熱浸鍍Zn－6%Al－3%Mg鍍層合金層生長(zhǎng)研究

童 晨，蘇旭平，李 智，王建華，吳長(zhǎng)軍，彭浩平，徐 鵬

（1常州大學(xué) 先進(jìn)金屬材料常州市重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，江蘇 常州213164；2湘潭大學(xué) 材料設(shè)計(jì)及制備技術(shù)湖南省重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，湖南 湘潭411105）

工業(yè)生產(chǎn)中應(yīng)用最廣泛的鋼鐵材料在大氣、海水、油田或其他介質(zhì)（如有機(jī)溶劑、液態(tài)金屬等）中使用時(shí)會(huì)發(fā)生不同程度的腐蝕。熱浸鍍鋅作為一種經(jīng)濟(jì)有效的鋼材保護(hù)手段長(zhǎng)期被人們所關(guān)注，廣泛應(yīng)用于軌道運(yùn)輸、通訊、電力、建筑等行業(yè)［1］。為提高抗腐蝕性能，其他一些合金元素被加入鋅池中，從而提升鍍層產(chǎn)品各方面性能，如Al，Mg等［2，3］。目前，性能優(yōu)良的成熟熱浸鍍鍍鋅鋁產(chǎn)品（如“Galvalume”，“Galfan”［4］等）已投入到各個(gè)工業(yè)生產(chǎn)領(lǐng)域中應(yīng)用。

含Mg合金鍍層以其卓越的抗腐蝕性能著稱，近年來，學(xué)者們對(duì)Mg加入鋅鋁合金鍍層耐腐蝕性能的影響研究展開了大量研究。歐洲一些科研機(jī)構(gòu)研究了0.4%～5%Al（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同）及0.01%～2%Mg的合金鍍層［5］。日本日新制鋼公司成功開發(fā)成分為Zn－6%Al－3%Mg的“ZAM”合金鍍層鋼板［6］，新日鐵公司推出的“Super Dyma”（Zn－11%Al－3%Mg－1%Si）［7］、“Superzinc”（Zn－4.5%A1－0.1%Mg）［8］和“Dymazinc”（Zn－0.2%Al－0.5%Mg）［9］等幾種新型鋅鋁鎂合金鍍層產(chǎn)品，它們的耐蝕性為傳統(tǒng)純鋅鍍層和鋅鋁合金鍍層的數(shù)倍乃至數(shù)十倍。

一般熱浸鍍鋅中加入合金元素后，通過合金元素的作用，形成合金阻擋層或者改變鍍層合金層的形成秩序來控制Fe－Zn反應(yīng)，以獲得具有致密而連續(xù)的層狀組織、適當(dāng)?shù)匿\層厚度、較好的外觀質(zhì)量和耐腐蝕性及黏附性的鍍層［10］。在一些研究Zn－Al－Mg合金鍍層的文獻(xiàn)中，關(guān)于鍍層微觀組織結(jié)構(gòu)的詳細(xì)研究是十分有限的［11］。Sugimaru等［12］對(duì)Zn－11%Al中加入一定量 Mg后的鍍層進(jìn)行觀察，研究中發(fā)現(xiàn)了合金層的出現(xiàn)，并認(rèn)為這可能為Fe－Al向Fe－Zn轉(zhuǎn)換的過渡層。但是，他們都沒有對(duì)其作更進(jìn)一步的研究，文獻(xiàn)沒有關(guān)于Zn－6%Al－3%Mg熱浸鍍層合金層的報(bào)道［13］，其界面反應(yīng)過程也有待澄清。本工作主要是針對(duì)熱浸鍍Zn－6%Al和Zn－6%Al－3%Mg合金鍍層中合金界面層的鍍層相組成和厚度隨時(shí)間變化開展實(shí)驗(yàn)研究，分析Mg對(duì)鍍層合金界面層的形成過程的影響及生長(zhǎng)動(dòng)力學(xué)規(guī)律。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 實(shí)驗(yàn)設(shè)備及原材料

使用純度分別為99.95%的Zn錠，99.5%的Al錠，99.7%的 Mg錠，鋼材基體使用的是 Q235鋼（0.12% ～0.20%C，0.30% ～0.670%Mn，Si≤0.30%，S≤0.045%，P≤0.045%）。

