Fe-Al金屬間化合物憑借其低密度、高強(qiáng)度和優(yōu)異的抗氧化、耐腐蝕等性能，廣泛應(yīng)用于傳統(tǒng)工程材料中[1,2] 近年來，有關(guān)Fe-Al 金屬間化合物涂層的研究也取得了較好的進(jìn)展 如馬壯等[3]利用氬弧熔覆方法在Q235鋼表面制備了Fe-Al和Fe-Al/Al2O3熔覆層，熔覆層的存在不僅提高了基體材料硬度，還使Q235鋼的抗氧化性能提高了4倍以上 此外，廖遠(yuǎn)祿等[4]研究了碳鋼熱浸鍍鋁涂層的磨損性能，發(fā)現(xiàn)900℃擴(kuò)散退火后涂層主要含脆性相Fe2Al5，1000℃退火后全部轉(zhuǎn)化為韌性相FeAl，磨損實驗結(jié)果表明鍍鋁鋼在200~400℃具有優(yōu)異耐磨性能的磨損機(jī)制為氧化輕微磨損 N. Cinca等[5]通過超音速火焰噴涂法制備了Fe-Al涂層，分析了涂層的摩擦現(xiàn)象及磨損機(jī)理

包埋滲鋁法是一種常用的滲鋁工藝，其利用原位化學(xué)氣相沉積原理，通過化學(xué)反應(yīng)產(chǎn)生的鋁原子與基體接觸，再進(jìn)行加熱、保溫和擴(kuò)散等步驟，使鋁原子與基體材料結(jié)合，進(jìn)一步形成金屬間化合物滲層[6~8] Fe-Al滲層是在鋼材表面進(jìn)行包埋滲鋁得到的產(chǎn)物 如謝歡等[9]在GCr15鋼表面進(jìn)行包埋滲鋁，通過調(diào)整不同參數(shù)，得到最佳滲鋁工藝參數(shù) S. Majumdar等[10]在SS316不銹鋼表面進(jìn)行包埋滲鋁形成了Fe-Al滲層，并進(jìn)一步分析了滲層在不同熱處理溫度下的物相轉(zhuǎn)變規(guī)律 同時，其他學(xué)者對包埋滲鋁法獲得Fe-Al滲層的性能也進(jìn)行了研究，如M. Huang等[11]研究了X80管線鋼低溫包埋滲鋁后氧化得到陶瓷涂層的耐腐蝕性能，認(rèn)為Fe-Al涂層提高基體耐腐蝕性能的原因在于α-Al2O3陶瓷層的形成

本文以低碳鋼Q235為研究對象，通過調(diào)整滲鋁溫度和滲鋁時間，選擇特定的滲鋁劑，在低碳鋼表面進(jìn)行粉末包埋滲鋁，并對滲鋁層表面物相、表面及截面形貌、成分和截面硬度進(jìn)行表征，并進(jìn)一步分析Fe-Al滲層形成的熱、動力學(xué)條件，以揭示Fe-Al滲層的形成機(jī)制

1 實驗方法1.1 樣品制備

Q235低碳鋼的化學(xué)成分如表1所示 采用線切割將其加工成10 mm×10 mm×2 mm的樣品 AlCl3是可以實現(xiàn)低溫滲鋁最合適的催滲劑[12]，因此，包埋滲鋁試驗滲劑組成有催滲劑AlCl3、供鋁劑Al粉和惰性添加劑Al2O3粉 試劑具體規(guī)格如表2所示

Table 1

表1

表1Q235低碳鋼化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù), %)

Table 1Chemical composition of the Q235 low-carbon steel (mass fraction, %)

C	Mn	Si	S	P	Fe
0.140~0.220	0.300~0.650	<0.300	≤0.050	0.045	Bal.

