雍　薇，黃興民，張　雷，程　乾，戴光澤

(西南交通大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，成都 610031)

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熱浸鍍鋁球墨鑄鐵失效機(jī)理研究

雍薇，黃興民，張雷，程乾，戴光澤

(西南交通大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，成都 610031)

采用VK-9710型激光共聚焦顯微鏡對(duì)熱浸鍍鋁球墨鑄鐵試樣的三點(diǎn)彎曲失效過(guò)程進(jìn)行原位觀察，分析鍍層和基體的裂紋萌生和擴(kuò)展機(jī)理。結(jié)果表明：對(duì)于純Al浸鍍球墨鑄鐵，在拉應(yīng)力作用下，鐵鋁合金鍍層率先萌生裂紋，誘導(dǎo)臨近基體中鐵素體撕裂與石墨球剝離，裂紋近似垂直于拉應(yīng)力方向并沿著臨近石墨球最短途徑擴(kuò)展；壓應(yīng)力導(dǎo)致表面純Al層剝離和鐵鋁合金層破碎，鍍層失效對(duì)球墨鑄鐵基體基本無(wú)影響。對(duì)于Al-3.7Si-1.0RE浸鍍球墨鑄鐵，拉應(yīng)力作用下的失效機(jī)理與純Al浸鍍相似；壓應(yīng)力作用下純Al層和鐵鋁合金層與基體脫開(kāi)，表現(xiàn)為鐵素體基體失效。

球墨鑄鐵；熱浸鍍鋁；原位觀察；失效機(jī)理

因?yàn)槟茱@著提高鋼鐵制件的抗高溫氧化、耐海水腐蝕以及耐硫化物氣體腐蝕等性能[1]，熱浸鍍工藝在石油、化工、冶金、交通運(yùn)輸、建筑等領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用[2-5]。鋼鐵制件熱浸鍍鋁后表面鍍層主要由純Al層和合金層構(gòu)成[6,7]，其中合金層為脆性相，與基體形成不規(guī)則舌狀界面，容易造成應(yīng)力集中，可能導(dǎo)致裂紋源的產(chǎn)生和力學(xué)性能的惡化[8,9]。當(dāng)浸鍍液成分改變時(shí)，合金層厚度與基體界面形態(tài)相應(yīng)發(fā)生變化。目前，熱浸鍍鋼鐵制件力學(xué)性能[10-12]和高溫氧化性能方面[13-15]的研究較多，而對(duì)熱浸鍍鋁球墨鑄鐵失效機(jī)理的研究報(bào)道較少。

三點(diǎn)彎曲實(shí)驗(yàn)可檢測(cè)材料不同應(yīng)力狀態(tài)下抵御變形和失效的能力，借助原位顯微觀察可直觀地展示微觀組織形變、裂紋萌生和演變的過(guò)程[16,17]。程乾等[12]系統(tǒng)研究了球墨鑄鐵在720℃下的Al，Al-3.6Si，Al-1.0RE，Al-3.7Si-1.0RE 4種浸鍍液中合金層的演變規(guī)律及其耐蝕性能和力學(xué)性能，結(jié)果表明，浸鍍液中添加Si元素可保證試樣的沖擊韌性和拉伸性能，添加RE對(duì)合金層生長(zhǎng)速率無(wú)明顯影響但可顯著提高耐蝕性能，球墨鑄鐵在Al-3.7Si-1.0RE中浸鍍后可以獲得良好的耐腐蝕性能和綜合力學(xué)性能。本工作利用特制三點(diǎn)彎曲裝置和VK-9710型激光共聚焦顯微鏡對(duì)熱浸鍍鋁球墨鑄鐵進(jìn)行三點(diǎn)彎曲原位觀察實(shí)驗(yàn)，分析球墨鑄鐵在720℃不同成分(純Al，Al-3.7Si-1.0RE(稀土元素采用鑭元素))浸鍍液中浸鍍相同時(shí)間(1.5h)后，所得鍍層組織對(duì)其失效機(jī)理的影響，以及熱浸鍍鋁球墨鑄鐵鍍層和基體在拉、壓應(yīng)力作用下的斷裂失效機(jī)理。