1.2 預(yù)處理及浸鍍

使用實(shí)驗(yàn)室用電阻式井式爐，2＃石墨黏土坩堝熔煉鋅池。將鋼材使用線切割設(shè)備加工成12mm×12mm×3mm的鋼基體，經(jīng)磨光后，采用烘干溶劑法進(jìn)行浸鍍。工藝流程為：堿洗→水洗→酸洗→水洗→熔劑處理→烘干→熱浸鍍→冷卻。實(shí)驗(yàn)中熔劑處理所使用的助鍍劑為本團(tuán)隊(duì)反復(fù)實(shí)驗(yàn)所得，助鍍劑主要成分為每100mL水中10.7g ZnCl2，10g NH4Cl，8g SnCl2，它可以幫助清除被鍍金屬表面的氧化物和殘存的鐵鹽，降低熔融金屬的表面張力，促進(jìn)界面之間反應(yīng)，并防止鋼件浸入鋅池時(shí)炸鋅的危險(xiǎn)。為防止Mg元素的氧化及燒損，加入實(shí)驗(yàn)室自制改良的RJ－2熔劑覆蓋保護(hù)可以起到更好的效果。

1.3 觀察

對(duì)實(shí)驗(yàn)后的樣品使用金相鑲樣機(jī)進(jìn)行鑲樣和磨樣，并使用掃面電子顯微鏡SEM和能譜分析儀EDS對(duì)樣品進(jìn)行微觀組織觀察和成分分析。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果和討論

2.1 合金層厚度隨時(shí)間的變化

圖1為Zn－6%Al合金鋅池中浸鍍不同時(shí)間的鍍層橫截面。在Zn－Al二元相圖中可知，當(dāng)Al的含量在5.02%，溫度在382℃時(shí)會(huì)發(fā)生二元共晶反應(yīng)，由于成分和冷卻速率不同鍍層的凝固組織可以是全共晶組織，或初生富Zn相和共晶的亞共晶組織，或者由初生富Al相和共晶組成的過共晶組織。鍍層和鋼基之間基本看不到有間隙存在，由于Al的抑制作用，Zn沒有和基體反應(yīng)生成柱狀的Fe－Zn化合物，耐蝕性也得到了提高。如圖1所示，在Zn－6%Al合金鍍層中凝固組織與Zn－5%Al合金鍍層類似，主要由Zn－Al二元共晶組織以及初生Zn相組成，靠近基體的Zn－Al二元共晶組織為層片狀晶粒，而靠近外層時(shí)為等軸晶粒，鍍層中晶粒大小不均可能是由于冷卻速率不均勻造成的。而且隨著浸鍍時(shí)間的延長(zhǎng)，凝固組織晶粒的尺寸也隨著增加。如圖1（a）和（b），浸鍍時(shí)間分別為10s和30s的鍍層中，鍍層的組織形貌變化不大，鍍層和鋼基之間沒有發(fā)現(xiàn)明顯的合金層，鍍層的總厚度與時(shí)間成正比，鍍層中共晶組織的晶粒尺寸也隨著浸鍍時(shí)間延長(zhǎng)而變得粗大。當(dāng)浸鍍時(shí)間達(dá)到60s時(shí)，如圖1（c），界面處一層深色小于10μm的合金層呈鋸齒狀分布于鋼基上。圖1（d）中合金層經(jīng)過180s的浸鍍后在鍍層中十分明顯，幾乎占據(jù)了鍍層中的一半，但合金層的形貌疏松而不致密，厚度為25μm左右。300s后可以看到圖1（e）中合金層的厚度已經(jīng)有50μm以上，同時(shí)合金層也被Zn液嚴(yán)重侵蝕，靠近鋼基一側(cè)的合金層較為均勻致密，而靠近凝固層的合金層變得松散，大量液相出現(xiàn)在了合金界面層中。從圖1（f）可以直觀地觀察到合金層外側(cè)被Zn液侵蝕后破碎的現(xiàn)象，雖然合金層的生長(zhǎng)厚度隨著時(shí)間變得很厚，但是同時(shí)也被Zn液侵蝕掉很大一部分，可以看到許多破碎分散的合金相分布于整個(gè)鍍層中。通過EDS分析，在Zn－6%Al合金鍍層界面反應(yīng)形成的是Fe－Al化合物，Zn在Fe－Al化合物中的溶解量大約為6%～15%（原子分?jǐn)?shù)），所以Zn－6%Al合金鍍層中形成的是Fe－Al－Zn合金界面層。