Table 2

表2

表2滲鋁劑的粒度及純度要求

Table 2Particle size and purity of the Chemical reagents

Reagents	Particle size/μm	Purity/%
Al	75	99
Al2O3	48	Analytically pure
AlCl3	-	Analytically pure

開始前，先將基體除油，然后用120~800目金相砂紙進(jìn)行打磨，再用氧化鋁拋光粉進(jìn)行拋光，在丙酮中進(jìn)行超聲清洗，最后用蒸餾水清洗、吹干，放入干燥器皿中備用 根據(jù)前期試驗，滲鋁劑成分確定為8%Al+87%Al2O3+5% AlCl3 (mass fraction,%) 試驗步驟如下：先將Al2O3粉在1050℃進(jìn)行高溫煅燒，然后稱取相應(yīng)重量的Al粉和Al2O3粉，放入研缽中混合，放進(jìn)干燥箱中在120℃干燥2 h時，再加入無水AlCl3，迅速用研缽棒將所有粉末研磨混合至均勻 試樣置于坩堝內(nèi)滲鋁劑中部，然后用粘結(jié)劑密封 隨后將坩堝放入干燥箱中80℃保溫一定時間，降至室溫后取出，最后放入真空管式爐中進(jìn)行加熱 具體滲鋁方案見表3

Table 3

表3

表3包埋滲鋁試驗方案

Table 3Experimental plan of the pack cementation

Temperature /℃	550	650	650	650	750	850
Time/h	20	15	20	25	20	20

1.2 表征與測試方法

采用日本理學(xué)D/Max-RA型號的X射線衍射儀(XRD)表征Fe-Al滲層的物相組成，所用靶材為Cu靶，工作電壓40 kV，電流為40 mA，掃描角度10°~85° 使用附帶能譜議(EDS)的型號為FEI Quanta 250F場發(fā)射環(huán)境掃描電鏡(SEM)分析Fe-Al滲層表面和截面的形貌及成分 利用日本島津公司HMV-G型顯微維氏硬度計測量滲鋁層和基體顯微硬度，加載載荷為0.1千克力(約980 mN)，保荷時間維持10 s，每個試樣測量5個點，并用配備的物鏡觀察壓痕形貌

2 實驗結(jié)果2.1 物相分析

實驗結(jié)果表明，除550℃×20 h試樣外，其它均能在基體表面形成連續(xù)滲鋁層 圖1為不同滲鋁溫度下制備Fe-Al滲層的XRD圖譜 550℃時，滲鋁層表面物相除FeAl3外，還有Al和基體Fe相，說明該試樣表面存在未滲鋁區(qū)域，這與所觀察的試樣外觀形貌相符合 當(dāng)滲鋁溫度在650~750℃之間時，滲鋁層由Fe2Al5和FeAl3兩相組成 可以看出，隨著滲鋁溫度升高，F(xiàn)eAl3峰值略有降低，F(xiàn)e2Al5峰值則有所增加，根據(jù)各相峰值強(qiáng)度正比于該組分存在的量，可半定量推出，750℃所制備的滲鋁層含有較多Fe2Al5相 當(dāng)溫度為850℃時，F(xiàn)e2Al5相峰值強(qiáng)度又有所降低



圖1不同滲鋁溫度下制備Fe-Al滲鋁層的XRD圖譜

Fig.1XRD patterns of the Fe-Al layer fabricated at various temperatures

本實驗結(jié)果與文獻(xiàn)[12]中報道的低合金鋼表面滲鋁層的物相略有不同，該文獻(xiàn)中采用的包埋滲鋁劑中Al粉含量較低，最高為6%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))，低于本試驗所用Al粉含量8%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))，其滲鋁時間也較短，最高為12 h，少于本試驗滲鋁時間20 h，正是受到試驗條件的影響，從而導(dǎo)致滲鋁層的物相差異 根據(jù)滲鋁層的形成規(guī)律，即Al含量從滲層表面到內(nèi)部逐漸減少，推斷出650、750和850℃制備的滲鋁層主要由Fe2Al5相組成，還含有不同比例的FeAl3相