1　實(shí)驗(yàn)材料與方法

表1為實(shí)驗(yàn)所用球墨鑄鐵的化學(xué)成分。首先，對(duì)鑄態(tài)球墨鑄鐵進(jìn)行高溫退火(920℃保溫2h，爐冷至600℃空冷)以消除磷共晶和游離碳化物。用線切割等機(jī)加工方法獲取100mm×5mm×3mm片狀試樣，粗磨消除表面氧化層和加工痕跡后經(jīng)20%(體積分?jǐn)?shù)，下同)鹽酸、蒸餾水、酒精依次清洗并風(fēng)干，在3%CrO3溶液中進(jìn)行鈍化處理后，在720℃的純Al，Al-3.7Si-1.0RE熔液中浸鍍1.5h獲得實(shí)驗(yàn)所用的三點(diǎn)彎曲試樣。

表1　球墨鑄鐵化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1　Chemical composition of ductile iron (mass fraction/%)

對(duì)三點(diǎn)彎曲試樣橫截面進(jìn)行打磨、拋光、4%(體積分?jǐn)?shù))硝酸酒精腐蝕后，利用激光共聚焦顯微鏡在特制三點(diǎn)彎曲加載裝置上觀察其在不同載荷下的失效過(guò)程。圖1為三點(diǎn)彎曲原位顯微觀察實(shí)驗(yàn)示意圖。實(shí)驗(yàn)中，將三點(diǎn)彎曲原位觀察裝置平放在顯微鏡載物臺(tái)上，片狀三點(diǎn)彎曲試樣如圖1(a)放置，通過(guò)上端螺栓、中間壓頭和下側(cè) V型凸臺(tái)實(shí)現(xiàn)試樣的定位和加載。如圖1(b)所示，擰動(dòng)螺栓推動(dòng)壓頭向下移動(dòng)特定行程Δl，觀測(cè)并記錄上下表面鍍層及基體的微觀組織變化。觀測(cè)區(qū)與壓頭接觸側(cè)承受壓應(yīng)力(σc-)，下側(cè)承受拉應(yīng)力(σu+)。經(jīng)過(guò)有限元軟件ANSYS計(jì)算可知，第一主應(yīng)力(X方向)最大值出現(xiàn)在合金層中， 受壓側(cè)所受第一主應(yīng)力略大于受拉側(cè)。當(dāng)形變量Δl由5mm增大到15mm時(shí)，受拉側(cè)合金層中第一主應(yīng)力最大值由360MPa增加至430MPa，受壓側(cè)第一主應(yīng)力最大值由425MPa增加到455MPa。

圖1　三點(diǎn)彎曲原位顯微觀察實(shí)驗(yàn)示意圖(a)加載裝置;(b)試樣應(yīng)力分布Fig.1　Schematics of in-situ microscopic observation during three-point bending experiment(a)loading device;(b)stress distributions of observation region

圖2　熱浸鍍鋁球墨鑄鐵的顯微形貌(a)純Al浸鍍表層;(b)Al-3.7Si-1.0RE浸鍍表層;(c)球墨鑄鐵基體Fig.2　Microscopic appearance of aluminized ductile iron(a)hot-dipped in Al;(b)hot-dipped in Al-3.7Si-1.0RE;(c)ductile iron matrix

2　實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1顯微組織形貌

圖2為熱浸鍍鋁球墨鑄鐵經(jīng)過(guò)純Al和Al-3.7Si-1.0RE浸鍍后表面鍍層和基體的顯微形貌?？芍砻驽儗佑蓛?nèi)外兩層構(gòu)成：外層成分與鋁液相近，為純Al和針狀FeAl3相；內(nèi)層為鐵鋁合金層，以Fe2Al5相為主[12,18]。由圖2(a)可知，球墨鑄鐵在純Al熔液中浸鍍1.5h后，合金層與基體界面存在明顯舌狀分叉結(jié)構(gòu)，而在Al-3.7Si-1.0RE浸鍍后合金層/基體界面較平整，舌狀分叉明顯改善。經(jīng)Image-Pro Plus軟件測(cè)量可知，純Al浸鍍?cè)嚇愉X層和合金層的厚度分別為102.8μm和134.0μm，而Al-3.7Si-1.0RE浸鍍?cè)嚇拥募傾l層和合金層的厚度分別為113.9μm和58.3μm，其合金層厚度遠(yuǎn)低于純Al浸鍍?cè)嚇?。可?jiàn)，浸鍍液中添加Si可顯著降低球墨鑄鐵表面合金層生長(zhǎng)速率，這與文獻(xiàn)[19]所述一致。這是因?yàn)椋环矫?，F(xiàn)e-Si固溶體生成熱較大，基體優(yōu)先與Si形成Fe-Si固溶體和化合物，從而降低了Fe2Al5相的生長(zhǎng)速率；另一方面，Al和Si的原子半徑相近，Si原子比較容易擴(kuò)散到Fe2Al5晶體中，占據(jù)Fe2Al5斜方晶格中Al原子的擴(kuò)散通道。而鐵素體球墨鑄鐵中Si含量較高(1.91%，質(zhì)量分?jǐn)?shù))，進(jìn)一步阻礙了Al原子擴(kuò)散，最終導(dǎo)致Fe2Al5相生長(zhǎng)速率顯著降低。熱浸鍍過(guò)程中，F(xiàn)e2Al5相繞過(guò)石墨球生長(zhǎng)，局部區(qū)域裹縛石墨球并導(dǎo)致其擠壓變形。由圖2(c)可知，基體為典型的鐵素體球墨鑄鐵，石墨球較均勻地分布在鐵素體晶粒中。