圖1 Zn－6%Al鋅池中浸鍍不同時(shí)間的電子掃描顯微鏡BSE圖片 （a）10s；（b）30s；（c）60s；（d）180s；（e）300s；（f）600sFig.1 BSE images for Zn－6%Al coating corresponding to different dipping time （a）10s；（b）30s；（c）60s；（d）180s；（e）300s；（f）600s

將鋼片在Zn－6%Al－3%Mg成分的鋅池浸鍍不同時(shí)間后的鍍層橫截面如圖2所示。圖2（a）顯示的是浸鍍時(shí)間為10s的鍍層，可以看到它與工業(yè)生產(chǎn)的ZAM鍍層結(jié)構(gòu)相似，鍍層主要由富Zn的hcp相、Zn－Mg二元共晶和Zn／Al／MgZn2三元共晶組成，合金界面層的出現(xiàn)有一定的孕育期，由于時(shí)間短，合金層非常薄難以觀察。研究表明鋅Zn－6%Al－3%Mg合金鍍層合金層以外的自由凝固組織中主要存在富Al的fcc相、富Zn的hcp相、粗晶的 MgZn2或 Mg2Zn11相和Zn－MgZn2二元共晶以及 Zn／Al／ MgZn2三元共晶［14］。浸鍍30s（圖2（b））樣品中可以觀察到化合物層的存在，合金層呈鋸齒狀，厚度小于5μm，也不均勻。在浸鍍60s（圖2（c））后，鋼基／液鋅界面上的反應(yīng)明顯，可以發(fā)現(xiàn)合金界面層的生長(zhǎng)有向液相延伸的趨勢(shì)，合金層為兩層結(jié)構(gòu)，靠近凝固層的一層為鋸齒狀，組織疏松；靠近基體的一側(cè)的合金層平滑的在基體上生長(zhǎng)。180s（圖2（d））后，可以很直觀地觀察到較為均勻致密厚度大約20μm的合金層。一直到300s（圖2（e）），合金層的厚度沒有明顯大幅度的增加，形貌和結(jié)構(gòu)也無變化。浸鍍時(shí)間達(dá)到600s（圖2（f）），合金界面層的厚度增加到大約50μm。同樣，在Zn－6%Al－3%Mg合金鍍層和鋼基之間的界面層組成也是Fe－Al－Zn化合物，Zn在Fe－Al化合物中的溶解量大約為5%～10%（原子分?jǐn)?shù)），比Zn－6%Al合金層中的溶Zn量少，所以也可以認(rèn)為Zn－6%Al－3%Mg合金鍍層中主要形成了Fe－Al－Zn合金界面層。通過兩組圖片和實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)表明，Zn－6%Al和 Zn－6%Al－3%Mg合金鍍層在短時(shí)間內(nèi)形成的Fe－Al－Zn合金層較薄，從圖片中難以觀察到，但超過一定時(shí)間后合金層已經(jīng)比較明顯，所以，浸鍍時(shí)間對(duì)合金層的影響是明顯的，其原因是由于隨著時(shí)間的延長(zhǎng)，擴(kuò)散越來越充分，合金層就會(huì)隨著增長(zhǎng)。Mg加入到Zn－6%Al合金鋅池中后，促進(jìn)鋼基和鍍層間發(fā)生界面反應(yīng)，使合金層在更短的時(shí)間內(nèi)行核并生長(zhǎng)，在無Mg的鍍層中，幾乎要浸鍍60s左右時(shí)才會(huì)出現(xiàn)中間合金層，而加入3%Mg后30s左右鋼基上就能觀察到合金層的生長(zhǎng)。

2.2 鍍層合金層的生長(zhǎng)