圖2是在650℃溫度下進(jìn)行不同時間滲鋁的XRD圖譜 結(jié)果表明：表面滲鋁層均由Fe2Al5和FeAl3兩相組成，根據(jù)峰值強(qiáng)度大致可推斷出25 h制備的滲鋁層含較多Fe2Al5相，這與不同溫度制備Fe-Al滲層的物相規(guī)律相似 可見，滲鋁溫度和滲鋁時間均對滲鋁層物相含量有影響，但對物相種類影響不大 該結(jié)論與Z. D. Xiang等[12]的觀點一致



圖2不同滲鋁時間下制備Fe-Al滲鋁層的XRD圖譜(溫度為650℃)

Fig.2XRD patterns of the Fe-Al layer fabricated for different time at 650℃

2.2 形貌及成分分析

圖3和表4分別是不同溫度下滲鋁層的表面形貌及成分 因550℃時未能在基體表面形成完整連續(xù)滲層，故圖3a中A1點Fe的含量高達(dá)95.44%(原子分?jǐn)?shù))，A1的含量很少，而滲層存在的地方A2點，A1含量較高，為77.89%(原子分?jǐn)?shù))，結(jié)合Fe-Al二元相圖可知，A2區(qū)域應(yīng)處于鋁和FeAl3兩相區(qū)，說明該溫度滲鋁時，表面沉積的鋁原子僅與基體表面的小部分區(qū)域反應(yīng)形成了Fe-Al滲層，這與XRD分析結(jié)果相符合，且發(fā)現(xiàn)FeAl3相為典型針片狀形貌 650℃制備的滲層表面呈現(xiàn)兩種形貌，B1區(qū)域較平整，B2區(qū)域粗糙度較大，這和試樣表面與滲鋁劑的接觸程度不一致有關(guān)，B1區(qū)域Al含量為71.90%(原子分?jǐn)?shù))，處于Fe2Al5相區(qū)，B2區(qū)域Al含量為76.19%(原子分?jǐn)?shù))，處于FeAl3 相區(qū)，故該滲鋁層表面是由Fe2Al5和FeAl3兩相組成，這也和XRD分析相符合 750℃滲鋁層表面形貌較650℃時表面形貌粗糙度小，C1區(qū)域Al含量為71.33%(原子分?jǐn)?shù))，處于Fe2Al5相區(qū)，C2區(qū)域Al含量為73.64%(原子分?jǐn)?shù))，處于Fe2Al5+FeAl3兩相區(qū)，可見，該滲層表面Fe2Al5相較多，這仍與XRD分析結(jié)果相一致 850℃滲鋁層表面D1區(qū)域Al含量為73.25% (原子分?jǐn)?shù))，處于Fe2Al5 +FeAl3兩相區(qū)，D2區(qū)域則是為鋁+FeAl3區(qū)，但該試樣整個表面上類似D2區(qū)域的地方較少，雖然該區(qū)域Al的含量較高，但其總含量卻太少，因此在XRD檢測中未發(fā)現(xiàn)鋁存在



圖3不同溫度制備Fe-Al滲層的表面形貌

Fig.3Surface morphology of the Fe-Al layers fabricated at various temperature (a) 550℃, (b) 650℃, (c) 750℃, (d) 850℃

Table 4

表4

表4不同滲鋁溫度制備Fe-Al滲層表面的成分

Table 4Composition of the Fe-Al layers fabricated at various temperature (atomic fraction, %) (A-550℃, B-650℃, C-750℃, D-850℃)

	A1	A2	B1	B2	C1	C2	D1	D2
Total	100.00
Al	4.56	77.89	71.90	76.19	71.33	73.64	73.25	96.68
Fe	95.44	22.11	28.10	23.81	28.67	26.36	26.75	3.32