2.2熱浸鍍鋁球墨鑄鐵三點(diǎn)彎曲中裂紋萌生

圖3是熱浸鍍鋁球墨鑄鐵在純Al和Al-3.7Si-1.0RE中浸鍍?cè)嚇尤c(diǎn)彎曲過(guò)程中(Δl=1mm)受拉側(cè)裂紋萌生的顯微形貌?？芍芾瓊?cè)試樣裂紋首先出現(xiàn)在Fe2Al5相合金層中，其裂尖方向沿垂直于拉應(yīng)力方向指向鐵素體基體。純Al浸鍍?cè)嚇踊w組織沒(méi)有發(fā)生變化，而Al-3.7Si-1.0RE浸鍍?cè)嚇予F素體晶界出現(xiàn)褶皺，原因在于純Al浸鍍?cè)嚇拥暮辖饘虞^厚，在形變量一致的情況下，Al-3.7Si-1.0RE浸鍍?cè)嚇踊w承受的作用力更大。由圖3(b)可以看出，Al-3.7Si-1.0RE浸鍍?cè)嚇拥牧鸭y已經(jīng)貫穿合金層指向前端的石墨。通過(guò)有限元軟件ANSYS計(jì)算可知，此時(shí)該處試樣所受拉應(yīng)力值為200～250MPa。當(dāng)形變量Δl增加時(shí)，裂紋發(fā)生明顯擴(kuò)展。

圖3　熱浸鍍鋁球墨鑄鐵(受拉側(cè))裂紋萌生顯微形貌(a)純Al浸鍍;(b)Al-3.7Si-1.0RE浸鍍Fig.3　Microscopic crack appearance and initiation of aluminized ductile iron (tension-side)(a)hot-dipped in Al;(b)hot-dipped in Al-3.7Si-1.0RE

圖4為受壓側(cè)裂紋萌生顯微組織?？梢钥闯鲋辉贔e2Al5相合金層中出現(xiàn)了裂紋，其方向近似平行于壓應(yīng)力方向，而基體中沒(méi)有觀察到變形。有限元計(jì)算顯示，此處位置所受壓應(yīng)力值為280～330MPa。當(dāng)形變量Δl增大時(shí)，該處裂紋會(huì)繼續(xù)擴(kuò)展。圖4(b)中Al-3.7Si-1.0RE浸鍍?cè)嚇由钌珔^(qū)域內(nèi)的石墨球Ⅰ和Ⅱ中均在核心處產(chǎn)生了很多微裂紋。

