是, 在此載荷下鍍層全部被磨損, 溫度和摩擦熱的共同作用使材料表面發(fā)生的熱軟化效果抵消了摩擦過程中的加工硬化作用, 使其表層區(qū)域的硬度低于內(nèi)部的硬度(圖8c)



圖8在不同環(huán)境溫度下熱浸鍍鋁鋼磨面亞表層的硬度分布

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 磨損機(jī)理

通過對(duì)熱浸鍍鋼鋁鍍層的磨損行為和特征的分析, 探討在不同工況條件下的磨損機(jī)理 溫度為25℃時(shí), 在所有試驗(yàn)載荷下熱浸鍍鋁鋼的磨損量均較大且隨載荷的增大而增大 載荷50 N時(shí)的磨損表面呈現(xiàn)出撕裂狀的形貌, 這屬于典型的粘著磨損特征 在滑動(dòng)過程中載荷作用下凸臺(tái)處的應(yīng)力超過材料的屈服應(yīng)力, 發(fā)生屈服并產(chǎn)生局部塑性變形和撕裂 載荷為150 N時(shí), 磨面出現(xiàn)明顯的犁溝痕跡 其原因是, 隨著載荷的增大, 在摩擦過程中產(chǎn)生的摩擦熱增加, 磨面間會(huì)產(chǎn)生少量的氧化物硬質(zhì)顆粒, 這些顆粒在正壓力和摩擦力作用下對(duì)磨面產(chǎn)生犁削作用, 使磨面呈現(xiàn)犁溝形貌, 這屬于典型的磨粒磨損 載荷增大至250 N時(shí)熱浸鍍鋁鍍層幾乎全部被磨損, 裸露出45鋼基體 45鋼基體的硬度低, 在表面的氧化硬質(zhì)顆粒的犁削作用下使其表面留下犁溝形貌; 同時(shí)表面的摩擦熱使接觸面氧化, 但形成的氧化物無法在磨面處持續(xù)積聚成穩(wěn)定氧化層, 而是處于形成與剝落的動(dòng)態(tài)平衡, 導(dǎo)致磨面呈現(xiàn)大量的剝落痕跡

溫度為200℃時(shí), 鋼熱浸鍍鋁后的磨損行為及特征與25℃時(shí)的相比變化顯著 在這種工況下, 在摩擦過程中產(chǎn)生的摩擦熱使磨面附近的溫度遠(yuǎn)高于環(huán)境溫度, 同時(shí)由于鐵鋁金屬間化合物本身的抗高溫蠕變性能及高溫韌性, 在摩擦過程中產(chǎn)生的摩擦熱增強(qiáng)了FeAl的延展性[5, 12], 使鍍層在摩擦過程中不易剝落, 增強(qiáng)其高溫耐磨性 Heinicke[13]指出, 在摩擦過程中產(chǎn)生的摩擦熱還能強(qiáng)化氧化物磨屑與磨面的粘著, 與本文的結(jié)果一致 摩擦副之間產(chǎn)生的磨屑在磨面積聚氧化形成穩(wěn)定的摩擦氧化層, 導(dǎo)致其磨損率極低 圖9給出了對(duì)摩擦氧化層的EDS面掃分析圖 分析結(jié)果表明, 在氧化層中Fe、Al、O和Mo的分布均勻, 說明摩擦氧化層是在摩擦過程中產(chǎn)生的磨屑不斷在磨面積聚產(chǎn)生的 由Mo的分布可知, 磨盤的磨屑是摩擦氧化層的重要組成部分 這種摩擦層避免了熱浸鍍鋁鋼表面與M2磨盤的直接接觸, 在摩擦過程中起到了一種固體潤(rùn)滑作用 由于摩擦過程中產(chǎn)生的加工硬化以及表面氧化導(dǎo)致的磨面附近區(qū)域形成了一定范圍的高硬度區(qū), 這種高硬度區(qū)的形成進(jìn)一步增強(qiáng)了鍍層的耐磨性



圖9摩擦層的元素面掃描圖譜

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

環(huán)境溫度400℃、載荷低于200 N時(shí)鋼熱浸鍍鋁后的磨損行為及特征與200℃時(shí)對(duì)應(yīng)載荷下的磨損率無明顯差別, 磨損機(jī)理也相同, 都屬于典型的氧化輕微磨損 但是當(dāng)載荷增加至250 N時(shí)在摩擦過程中表面積聚了大量的摩擦熱, 引起磨面溫度的升高, 造成45鋼基體材料軟化, 使其強(qiáng)度和硬度明顯降低 因此, 在高的剪切力和正應(yīng)力的作用下磨面和亞表面都出現(xiàn)塑性變形, 使熱浸鍍鋁鋼表面的鍍層從接觸面擠出, 導(dǎo)致高的磨損率 鍍層被塑性擠出后磨盤表面的凸起及表面殘留的硬質(zhì)氧化物顆粒對(duì)熱軟化后的磨面產(chǎn)生切削作用, 使磨面呈現(xiàn)大量犁溝 因此在這種工況條件下, 熱浸鍍鋁鋼的主要磨損機(jī)制為塑性擠出

3 結(jié)論

1. 在900℃以下擴(kuò)散退火處理后的碳鋼熱浸鍍鋁鍍層中均含脆性相Fe2Al5, 在1000℃處理后的鍍層其物相全部為韌性相FeAl和Fe3Al, 且與基體結(jié)合最致密 鍍鋁鋼的室溫磨損率隨載荷的增大而增大, 磨面有少量氧化物形成

2. 熱浸鍍鋁鋼的25℃時(shí)的磨損率隨著載荷的增大而增大 低載50 N時(shí)磨面呈現(xiàn)典型的粘著磨損形貌; 載荷高于150 N時(shí)鍍層消失, 磨面上有少量的Fe3O4, 呈現(xiàn)典型犁溝形貌, 主要磨損機(jī)制為磨粒磨損

3. 熱浸鍍鋁鋼200℃時(shí)的磨損率幾乎不隨載荷變化, 平均磨損率只有4.2×10-6 mg/mm; 磨面的主要物相均為FeAl、Fe3Al、 Al2O3和Fe2O3; 磨面一定區(qū)域形成高硬度區(qū), 有穩(wěn)定摩擦氧化層形成; 主要磨損機(jī)制為氧化輕微磨損

4. 載荷為50 N至200 N、溫度為400℃時(shí)的磨損率磨損行為及特征與200℃時(shí)的相同, 主要磨損機(jī)制仍是氧化輕微磨損; 但載荷為250 N時(shí)45鋼基體產(chǎn)生熱軟化, 鍍層被塑性擠出, 主要磨損機(jī)制為塑性擠出

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