圖4所示為不同時間制備Fe-Al滲層的表面形貌 為了與不同溫度制備滲鋁層表面成分選區(qū)區(qū)分，本次成分選區(qū)用a1、a2、B1、B2、c1和c2表示，其具體成分見表5 其中，圖4a所示為15 h滲鋁層，a1區(qū)域Al含量為73.1%(原子分?jǐn)?shù))，處于Fe2Al5和FeAl3兩相區(qū)，a2區(qū)域Al含量為80.54%(原子分?jǐn)?shù))，為FeAl3 +Al兩相區(qū)，但由于表面反應(yīng)剩余的鋁原子較少，所以在XRD中并未被檢測出 圖4b所示為20 h滲鋁層的表面形貌，由Fe2Al5和FeAl3兩相組成 圖4c為25 h滲鋁層，c1區(qū)域Al含量為72.82%(原子分?jǐn)?shù))，處于Fe2Al5區(qū)，c2區(qū)域Al含量為73.21%(原子分?jǐn)?shù))，則是Fe2Al5和FeAl3兩相區(qū)，說明該滲層含較多Fe2Al5相，這與圖2所示的XRD分析結(jié)果相一致 由此可知，不同時間制備滲鋁層由Fe2Al5相和不同含量FeAl3相組成，且滲鋁時間越長，F(xiàn)eAl3相含量越少



圖4不同時間制備Fe-Al滲層的表面形貌(溫度為650℃)

Fig.4Surface morphology of the Fe-Al layers fabricated at various time at 650℃ (a) 15 h, (b) 20 h, (c) 25 h

Table 5

表5

表5不同時間制備Fe-Al滲層的表面成分

Table 5Composition of the Fe-Al layers fabricated at various time (a-15 h, b-20 h, c-25 h)

Content/%, mass fraction	a1	a2	B1	B2	c1	c2
Total	100.00
Al	73.10	80.54	71.90	76.19	72.82	73.21
Fe	26.90	19.46	28.10	23.81	27.18	26.79

因在550℃時未形成連續(xù)滲層，故單獨討論該溫度下所制備滲鋁層的截面形貌及成分變化，結(jié)果如圖5a、b所示 可以看出，即使宏觀上滲層未能均勻覆蓋低碳鋼的整個表面，但從僅有部分截面形貌來看，滲層內(nèi)部仍然致密，且與基體結(jié)合緊密，滲層厚度約64 μm，且內(nèi)部無明顯孔隙和裂紋等缺陷



圖5550℃制備Fe-Al滲層的截面形貌和成分曲線

Fig.5Cross-section morphology (a) and composition (b) of the Fe-Al layer fabricated at 550℃

圖6所示為650~850℃制備滲鋁層截面形貌及成分變化曲線 650℃滲鋁層截面形貌如圖6a所示，滲鋁層呈長舌狀嵌入基體，這與組成物相的晶體結(jié)構(gòu)有關(guān) 結(jié)合XRD及滲鋁層表面能譜分析可知，滲鋁層內(nèi)部是Fe2Al5相，其具有正交斜方點陣結(jié)構(gòu)，C軸由鋁原子占據(jù)，且該軸上含有約30%的空位，鋁原子沿C軸向基體擴(kuò)散的速率較快，F(xiàn)e2Al5相形核后易沿C軸長大，且C軸方向是垂直于滲層/基體界面，最終形成舌狀或齒狀并垂直嵌入基體的形貌特征[13] 圖6c為750℃滲鋁層截面形貌，可以看出，該滲鋁層/基體界面處Fe2Al5相的形貌略呈齒狀特征，說明該溫度下滲鋁層擴(kuò)散速度較650℃快，加劇鋁原子擴(kuò)散，故形貌特征更明顯 850℃滲鋁時，由于受滲鋁溫度和鋁粉含量兩方面影響，該溫度下形成滲鋁層的舌狀或齒狀形貌較為寬化，且均勻化，如圖6e所示 正是由于滲鋁層形成的舌狀或齒狀形貌，使得滲鋁層/基體形成冶金結(jié)合，增加了界面結(jié)合力 從圖6e中還可以看出，該滲鋁層的表面缺陷較多，粗糙且凹凸不平 據(jù)此得出結(jié)論：升高溫度可以加速滲鋁層的生長，但同時也降低表面質(zhì)量