2.3熱浸鍍鋁球墨鑄鐵三點(diǎn)彎曲中裂紋擴(kuò)展過(guò)程

圖5和圖6分別為球墨鑄鐵在純Al和Al-3.7Si-1.0RE中浸鍍?cè)嚇尤c(diǎn)彎曲過(guò)程中受拉側(cè)裂紋擴(kuò)展的顯微形貌。如圖5所示，當(dāng)Δl=5mm時(shí)，在拉應(yīng)力作用下，F(xiàn)e2Al5合金層中已出現(xiàn)粗大主裂紋，寬度約為23μm，裂尖指向基體中臨近石墨球團(tuán)。該石墨球外殼處可見(jiàn)裂紋萌生，內(nèi)部出現(xiàn)大量微小裂紋，其與Fe2Al5合金層主裂紋間的鐵素體晶粒因應(yīng)力集中而大量萌生微裂紋，在Fe2Al5合金層主裂紋附近可觀測(cè)到次生裂紋。在臨近基體中，石墨球核及石墨球/鐵素體邊緣在拉應(yīng)力作用下發(fā)生開(kāi)裂，鐵素體晶粒間由于擠壓變形出現(xiàn)褶皺。隨著形變量進(jìn)一步增大(Δl=10mm)，裂尖前端鐵素體晶粒被撕裂，F(xiàn)e2Al5合金層和石墨球中裂紋貫通，主裂紋寬度增至49μm，靠近石墨球的鐵素體晶粒微裂紋密度急劇增加。鐵素體基體中石墨球邊緣裂紋逐漸擴(kuò)大，相鄰鐵素體晶界處產(chǎn)生褶皺，晶粒內(nèi)部出現(xiàn)滑移帶。當(dāng)Δl增加至15mm時(shí)，主裂紋寬度達(dá)到89μm，石墨球幾乎從基體上完全脫離，其邊緣由于應(yīng)力集中產(chǎn)生大量微裂紋并有向基體中擴(kuò)展的趨勢(shì)。此時(shí)，鐵素體晶粒中可觀測(cè)到大量滑移帶和褶皺，石墨球裂尖附近鐵素體中的微裂紋密度也有一定程度增加，但未聚集形成大裂紋。宏觀主裂紋長(zhǎng)度方向近乎垂直拉應(yīng)力方向，并有沿臨近石墨球最短途徑擴(kuò)展趨勢(shì)。從圖6可以看出，鐵素體基體的變形過(guò)程基本與圖5相同，區(qū)別在于合金層中主裂紋寬度低于純Al浸鍍?cè)嚇樱?0μm(Δl=5mm)擴(kuò)大到40μm (Δl=15mm)。原因在于該試樣合金層較薄，在承受相同拉應(yīng)力時(shí)裂紋在合金層中擴(kuò)展受限。

圖4　熱浸鍍鋁球墨鑄鐵(受壓側(cè))裂紋萌生顯微形貌(a)純Al浸鍍;(b)Al-3.7Si-1.0RE浸鍍Fig.4　Microscopic crack appearance and initiation of aluminized ductile iron (compression-side)(a)hot-dipped in Al;(b)hot-dipped in Al-3.7Si-1.0RE

圖5　熱浸鍍鋁球墨鑄鐵(純Al浸鍍)受拉側(cè)顯微形貌(a)Δl=0mm;(b)Δl=5mm;(c)Δl=10mm;(d)Δl=15mmFig.5　Microscopic appearance of tension-side in aluminized ductile iron (hot-dipped in Al)(a)Δl=0mm;(b)Δl=5mm;(c)Δl=10mm;(d)Δl=15mm

圖7，8為球墨鑄鐵在純Al和Al-3.7Si-1.0RE中浸鍍?cè)嚇尤c(diǎn)彎曲過(guò)程中受壓側(cè)裂紋擴(kuò)展的顯微形貌。如圖7所示，當(dāng)Δl=5mm時(shí)，表面純Al層已從合金層接觸面處脫落，嵌入Fe2Al5合金層中的石墨球邊緣出現(xiàn)裂紋(圖7中I區(qū))，并向臨近舌狀合金層中擴(kuò)展，合金層中缺陷處也產(chǎn)生了微裂紋(圖7中II區(qū))，且I和II區(qū)裂紋擴(kuò)展方向近似平行于壓應(yīng)力方向?；w中部分石墨核心產(chǎn)生微裂紋(圖7中III區(qū))，同時(shí)石墨與基體剝離。當(dāng)Δl增加到10mm和15mm時(shí)，裂紋數(shù)目增加且不斷擴(kuò)展。嵌入Fe2Al5合金層中的石墨球邊緣處產(chǎn)生的裂紋I擴(kuò)展到相鄰舌狀合金層中，誘生大量裂紋，最終導(dǎo)致舌狀合金層破裂。相比之下，基體中微裂紋數(shù)量未見(jiàn)明顯增加。即使當(dāng)Δl=15mm時(shí)，石墨/鐵素體界面以及鐵素體晶界褶皺處也未觀測(cè)到貫穿基體的大裂紋。III區(qū)微裂紋密度明顯增加，石墨球與基體完全剝離。石墨形態(tài)由球團(tuán)演變?yōu)闄E球，其長(zhǎng)軸方向與壓應(yīng)力方向近似垂直。從圖8中可以看出，當(dāng)Δl=5mm時(shí)，表面純Al層和部分合金層與基體材料脫開(kāi)，而后基本表現(xiàn)為鐵素體基體失效，與圖7中純Al浸鍍?cè)嚇邮軌簜?cè)基體變化過(guò)程一致。

圖6　熱浸鍍鋁球墨鑄鐵(Al-3.7Si-1.0RE浸鍍)受拉側(cè)顯微形貌(a)Δl=0mm;(b)Δl=5mm;(c)Δl=10mm;(d)Δl=15mmFig.6　Microscopic appearance of tension-side in aluminized ductile iron (hot-dipped in Al-3.7Si-1.0RE)(a)Δl=0mm;(b)Δl=5mm;(c)Δl=10mm;(d)Δl=15mm