圖3為不同時(shí)間Zn－6%Al和Zn－6%Al－3%Mg合金鍍層合金層局部放大的SEM照片。研究表明，當(dāng)鍍層中Al超過0.2%時(shí)，由于Al對(duì)Fe的親和力大于Zn，所以會(huì)在短時(shí)間內(nèi)有一個(gè)FeAl3或Fe2Al5“抑制層”的出現(xiàn)來阻擋Fe與Zn之間形成Fe－Zn化合物［15］。許多學(xué)者在研究了Zn－5%Al合金鍍層后表示［16］，在合金層破裂之前，界面上靠近鋼基的一側(cè)形成了0.02～0.2μm的Fe2Al5Znx合金層，而外側(cè)為FeAl3Znx合金層，該合金層能夠阻擋Fe－Zn化合物層的形成。但也有文獻(xiàn)［17］認(rèn)為Al加入鋅池后形成的Fe－Al化合物層會(huì)起到抑制Fe－Zn合金形成的作用，但這種作用有一個(gè)孕育期，當(dāng)孕育期結(jié)束，這個(gè)合金層會(huì)被破壞。浸鍍短時(shí)間的Zn－6%Al－3%Mg合金鍍層中肉眼很難觀察到合金層的存在，但是通過EDS能譜分析后發(fā)現(xiàn)，靠近界面處的Al濃度較高，在形成過渡層的瞬間，Al原子在液固界面處大量聚集，形成Al含量較高的金屬間化合物。根據(jù)文獻(xiàn)研究［18］，此時(shí)界面層厚度大約在0.1μm。Zn－6%Al合金層鍍層在浸鍍30s以內(nèi)都沒有觀察到合金層的出現(xiàn)，在Zn－6%Al合金鋅池中浸鍍60s后（圖3（a－1）），鍍層中出現(xiàn)合金界面層，厚度小于10μm，但其形貌疏松，合金相中有孔隙，通過成分分析確定此化合物為FeAl3Znx（能譜分析結(jié)果：67.22%Al，23.22%Fe，9.56%Zn，原子分?jǐn)?shù)）。浸鍍180s（圖3（b－1））的Zn－6%Al合金鍍層中合金層的厚度超過了20μm，但是明顯有液相進(jìn)入了合金層，合金層長(zhǎng)時(shí)間的生長(zhǎng)后致密連續(xù)的層狀結(jié)構(gòu)被破壞，靠近基體的Fe－Al－Zn化合物中Fe原子含量有所上升，Al和Zn原子含量都有所下降，通過EDS能譜分析可知靠近鋼基體生成的合金層主要由FeAl3Znx變?yōu)镕e2Al5Znx（能譜分析結(jié)果：64.49%Al，26.02%Fe，9.49%Zn，原子分?jǐn)?shù)），而接近凝固層并有部分被破壞進(jìn)入凝固鍍層的合金相為FeAl3Znx。經(jīng)過600s的長(zhǎng)是時(shí)間浸鍍，合金層生長(zhǎng)已經(jīng)受到嚴(yán)重侵蝕，可以在圖3（c－1）中看到大量的液相出現(xiàn)在了合金層中，層狀結(jié)構(gòu)被破壞，F(xiàn)e2Al5合金相向液相中溶解，并出現(xiàn)在整個(gè)鍍層中分布無規(guī)律。Zn－6%Al－3%Mg合金層如圖3（a－2），在浸鍍時(shí)間達(dá)到30s后，界面上可以看到一層厚度不均小于5μm的合金層，圖中合金層為灰色小顆粒狀，合金相層剛行核后不久，結(jié)構(gòu)疏松也不均勻，同樣通過掃面電子顯微鏡的能譜測(cè)試分析確定此化合物為FeAl3Znx（能譜分析結(jié)果：0.32%Mg，68.54%Al，22.7%Fe，8.44%Zn，原子分?jǐn)?shù)）。圖3（b－2）中Zn－6%Al－3%Mg合金層的厚度隨著浸鍍時(shí)間的延長(zhǎng)有了明顯的增加，并且合金層的成分發(fā)生了改變，生成了雙層結(jié)構(gòu)的合金層，并且內(nèi)側(cè)合金層明顯變得致密，通過EDS能譜分析可知內(nèi)側(cè)的合金層主要為Fe2Al5Znx（能譜分析結(jié)果：0.10%Mg，67.34%Al，26.38%Fe，6.18%Zn，原子分?jǐn)?shù)），而在靠近自由凝固層較為疏松的為FeAl3Znx。浸鍍時(shí)間超過600s后（圖3（c－2）），Zn－6%Al－3%Mg鍍層中形成的合金層厚度均勻，結(jié)構(gòu)致密，形成的整個(gè)合金層全部為Fe2Al5Znx，形成的合金層穩(wěn)定性較好，牢固地附著在鋼基體上，相對(duì)于Zn－6%Al鍍層中的合金界面層不存在明顯被液相侵蝕的現(xiàn)象。根據(jù)實(shí)驗(yàn)結(jié)果，結(jié)合MANDAL等［19］和HEN等［20］的理論，可以認(rèn)為Zn－6%Al和Zn－6%Al－3%Mg合金鍍層界面處合金層的生長(zhǎng)為：（1）基體表面的Fe快速溶解，以及Al在液固界面處聚集；（2）FeAl3在基體上成核生長(zhǎng)；（3）疏松的FeAl3轉(zhuǎn)變?yōu)橹旅艿腇e2Al5：FeAl3＋2Al（鋅液中）＋Fe（基體）→Fe2Al5；（4）FeAl3繼續(xù)擴(kuò)散反應(yīng)轉(zhuǎn)變?yōu)镕e2Al5，長(zhǎng)成可以觀察到的兩層結(jié)構(gòu)，靠近基體的一側(cè)為致密的Fe2Al5，外側(cè)為疏松的FeAl3；（5）Fe2Al5繼續(xù)生長(zhǎng)，亞穩(wěn)的FeAl3消失。研究表明，F(xiàn)e2Al5Znx具有良好的取向性，其（001）面平行于基體和金屬的界面，能很好地阻擋Fe向Zn液中擴(kuò)散，并且Tang等［21］指出Fe2Al5Znx會(huì)沿著〈100〉FA方向優(yōu)先生長(zhǎng)，正因如此，Zn－6%Al－3%Mg合金鍍層中生成的Fe2Al5Znx使得Fe－Al合金層長(zhǎng)時(shí)間穩(wěn)定存在不被破壞，阻礙Fe－Zn化合物的生長(zhǎng)。通過上述實(shí)驗(yàn)對(duì)比發(fā)現(xiàn)，Zn－6%Al鍍層中的合金界面層為Fe－Al－Zn合金層，Al的加入抑制了Fe－Zn相的出現(xiàn)，但合金層不會(huì)長(zhǎng)期穩(wěn)定存在，在長(zhǎng)時(shí)間浸鍍后被逐漸溶解破壞，而Mg加入Zn－6%Al鋅池后，不僅使Fe－Al合金層出現(xiàn)在鍍層中的時(shí)間提前，而且使合金界面層的生長(zhǎng)更為致密和均勻，并且穩(wěn)定了合金層的生長(zhǎng)，減少了液相對(duì)合金層的侵蝕破壞，F(xiàn)e－Al相不被溶解進(jìn)入鍍層。