圖6不同溫度制備Fe-Al滲層的截面形貌和成分曲線

Fig.6Cross-section morphology and composition of the Fe-Al layers fabricated at different temperature (a, b) 650℃, (c, d) 750℃, (e, f) 850℃

圖6b、d和f分別為650~850℃滲鋁層的截面成分變化曲線 從該圖可以看出，隨著溫度升高，滲鋁層厚度逐漸增加 由于擴(kuò)散深度遠(yuǎn)小于試樣尺寸厚度，在此引入半無限大擴(kuò)散模型，來粗略計算不同溫度下的鋁原子擴(kuò)散系數(shù)

由菲克第二定律并結(jié)合初始條件，求得適合薄膜擴(kuò)散的高斯解：

C(X,t)=C01-erfX2Dt(1)

式中，C為擴(kuò)散物質(zhì)的體積濃度(原子數(shù)/m3或kg/m3)；D為擴(kuò)散系數(shù)(cm2/s)；t為擴(kuò)散時間(s)；X為擴(kuò)散距離(cm)，半無限大情況下，X近似為∞

初始條件：t=0時，X≥0，C=0；邊界條件：t>0時，X=0，C=C0，X=∞，C=0

對于一定值的C(x, t)和C0可進(jìn)一步推導(dǎo)得：

X2=4KDt(2)

式中為X為擴(kuò)散距離，近似為擴(kuò)散層厚度；K為常數(shù)(常取1)

由公式(2)可求得不同溫度下的鋁原子擴(kuò)散系數(shù)，見表6所示

Table 6

表6

表6不同溫度下Al原子的擴(kuò)散系數(shù)D

Table 6Diffusion coefficient D of Al at different temperature

Temperature/℃	650	750	850
D/m2·s-1	4.20×10-14	5.01×10-13	9.39×10-13

擴(kuò)散系數(shù)D是與溫度、擴(kuò)散激活能相關(guān)的參數(shù) 由表6可知，隨著溫度升高，Al原子擴(kuò)散系數(shù)逐漸增加，650℃升至750℃時D值增加幅度較大，達(dá)一個數(shù)量級以上 但是，溫度由750℃升至850℃時，擴(kuò)散系數(shù)D并未明顯提高，說明擴(kuò)散系數(shù)還受擴(kuò)散物質(zhì)濃度的影響，這與滲鋁劑的成分變化有關(guān) 當(dāng)溫度逐漸升高，隨著滲鋁反應(yīng)進(jìn)行，鋁粉含量減少，使得鋁原子擴(kuò)散驅(qū)動力降低，導(dǎo)致850℃時D值相比750℃時僅增加約1.9倍 這種現(xiàn)象驗證了體系中擴(kuò)散系數(shù)隨體系成分變化而變化的事實

圖7是在650℃溫度下，不同時間制備Fe-Al滲層的截面形貌及成分變化曲線 從圖中可以看出，滲鋁層均能覆蓋在基體整個表面，厚度大致均勻，滲鋁層/基體界面處呈現(xiàn)舌狀/齒狀形貌，時間越長，舌狀或齒狀特征越明顯，且滲鋁層內(nèi)部致密無孔隙，與基體間達(dá)到冶金結(jié)合，滲鋁層厚度隨時間延長而增加，25 h制備滲鋁層厚度最厚 可見，滲鋁時間對滲鋁層厚度有明顯影響



圖7不同時間制備Fe-Al滲層的截面形貌和成分曲線(650℃)

Fig.7Cross-section morphologies and compositions of the Fe-Al layers fabricated at different time (650℃) (a, b) 15 h, (c, d) 20 h, (e, f) 25 h

不同時間制備Fe-Al滲層厚度值可由截面成分線掃描曲線求得，如圖7中b、d和f所示，并進(jìn)一步根據(jù)公式(2)，計算出不同滲鋁時間下的鋁原子擴(kuò)散系數(shù)D值，如表7所示 可以看出，隨著滲鋁時間延長，鋁原子擴(kuò)散系數(shù)D逐漸增大，這說明滲鋁時間越長，鋁原子與催滲劑反應(yīng)越充分，進(jìn)而擴(kuò)散系數(shù)越大，滲層形成速率加快