圖7　熱浸鍍鋁球墨鑄鐵(純Al浸鍍)受壓側(cè)顯微形貌(a)Δl=0mm;(b)Δl=5mm;(c)Δl=10mm;(d)Δl=15mmFig.7　Microscopic appearance of compression-side in aluminized ductile iron (hot-dipped in Al) (a)Δl=0mm;(b)Δl=5mm;(c)Δl=10mm;(d)Δl=15mm

圖8　熱浸鍍鋁球墨鑄鐵(Al-3.7Si-1.0RE浸鍍)受壓側(cè)顯微形貌(a)Δl=0mm;(b)Δl=5mm;(c)Δl=10mm;(d)Δl=15mmFig.8　Microscopic appearance of compression-side in aluminized ductile iron (hot-dipped in Al-3.7Si-1.0RE)(a)Δl=0mm;(b)Δl=5mm;(c)Δl=10mm;(d)Δl=15mm

實(shí)驗(yàn)中隨著變形量的增加，受拉側(cè)試樣第一主應(yīng)力最大值由360MPa(Δl=5mm)增加至430MPa(Δl=15mm)，受壓側(cè)第一主應(yīng)力最大值由425MPa(Δl=5mm)增加到455MPa(Δl=15mm)。由于鐵鋁合金的屈服強(qiáng)度為280～330MPa[20]，所以在實(shí)驗(yàn)中的應(yīng)力值狀態(tài)下產(chǎn)生裂紋，發(fā)生破壞；鐵素體球墨鑄鐵的屈服強(qiáng)度為220～310MPa，但實(shí)驗(yàn)結(jié)果中基體沒(méi)有產(chǎn)生宏觀、破壞性的大裂紋，說(shuō)明合金層的存在緩解了應(yīng)力在基體中的傳遞，使得試樣在承受超過(guò)屈服強(qiáng)度的條件下，基本上保持了內(nèi)部基體的完整性。

3　分析與討論

鐵素體是碳在α-Fe中的間隙固溶體，具有體心立方結(jié)構(gòu)；石墨具有密排六方結(jié)構(gòu)。由于結(jié)構(gòu)和彈性模量的差異性，鐵素體和石墨球的變形機(jī)制不一致。在拉應(yīng)力作用下，石墨/鐵素體邊緣首先萌生裂紋并擴(kuò)展，石墨球與鐵素體剝離，裂尖附近鐵素體晶粒因應(yīng)力集中產(chǎn)生大量微裂紋。由于直接在熔體中形成的石墨球團(tuán)核與冷卻過(guò)程中通過(guò)固態(tài)擴(kuò)散形成的石墨球團(tuán)外殼存在著不同的機(jī)械行為，在應(yīng)力作用下變形不一致，所以部分石墨球內(nèi)部開(kāi)裂并逐漸擴(kuò)展，最后導(dǎo)致整個(gè)石墨球破碎、變形。隨著拉應(yīng)力增大，石墨球剝離形成的微裂紋相互擴(kuò)展，最后撕裂基體相互聯(lián)接。同時(shí)，相鄰鐵素體晶粒因位向不同、受力方向不一致而發(fā)生不協(xié)調(diào)變形，導(dǎo)致晶界褶皺和晶粒內(nèi)滑移帶。微裂紋密度雖有增加，但鐵素體具有良好塑性，不易形成破壞性的大裂紋。當(dāng)承受壓應(yīng)力時(shí)，鐵素體基體中同樣出現(xiàn)石墨變形、石墨核心開(kāi)裂和邊緣脫離的現(xiàn)象，但石墨柔性變形和壓應(yīng)力有效地抑制了裂紋的進(jìn)一步擴(kuò)展，基體呈現(xiàn)出良好的韌性。

相對(duì)基體而言，熱浸鍍鋁球墨鑄鐵表面鍍層的裂紋萌生和失效方式明顯不同。根據(jù)相關(guān)資料[21,22]，表面純Al層的彈性模量約為70GPa，而鐵鋁合金層的彈性模量約為140GPa，兩者彈性模量相差較大，在承受相同應(yīng)力值時(shí)，兩者變形量差別較大。