由于Zn－6%Al合金層浸鍍超過一定時(shí)間后被液相侵蝕，合金層厚度不均勻，無法準(zhǔn)確測(cè)量，故僅對(duì)浸鍍不同時(shí)間的Zn－6%Al－3%Mg合金鍍層樣品的合金層厚度采用Smileview軟件進(jìn)行測(cè)量所得數(shù)據(jù)使用Origin8.0軟件對(duì)數(shù)據(jù)進(jìn)行處理，繪制出Zn－6%Al－3%Mg合金鍍層合金層厚度與時(shí)間的關(guān)系曲線，如圖4所示?？梢钥闯?，化合物層的生長(zhǎng)與時(shí)間的關(guān)系呈典型的拋物線生長(zhǎng)規(guī)律，即初期生長(zhǎng)較快，當(dāng)浸鍍時(shí)間達(dá)到60s時(shí)，化合物層的厚度為21μm左右，此后一段時(shí)間內(nèi)化合物層的增長(zhǎng)速度變緩慢。熱浸鍍Zn－6%Al－3%Mg合金鍍層為固液反應(yīng)，金屬間界面層生長(zhǎng)動(dòng)力學(xué)方程為Y＝ktn，Y為合金層厚度，k為生長(zhǎng)速率常數(shù)，t為反應(yīng)時(shí)間，n為生長(zhǎng)速率指數(shù)，當(dāng)n為0.5時(shí)，生長(zhǎng)速度主要受擴(kuò)散速度控制，而且生長(zhǎng)層的前沿濃度是固定不變的，呈現(xiàn)拋物線規(guī)律生長(zhǎng)；當(dāng)n為1.0時(shí)表示擴(kuò)散過程中界面反應(yīng)速率為控制因素，生長(zhǎng)層厚度與時(shí)間為直線關(guān)系。利用Origin8.0對(duì)合金層厚度與時(shí)間關(guān)系的曲線關(guān)系進(jìn)行擬合，得到動(dòng)力學(xué)方程：Y＝1.2716t0.6035，可知n值為0.6035，說明熱浸鍍Zn－6%Al－3%Mg合金界面層反應(yīng)受擴(kuò)散機(jī)制控制。從圖4中可以看出，實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)與擬合數(shù)據(jù)有一定誤差，但基本符合合金層的生長(zhǎng)趨勢(shì)，界面層的增長(zhǎng)以冪的函數(shù)關(guān)系增長(zhǎng)。