Table 7

表7

表7不同時間下Al原子的擴(kuò)散系數(shù)D

Table 7Diffusion coefficient D of Al at different aluminized time

Time/h	15	20	25
D/m2·s-1	4.09×10-14	4.20×10-14	5.76×10-14

2.3 顯微硬度分析

因550℃滲鋁層未覆蓋整個試樣表面，故不適于顯微硬度測試表征 其他滲層顯微硬度測試結(jié)果如下，650、750和850℃滲鋁層顯微硬度分別為820HV、740HV和680HV，三者均高于基體顯微硬度110HV，且650℃滲鋁層顯微硬度值最高 顯微硬度壓痕形貌如圖8所示，可以看出，滲鋁層的壓痕對角線長度均小于基體壓痕對角線長度，這驗證了滲鋁層比基體硬度高的結(jié)論，圖中較小的壓痕面積也說明了滲鋁層硬度值較高



圖8Q235鋼(a)和不同溫度制備Fe-Al滲層的顯微硬度

Fig.8Micro-hardness of the Q235 steel (a) and Fe-Al layer fabricated at different temperature (b) 650℃, (c) 750℃, (d) 850℃

已有研究表明，F(xiàn)e-Al滲層硬度隨Al含量增加而增加[14]，結(jié)合不同溫度滲鋁層表面XRD和成分分析可知，經(jīng)過650~850℃保溫后，滲鋁層內(nèi)部均是Fe2Al5相，但不同溫度下該相中Al含量卻略有不同，這與不同溫度下的鋁原子擴(kuò)散系數(shù)有關(guān) 由表6可知，750℃擴(kuò)散系數(shù)D值比650℃時提高了一個數(shù)量級以上，而850℃擴(kuò)散系數(shù)比750℃時提高約2倍，在經(jīng)過相同時間保溫后，650℃滲鋁層表面及內(nèi)部鋁原子含量最多，850℃滲鋁層表面及內(nèi)部鋁原子含量最少，從而導(dǎo)致650℃滲鋁層硬度最高，而850℃滲鋁層硬度最低

不同時間制備的滲鋁層的測量顯微硬度壓痕形貌如圖9所示 三種不同時間滲鋁層顯微硬度值差別不大，分別為830HV、820HV和809HV，較為穩(wěn)定 受時間影響，15 h滲鋁層表面Al含量略高，故其內(nèi)部Al含量也相對較高，其顯微硬度就略高，這與前述結(jié)論一致，即滲鋁層硬度隨Al含量增加而增大 由此可知不同滲鋁時間對滲鋁層顯微硬度略有影響



圖9不同時間制備Fe-Al滲層的顯微硬度(溫度為650℃)

Fig.9Micro-hardness of the Fe-Al layer fabricated at different time (at 650℃) (a) 15 h, (b) 20 h, (c) 25 h

3 分析討論3.1 Fe-Al滲層熱力學(xué)分析

包埋滲鋁過程主要包括氣相反應(yīng)和固態(tài)擴(kuò)散兩個過程：首先鋁粉與催滲劑反應(yīng)形成AlxCly化合物，隨后AlxCly與基體接觸并置換出活性Al原子，進(jìn)而在基體表面沉積，并逐漸在表面及內(nèi)部形成Fe-Al金屬間化合物相

主要氣相反應(yīng)如下：

Al+AlCl3(g)→AlCl(g)+AlCl2(g)(3)

Al+AlCl2(g)→2AlCl(g)(4)

3AlCl(g)→2[Al]+AlCl3(g)(5)

3AlCl2(g)→[Al]+2AlCl3(g)(6)

當(dāng)活性Al原子與基體接觸后，發(fā)生固態(tài)擴(kuò)散過程 已有研究表明[15]，在碳鋼表面滲鋁，均發(fā)生Al的內(nèi)擴(kuò)散，具體反應(yīng)方程式如(7)和(8)所示