圖9，10分別為純Al和Al-3.7Si-1.0RE浸鍍球墨鑄鐵在拉應(yīng)力狀態(tài)下的失效機(jī)制圖。如圖9中所示，左側(cè)為Fe2Al5合金層，具有不規(guī)則舌狀界面，右側(cè)灰色和白色區(qū)域分別代表石墨球團(tuán)和鐵素體晶粒，黑色區(qū)域?yàn)槲⒘鸭y及其聚集形成的長(zhǎng)裂紋。在拉應(yīng)力作用下，脆硬Fe2Al5合金層中首先萌生與拉應(yīng)力方向垂直的主裂紋和其他次生裂紋，裂紋擴(kuò)展方向垂直于拉應(yīng)力方向，屬于“張開(kāi)型”裂紋；由于缺口的應(yīng)力集中效應(yīng)，裂尖與石墨球之間的鐵素體晶粒產(chǎn)生微裂紋；合金鍍層主裂紋寬度、鐵素體微裂紋密度不斷增加，合金鍍層中主裂紋貫穿前端相鄰石墨球，撕裂開(kāi)鐵素體形成宏觀可見(jiàn)裂紋，在基體中沿臨近石墨球間最短路徑持續(xù)擴(kuò)展。從圖10可以看出，Al-3.7Si-1.0RE浸鍍球墨鑄鐵在拉應(yīng)力作用下失效機(jī)理基本與純Al浸鍍?cè)嚇酉嗤?，區(qū)別在于其主裂紋寬度低于純Al浸鍍?cè)嚇?，且純Al層和部分合金層與基體材料脫開(kāi)。

圖9　熱浸鍍鋁球墨鑄鐵(純Al浸鍍)在拉應(yīng)力狀態(tài)下失效機(jī)理Fig.9　Failure mechanism map of aluminized ductile iron (hot-dipped in Al) under tension stress

圖10　熱浸鍍鋁球墨鑄鐵(Al-3.7Si-1.0RE浸鍍)在拉應(yīng)力狀態(tài)下失效機(jī)理Fig.10　Failure mechanism map of aluminized ductile iron (hot-dipped in Al-3.7Si-1.0RE) under tension stress

圖11為熱浸鍍鋁球墨鑄鐵(純Al浸鍍)在壓應(yīng)力作用下的失效機(jī)制圖。黑色部分表示缺陷、裂紋或表面純Al層塌陷后出現(xiàn)的間隙。由于韌性差別較大，在壓應(yīng)力作用下純Al層和Fe2Al5相合金層產(chǎn)生了不同的變形量，導(dǎo)致純Al層直接從Fe2Al5相合金層界面處脫離。嵌入球墨鑄鐵基體中的Fe2Al5相合金層舌狀前端出現(xiàn)應(yīng)力集中，此時(shí)裂紋首先在該區(qū)域臨界石墨球前端或內(nèi)部缺陷處萌生；裂紋在合金層舌尖區(qū)域近似沿平行主(壓)應(yīng)力方向擴(kuò)展，其寬度不斷增大，最終脆性合金層沿裂紋發(fā)生切斷式塌陷和脫落。此時(shí)，受壓應(yīng)力抑制，裂紋被約束在殘余表面鍍層內(nèi)，相對(duì)難以沿垂直主應(yīng)力方向擴(kuò)展，鍍層失效對(duì)球墨鑄鐵基體的影響較小。球墨鑄鐵在Al-3.7Si-1.0RE熔液中浸鍍后，相比純Al浸鍍，在受到相同狀態(tài)的壓應(yīng)力作用時(shí)，純Al層和部分合金層與基體材料脫開(kāi)，其失效機(jī)理與鐵素體基體失效機(jī)理一致。

圖11　熱浸鍍鋁球墨鑄鐵(純Al浸鍍)在壓應(yīng)力狀態(tài)下失效機(jī)理Fig.11　Failure mechanism map of aluminized ductile iron (hot-dipped in Al) under compression stress

4　結(jié)論

(1)當(dāng)純Al浸鍍球墨鑄鐵承受拉應(yīng)力時(shí)，基體中石墨球核開(kāi)裂并與鐵素體剝離，鐵素體晶粒內(nèi)和晶界處出現(xiàn)滑移帶和褶皺；而表面硬脆合金層首先產(chǎn)生裂紋，誘導(dǎo)裂尖前端鐵素體沿臨近石墨球方向形成密集滑移帶，最終演變?yōu)橹髁鸭y，導(dǎo)致鐵素體和臨近石墨球撕裂，成為失效的主要因素。