圖4 Zn－6%Al－3%Mg合金層厚度與時(shí)間的關(guān)系曲線Fig 4 The relationship between Zn－6%Al－3%Mg interfacial layer and hot－dip time

2.3 擴(kuò)散通道對(duì)于合金層形成及變化過程的描述

擴(kuò)散通道表示垂直于擴(kuò)散方向的平面平均成分點(diǎn)組成的軌跡，一般在三元系中的擴(kuò)散通道分為真實(shí)（real）擴(kuò)散通道與虛擬（virtual）擴(kuò)散通道兩種［22］。若擴(kuò)散通道只穿過單相或沿著連接線（tie－line）穿過兩相區(qū)，這種擴(kuò)散通道稱為真實(shí)擴(kuò)散通道，在真實(shí)擴(kuò)散通道中，擴(kuò)散層呈平面層狀組織。而當(dāng)擴(kuò)散通道切割連接線 （tie－line）時(shí)，由于三元系中出現(xiàn)第三個(gè)組元，增加了一個(gè)自由度，中間相的平面層狀組織狀態(tài)就很難被保持，擴(kuò)散層出現(xiàn)兩相混合，形成虛擬擴(kuò)散通道。

熱浸鍍過程中鋼基與鍍液間的界面反應(yīng)研究與Fe－Zn－Al三元系有著十分緊密的聯(lián)系，對(duì)于Fe－Zn－Al這個(gè)三元體系，在之前已經(jīng)有過許多專家作過充分的實(shí)驗(yàn)研究，根據(jù)他們的實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)，結(jié)合本科研小組所研究的擴(kuò)散通道理論，所得450℃時(shí)Fe－Al－Zn三元系等溫截面及合金鍍層擴(kuò)散通道示意圖如圖5所示。從上述的實(shí)驗(yàn)結(jié)果中已知Zn－6%Al合金鍍層在反應(yīng)的開始階段在鐵基上形成了層狀的FeAl3Znx變?yōu)镕e2Al5Znx金屬間化合物層。在擴(kuò)散的初始階段，由于Al的存在，并且Al與Fe之間比Zn更具有親和力，鋼基體進(jìn)入鋅池中時(shí)Al與Fe之間更容易發(fā)生反應(yīng)，界面上首先形成的是FeAl3相，擴(kuò)散通道很大程度上偏移兩擴(kuò)散組元成分點(diǎn)連線，沿兩相區(qū)共軛線穿過（FeAl3＋Liquid）兩相區(qū)進(jìn)入FeAl3單相區(qū)，最后進(jìn)入α－Fe的單相區(qū)，如圖5中的Path 1所示，鍍層中化合物保持層狀結(jié)構(gòu)。