3[Al]+Fe→FeAl3(s)(7)

5[Al]+2Fe→Fe2Al5(s)(8)

研究表明[16]，在溫度為300~1500 K時，雖然Fe-Al各相吉布斯標(biāo)準(zhǔn)自由能均隨著溫度升高而增大，但形成FeAl3相和Fe2Al5相的吉布斯標(biāo)準(zhǔn)自由能仍均小于0，且Fe2Al5相的吉布斯自由能最小 由此可知，在Al和Fe固態(tài)擴(kuò)散過程中，F(xiàn)e2Al5相最容易生成，雖然反應(yīng)初期在基體表面形成了FeAl3相，一旦Fe2Al5相開始形成，則Fe2Al5相的生長速率要遠(yuǎn)大于FeAl3，進(jìn)而快速生長來抑制FeAl3相長大，最終使得滲鋁層內(nèi)部均是Fe2Al5相，F(xiàn)eAl3相僅存在于表面

3.2 Fe-Al滲層的動力學(xué)分析

結(jié)合Fe-Al滲層形成的熱力學(xué)和滲層物相可知，滲鋁層內(nèi)部主要為Fe2Al5相，可根據(jù)不同條件下滲鋁層厚度來粗略計算該體系中鋁原子的擴(kuò)散激活能以及生長動力學(xué)方程

圖10所示為滲層厚度h的ln(h)值和溫度T的1000/T值之間的關(guān)系曲線，可以看出，ln(h)和1000/T之間近似呈直線關(guān)系，這說明溫度對滲層生長速率(kp)的影響符合Arrhenius公式的規(guī)律，即：

ln(kp)=-QRT+A1(9)

式中，Q為擴(kuò)散激活能(kJ/mol)；R為氣體常數(shù)，常取8.314；T為絕對溫度(K)；A1為經(jīng)驗常數(shù)



圖10不同滲鋁溫度和Fe-Al滲層厚度的關(guān)系曲線

Fig.10The correlation between the Fe-Al layer thicknesses and different aluminizing temperature

生長速率kp近似為滲層厚度h(μm) 依據(jù)文獻(xiàn)[17]中所得滲鋁層厚度和滲鋁溫度的關(guān)系式，結(jié)合本試驗數(shù)據(jù)，由圖10給出的直線斜率值(-8.18)即為-Q/R值，計算得出在此溫度范圍內(nèi)的鋁原子Q值約為68.01 kJ/mol，略小于Z. D. Xiang 等人[17]計算得到的73.33 kJ/mol 原因如下：本試驗中滲鋁劑的鋁粉含量較其充足，且催滲劑含量也比其高，從而導(dǎo)致本試驗鋁原子擴(kuò)散激活能較低，滲鋁層厚度較厚 根據(jù)擬合結(jié)果可知，不同滲鋁溫度下Fe-Al滲層的生長動力學(xué)方程式為：

ln(h)=-8180.78/T+13.68(10)

同樣，結(jié)合文獻(xiàn)[17]中滲鋁層厚度與滲鋁時間的關(guān)系式，建立本試驗中不同滲鋁時間下滲層厚度h(μm)和時間t1/2(h)的曲線，如圖11所示的典型直線關(guān)系，表明滲鋁層厚度的增長符合拋物線規(guī)律，Al原子滲入低碳鋼表面后發(fā)生穩(wěn)態(tài)固相擴(kuò)散過程



圖11不同滲鋁時間和Fe-Al滲層厚度的關(guān)系曲線

Fig.11The correlation between the Fe-Al layers thickness and aluminizing time

結(jié)合擬合結(jié)果，不同滲鋁時間下Fe-Al滲層的生長動力學(xué)方程式為：

h=43.969t1/2-79.591(11)

由式(9)可知，當(dāng)滲鋁層的厚度h大于0時，t的臨界值約是3.276 h，這說明滲鋁層開始生長之前需要一段時間，這段時間應(yīng)與加熱程序升溫和滲鋁劑的氣相反應(yīng)有關(guān)