(2)當(dāng)純Al浸鍍球墨鑄鐵承受壓應(yīng)力時(shí)，基體與受到拉應(yīng)力作用下變形機(jī)制基本一致；表面純Al層和合金層分開(kāi)，合金層被擠碎，表面鍍層的失效對(duì)裂紋擴(kuò)展影響較小。

(3)當(dāng)浸鍍液成分為Al-3.7Si-1.0RE時(shí)，合金層厚度減小，拉應(yīng)力作用下的失效機(jī)理與純Al浸鍍基本一致；壓應(yīng)力作用下，合金層與基體脫開(kāi)，表現(xiàn)為鐵素體基體失效。

[1]王德慶, 于金龍, 段旭東. 鋼鐵表面熱浸鍍鋁技術(shù)回顧[J]. 大連鐵道學(xué)院學(xué)報(bào),2003,24(3):77-83.

WANG D Q, YU J L, DUAN X D. A review of hot dip aluminizing on steels[J]. Journal of Dalian Railway Institute, 2003, 24(3):77-83.

[2]劉洪福, 牛宗偉, 趙東山. 熱浸鍍鋁技術(shù)研究進(jìn)展與展望[J]. 全面腐蝕控制, 2012, 25(11): 11-14.

LIU H F, NIU Z W, ZHAO D S. Progress and prospect on hot-dip aluminum researching[J]. Total Corrosion Control,2012,25(11):11-14.

[3]張偉, 劉愛(ài)萍, 文九巴. 鍍鋁溫度對(duì)滲鋁層/基體界面空洞生長(zhǎng)動(dòng)力學(xué)的影響[J]. 材料熱處理學(xué)報(bào),2012,33(4):127-131.

ZHANG W, LIU A P, WEN J B. Effects of aluminizing temperature on the growth kinetics of voids along interface between aluminized layer and steel substrate[J]. Transactions of Materials and Heat Treatment,2012,33(4):127-131.

[4]孫偉, 蔡啟舟, 羅強(qiáng), 等. 擴(kuò)散退火對(duì)熱浸鍍鋁層組織與抗高溫氧化性的影響[J]. 材料熱處理學(xué)報(bào),2011,32(1):114-120.

SUN W, CAI Q Z, LUO Q, et al. Effects of diffusion annealing on microstructure and anti-oxidation property of hot-dipped aluminum coating on 45 steel[J]. Transactions of Materials and Heat Treatment,2011,32(1):114-120.

[5]張偉, 范志康, 郭獻(xiàn)軍. 熱浸鍍鋁鋼滲鋁層的微觀組織及其形成機(jī)理研究現(xiàn)狀[J]. 機(jī)械工程材料,2006,30(1):9-11.

ZHANG W, FAN Z K, GUO X J. Summary of coating formation mechanism and microstructure during hot dip aluminizing on steel[J]. Materials for Mechanical Engineering,2006,30(1):9-11.

[6]WANG S H, SONG J H, KIM Y S. Effects of carbon content of carbon steel on its dissolution into a molten aluminum alloy[J]. Materials Science and Engineering：A,2005,390(1-2):437-443.

[7]SASAKI T, YAKOU T, MOCHIDUKI K, et al. Effects of carbon contents in steels on alloy layer growth during hot-dip aluminum coating[J]. ISIJ International,2005,45(12):1887-1892.

[8]CHENG W J, WANG C J. Growth of intermetallic layer in the aluminide mild steel during hot-dipping[J]. Surface and Coatings Technology,2009,204(6):824-828.

[9]CHENG W J, WANG C J. Effect of silicon on the formation of intermetallic phases in aluminide coating on mild steel[J]. Intermetallics,2011,19(10):1455-1460.

[10]宋世崑, 劉順華，高洪吾，等. 熱浸鍍鋁鋼絲組織和性能的研究[J]. 機(jī)械工程材料,2002,26(2):17-19.

SONG S K, LIU S H, GAO H W, et al. Microstructure and properties of hot-dip aluminized steel wire[J]. Materials for Mechanical Engineering,2002,26(2):17-19.

[11]郭軍, 吳元康. 熱浸鍍鋁低碳鋼的力學(xué)性能和耐腐蝕性能研究[J]. 機(jī)械工程材料,1995,19(5):20-22.

GUO J, WU Y K. Investigation on mechanical properties and corrosion resistance of aluminum coated low carbon steels[J]. Materials for Mechanical Engineering,1995,19(5):20-22.

[12]程乾, 黃興民, 戴光澤. 熱浸鍍鋁球墨鑄鐵的耐蝕性能和沖擊韌性[J]. 材料熱處理學(xué)報(bào),2014,35(2):157-163.

