Q235热浸渗铝钢抗高温氧化腐蚀性能研究

吴 笛， 张 杰， 王宇飞， 高宗华

(1.兰州石化职业技术学院 a.质量管理处； b.机械工程学院， 甘肃 兰州 730060；2.中国石油 兰州石化分公司 炼油厂， 甘肃 兰州 730060)

热浸镀铝工艺是将预先经过处理的碳钢浸入一定温度熔融的铝液之中，经过一定时间使得碳钢的表面形成浸镀铝层，从而达到表面保护和表面强化的表面改性技术[1-2]。热浸渗铝是在热浸镀铝工艺基础上再进行热浸扩渗处理，通过铁铝原子的互扩散，使浸镀铝层大部分转变成连续的铁铝化合物层，以满足生产要求的热处理工艺[3-5]。

热浸渗铝钢合金层厚度不小于100 μm或涂覆量不小于280 g/m2，具有优良的耐热性能(抗氧化性)，一般比母材的使用温度高200～250 ℃。碳钢渗铝使用温度达800～850 ℃(不宜超过927 ℃)，可替代1Cr18Ni9Ti不锈钢使用，且耐磨性能好。热浸渗铝钢一般应用在不低于450 ℃中高温和高硫环境，如工业炉窑耐热部件、热交换器、热风炉、空气燃气预热器、吹氧管、坩埚、退火罐、燃烧器具、除尘排烟设备、锅炉及热电偶套管等炼油厂设备[6]。

本文主要对Q235钢热浸渗铝后的高温长时间抗氧化腐蚀性能进行研究，并对抗氧化过程中的作用机理进行分析和研究。

1 Q235热浸渗铝钢抗氧化腐蚀性能试验

1.1 试样准备与试验设备[7]

用经优化工艺参数处理的Q235热浸渗铝试样(渗铝温度950 ℃，保温时间6 h)进行高温氧化腐蚀性能试验。为了直观对比其与母材的高温氧化腐蚀性能，选用未浸渗的同规格试样进行同条件下高温氧化腐蚀性能试验。

在进行精确尺寸测量后，对所有试样进行除油、除锈和干燥处理后备用。试验采用具有调温功能的电阻加热炉，型号为RJX-8-13。

1.2 试验方法[8]

本试验确定的高温氧化试验温度为900 ℃ 。将2种试样用坩埚盛装(坩埚连同试件须提前进行烘干等预处理)，放入加热炉中，每种试样单独放置在对应的坩埚内。为减少试验误差，每种试样放置3个并进行编号(01、02、03号试样为原始试样，31、32、33号试样为热浸渗铝试样)。

试验设计加热时间100 h，选择4个时间节点(分别为22 h、47 h、73 h、100 h)取出试样，空冷，用分析天平称重，计算每个试样单位面积、单位时间的氧化增重量K及每种试样K值平均值，根据试验数据绘制2种试样的绝对氧化增重量对比曲线和K值对比曲线。

1.3 试验结果分析

Q235原始试样与热浸渗铝试样绝对氧化增重量对比曲线见图1。

图1 Q235原始试样与热浸渗铝试样绝对增重量对比曲线

从图1可以看出，Q235原始试样在开始的20 h左右增重明显，20 h之后稍为平缓，但绝对增重量是持续增加的。Q235热浸渗铝试样在开始的20 h左右绝对增重量增加较快，20 h之后曲线趋于平缓，直至100 h。100 h氧化腐蚀结束之后，Q235原始试样的氧化增重量达到Q235热浸渗铝试样的4.5倍左右。通过对比发现，Q235热浸渗铝试样绝对增重量明显小于Q235原始试样，说明其具有明显的抗高温氧化腐蚀性能。

研究发现，造成Q235热浸渗铝钢氧化初期增重速度较快而中后期趋缓的主要原因有：①氧化膜在金属表面未完全覆盖，金属与气体的界面反应控制着氧化速度，而这种氧化反应速度较快，导致氧化初期试样增重速度变快。②氧化膜具备将金属与气体介质隔离的功能，随着氧化时间的延长，Al和O2在逐渐增厚的氧化膜中的扩散变得逐渐困难，氧化速率随之降低[9]。