結(jié)合不同溫度和不同時間下Fe-Al滲層的表面物相可知，雖然溫度和時間對滲鋁層的物相種類影響較小，但均影響各相含量以及滲鋁層厚度，即升高滲鋁溫度和延長滲鋁時間，均能使得表面Fe2Al5相含量和滲鋁層厚度增加，但溫度對滲鋁層的影響要大于滲鋁時間，不同滲鋁溫度和不同滲鋁時間下的鋁原子擴(kuò)散系數(shù)也證明了上述結(jié)論

3.3 擴(kuò)散機(jī)制分析

根據(jù)Fe-Al滲層熱力學(xué)和動力學(xué)分析可知，Al原子在Fe基體內(nèi)部是典型的固態(tài)擴(kuò)散過程 結(jié)合本試驗條件，當(dāng)滲鋁溫度為550℃時，基體表面主要是針片狀FeAl3相，而在650~850℃時，主要生成Fe2Al5相，但其表面存在不連續(xù)FeAl3相，且隨著溫度升高，F(xiàn)eAl3相含量減少 結(jié)合滲層表面物相和截面形貌分析，提出圖12所示Fe-Al滲層生長意圖



圖12包埋滲鋁法形成Fe-Al滲層的生長意圖

Fig.12Schematic diagram of Fe-Al layer growth by pack cementation (a) FeAl3 phase began to form, (b) formation of Fe2Al5 phase, (c) growth of Fe2Al5 phase, (d) FeAl3 phase is eventually dispersed

圖a所示為起初FeAl3相的生長階段，這說明FeAl3相的生長是受Al原子與基體Fe原子的化學(xué)反應(yīng)過程控制，Al原子的擴(kuò)散路徑是元素體擴(kuò)散 隨后，在FeAl3相下面開始生成Fe2Al5相，根據(jù)吉布斯標(biāo)準(zhǔn)自由能分析可知，F(xiàn)e2Al5相是Fe-Al相中自發(fā)性反應(yīng)最強(qiáng)的，且Al原子在Fe2Al5相中的擴(kuò)散路徑是晶界擴(kuò)散，其擴(kuò)散系數(shù)遠(yuǎn)大于體擴(kuò)散系數(shù)，故Fe2Al5相形成后便迅速生長(圖b) 進(jìn)而抑制表面FeAl3相生長，使其成為Fe2Al5相生長所需的鋁源，逐漸被分散在表層中，最終呈現(xiàn)不連續(xù)狀態(tài)(圖c、d) 這也可從本文中Fe-Al滲層的表面形貌得到證明

4 結(jié)論

(1) 不同滲鋁溫度和不同滲鋁時間制備的Fe-Al滲層主要物相均是由Fe2Al5和FeAl3組成，且溫度和時間對滲鋁層的物相種類影響不大 但隨著溫度升高和時間延長，F(xiàn)e2Al5相含量逐漸增多

(2) 隨著滲鋁溫度升高，F(xiàn)e-Al滲層厚度增加，鋁原子擴(kuò)散系數(shù)增大，由650℃時的4.20×10-14 m2/s，增大至850℃的9.39×10-13 m2/s，增幅達(dá)22倍多 不同滲鋁時間對鋁原子的擴(kuò)散系數(shù)影響較小，25 h的擴(kuò)散系數(shù)約是15 h時的1.4倍

(3) 對各Fe-Al滲層進(jìn)行顯微硬度測試發(fā)現(xiàn)，Al含量越高，滲鋁層硬度越大，不同滲鋁層的顯微硬度均高于基體

(4) Fe-Al滲層的形成主要包括氣相反應(yīng)和固態(tài)擴(kuò)散兩個過程，形成Fe2Al5相的吉布斯標(biāo)準(zhǔn)自由能最低， Fe2Al5相在FeAl3相下面生成，且一旦生成會抑制FeAl3相長大，故FeAl3相只存在于滲鋁層表面

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