CHENG Q, HUANG X M, DAI G Z. Corrosion resistance and impact toughness of hot-dip aluminized ductile iron[J].Transactions of Materials and Heat Treatment,2014,35(2):157-163.

[13]錢(qián)慶生, 李海, 王芝秀,等. HP40Nb鋼熱浸鍍Al-Si高溫氧化行為及組織研究[J]. 材料工程,2011,(8):52-57.

QIAN Q S, LI H, WANG Z X, et al. Microstructure and oxidation resistance behavior of hot dip aluminized coating on HP40Nb steel[J]. Journal of Materials Engineering,2011,(8):52-57.

[14]張偉, 范志康, 郭獻(xiàn)軍,等. 稀土對(duì)熱浸鍍鋁鋼Al2O3/滲鋁層界面空洞生長(zhǎng)的影響[J].航空材料學(xué)報(bào),2006,26(2):16-19.

ZHANG W, FAN Z K, GUO X J, et al. Effects of rare earth on growth of voids along interface between Al2O3and aluminizing layer[J]. Journal of Aeronautical Materials,2006,26(2):16-19.

[15]張偉, 陳冬梅. 熱浸鍍鑭鋁鋼的高溫耐熱行為研究[J].材料工程,2008,(7):51-54.

ZHANG W,CHEN D M. Heat resistance behavior of hot dip aluminized steel with rare earths[J]. Journal of Materials Engineering,2008,(7):51-54.

[16]WANG M, WANG J, FENG H, et al. In-situ observation of fracture behavior of Sn-3.0Ag-0.5Cu lead-free solder during three-point bending tests in ESEM[J]. Materials Science and Engineering:A,2012,558:649-655.

[17]劉繼雄, 趙愛(ài)民, 江海濤, 等. 鈦鋼復(fù)合板彎曲過(guò)程的掃描電鏡原位觀察[J]. 北京科技大學(xué)學(xué)報(bào),2012,34(4):424-429.

LIU J X, ZHAO A M, JIANG H T, et al. In-situ SEM observation on titanium clad steel plates in the bending process[J]. Journal of University of Science and Technology Beijing,2012,34(4):424-429.

[18]王豫, 馬玉明. 鋼和鑄鐵的熱浸滲鋁研究[J]. 華東冶金學(xué)院學(xué)報(bào),1990,7(3)：38-47.

[19]劉邦津. 鋼材的熱浸鍍鋁[M]. 北京: 冶金工業(yè)出版社,1995.

[20]胡增智. 鐵鋁金屬間化合物組織和性能的研究[D]. 哈爾濱:哈爾濱工業(yè)大學(xué),2010.

[21]金屬材料物理性能手冊(cè)[M]. 北京：機(jī)械工業(yè)出版社,2011.

[22]張永剛. 金屬間化合物結(jié)構(gòu)材料[M]. 北京：國(guó)防工業(yè)出版社, 2001.860-865.

Failure Mechanism of Hot Dip Aluminized Ductile Iron

YONG Wei,HUANG Xing-min,ZHANG Lei,CHENG Qian,DAI Guang-ze

(School of Materials Science and Engineering,Southwest Jiaotong University,Chengdu 610031,China)

Using laser scanning confocal microscope, failure process of aluminized ductile iron samples werein-situobserved during three-point bending test, while crack initiation and propagation mechanism were analyzed in the area of coating and matrix. The results show that for hot-dipped samples in Al, cracks mainly initiate in the Fe-Al alloy coating under tensile stress, then induce the tearing of ferrite and the peeling of graphite in the adjacent matrix. Thereby cracks spread to the inner matrix in shortest route between graphite and ferrite, in the direction nearly vertical to tensile stress. In case of compression stress, aluminized alloy layer is crushed and aluminum layer is peeled off,which having little influence on the failure of matrix. For hot-dipped samples in Al-3.7Si-1.0RE, failure mechanism under tensile stress is similar to that of hot-dipped samples in Al; under compression stress, aluminum and Fe-Al alloy coatings are disengaged from matrix, exhibits failure occurring in the ferrite matrix.

ductile iron;hot-dip aluminizing;in-situobservation;failure mechanism

10.11868/j.issn.1001-4381.2016.08.013

TG174.443

A

1001-4381(2016)08-0077-08

2014-11-04;

2015-07-31

黃興民(1980-)，男，副教授，博士，主要從事高速列車(chē)關(guān)鍵零部件材料研究，聯(lián)系地址：西南交通大學(xué)九里校區(qū)材料學(xué)院(610031)，E-mail:xmhuang@home.swjtu.edu.cn