圖5 合金層擴(kuò)散通道示意圖Fig.5 Diffusion paths in diffusion layers of alloy coating

隨著擴(kuò)散時(shí)間的延長(zhǎng)，擴(kuò)散通道發(fā)生一定量的偏移，如圖5中Path 2所示。擴(kuò)散通道由鋅池合金成分點(diǎn)出發(fā)，切割（FeAl3＋Liquid）兩相區(qū)的共軛線，跨過（FeAl3＋ Fe2Al5＋Liquid）三相區(qū)，然后經(jīng)由Fe2Al5單相區(qū)進(jìn)入α－Fe單相區(qū)，在通過（Fe2Al5＋α－Fe）兩相區(qū)時(shí)未切割其共軛線。由于擴(kuò)散通道切割了（FeAl3＋Liquid）兩相區(qū)共軛線進(jìn)入（FeAl3＋Fe2Al5＋Liquid）三相區(qū)，鍍層中出現(xiàn)液相與化合物兩相共存區(qū)，所以在合金層中FeAl3／Fe2Al5界面上出現(xiàn)了液相使合金層變得不致密。

隨著時(shí)間的進(jìn)一步延長(zhǎng)，擴(kuò)散通道不僅切割了（FeAl3＋Liquid）兩相共軛線，也跨過三相區(qū)（FeAl3＋Fe2Al5＋Liquid）切割了（Fe2Al5＋Liquid）兩相區(qū)的共軛線，導(dǎo)致Fe2Al5相中也有少量液相進(jìn)入的跡象，如圖5Path 3所示。而擴(kuò)散通道隨時(shí)間的最終變化趨勢(shì)是向鋅池合金成分點(diǎn)與鐵基成分點(diǎn)連線移動(dòng)，如圖5中的Path 0所示擴(kuò)散通道，擴(kuò)散通道切割了幾乎所有含有液相的兩相區(qū)的共軛線，導(dǎo)致了擴(kuò)散層不能長(zhǎng)期穩(wěn)定的保持致密層狀結(jié)構(gòu)，并且在擴(kuò)散層中，形成了一個(gè)液相通道，使得合金鋅液能直接進(jìn)入合金層中破壞合金層的致密結(jié)構(gòu)。

而Mg加入鋅池后，能使鍍層（擴(kuò)散層）的這種致密的層狀狀態(tài)維持更長(zhǎng)時(shí)間，未出現(xiàn)大量液相進(jìn)入合金層而破壞其穩(wěn)定性的現(xiàn)象。主要是因?yàn)镸g加入后，能阻礙擴(kuò)散通道向兩合金成分點(diǎn)連線靠近的這種趨勢(shì)，減緩了液相通道的形成，從而使合金層更長(zhǎng)時(shí)間穩(wěn)定致密而不破碎。

3 結(jié)論

（1）在Zn－6%Al和Zn－6%Al－3%Mg合金鍍層中，短時(shí)間內(nèi)形成的合金層由于厚度太薄很難以被觀察到，浸鍍超過一定時(shí)間后，F(xiàn)e－Al－Zn合金層會(huì)出現(xiàn)在鍍層中，厚度隨著浸鍍時(shí)間的延長(zhǎng)而增加，Zn－6%Al－3%Mg鍍層合金界面層行核生長(zhǎng)的時(shí)間明顯早于Zn－6%Al合金鍍層。

（2）Zn－6%Al和Zn－6%Al－3%Mg鍍層合金界面層中主要由FeAl3Znx和Fe2Al5Znx兩相組成。Zn－6%Al－3%Mg鍍層合金層的厚度與時(shí)間呈典型的拋物線生長(zhǎng)規(guī)律，合金層生長(zhǎng)經(jīng)過一定孕育期后出現(xiàn)，初期生長(zhǎng)較快，此后合金層厚度的增長(zhǎng)速度變緩，合金層生長(zhǎng)受擴(kuò)散機(jī)制控制，合金界面層厚度的增長(zhǎng)以冪函數(shù)關(guān)系增長(zhǎng)。

（3）合金鍍層形成初期，擴(kuò)散通道穿過合金成分液相與Fe－Al化合物構(gòu)成的兩相區(qū)，進(jìn)入Fe－Al化合物的單相區(qū)，使得一定時(shí)間內(nèi)鐵基上形成連續(xù)層狀致密的Fe－Al合金層。但這種狀態(tài)具有一定的穩(wěn)定期，隨著浸鍍時(shí)間的延長(zhǎng)，擴(kuò)散通道具有逐漸向兩擴(kuò)散組元成分點(diǎn)連線移動(dòng)的趨勢(shì)。而Mg的加入阻礙了這種趨勢(shì)，減少了鋅液進(jìn)入合金層，穩(wěn)定了合金層。

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