Q235原始试样与热浸渗铝试样K值对比曲线见图2。

图2 Q235原始试样与热浸渗铝试样K值对比曲线

从图2可知，2种试样的K值曲线差别较大，Q235热浸渗铝试样的氧化腐蚀速率明显低于Q235原始试样。

进一步分析发现，Q235热浸渗铝试样在开始的一段时间氧化速率下降明显，50 h后曲线趋于平缓，这说明在氧化腐蚀的初期属于活跃期，其后因为氧化膜的迟滞作用，氧化速率变化不大，与前面的分析结论一致。100 h后Q235原始试样的K值为Q235热浸渗铝试样K值的3.6倍。

2 Q235热浸渗铝试样组织形貌及能谱分析

2.1 金相组织

Q235热浸渗铝试样氧化腐蚀前的金相组织见图3， 100 h氧化腐蚀后的金相组织见图4。

图3 Q235热浸渗铝试样氧化腐蚀前金相组织(360×)

图4 Q235热浸渗铝试样100 h氧化腐蚀后金相组织(400×)

从图3可以看出，氧化腐蚀前的Q235热浸渗铝试样铝层、合金层和基体层界限清晰，铝层呈柱状向基体层扩散，并保持了一定厚度的合金层。

从图4可以看出，经100 h高温氧化后，试样由表面的Al2O3氧化膜层、合金层和基体层组成，合金层在高温下进一步扩散，组织比较均匀，其中存在弥散分布的黑色Al2O3颗粒[10]。

2.2 能谱分析

Q235热浸渗铝试样100 h氧化后氧化膜层能谱图见图5～图6。

图5 Q235热浸渗铝试样氧化膜层测点及周围形貌(400×)

图6 Q235热浸渗铝试样氧化膜层测点成分

从图5、图6可以看出，氧化膜层测点主要成分包括Fe及其化合物、Al2O3，另有以化合物形式存在的少量SiO2、CaCO3等。其中Fe的质量分数为40.79%，Al的质量分数为23.05%。

Q235热浸渗铝试样100 h氧化腐蚀后合金层的能谱图见图7。从图7可以看出，合金层测点Al的质量分数逐渐降低，Fe的质量分数逐渐升高，其中Fe的质量分数增加到66.65%，而Al的质量分数则减少为15.43%。

图7 Q235热浸渗铝试样合金层能谱图

Q235热浸渗铝试样100 h氧化后基体层能谱见图8。可以看出，靠近合金层的基体层测点Al的质量分数进一步降低，基体主要成分为Fe及其化合物。其中Fe的质量分数达到67.92%，Al的质量分数减少至3.43%。

图8 Q235热浸渗铝试样基体层能谱图

通过对100 h氧化后的热浸渗铝试样的进一步研究发现，表面的氧化物已经深入到合金层中，氧化层中氧化物相大量增多，其中Al2O3占总的质量分数的30%以上。基体层靠近合金层的白亮的Fe2Al3相增多，局部区域出现了少量的FeAl相，Fe2Al3相和FeAl相占总的质量分数的3%左右。在合金层存在少量的Fe2Al5相，其占比不超过总的质量分数的1%。

氧化初期氧化膜的主要成分是亚稳态的θ-Al2O3和亚稳态的针叶状γ-Al2O3。在氧化的后期氧化膜的主要成分是稳态的α-Al2O3，α-Al2O3氧化膜具有优良的抗高温氧化腐蚀性能[11-13]。

目前存在2种截然不同的有关影响形成α-Al2O3氧化膜的因素的观点[14-20]。一种认为利用提供非均匀的形核生长点、阻止亚稳态的Al2O3晶粒长大、形成混合氧化物等机制可以加速α-Al2O3向θ-Al2O3的转变。另一种认为可利用在亚稳态θ-Al2O3晶格中化学掺杂、消耗亚稳态Al2O3中的O空位等机制降低亚稳态Al2O3的空位浓度而延缓向α-Al2O3氧化膜的转变。

从图8可以看出，基体层有Al出现，说明氧化腐蚀过程中Al元素与Fe元素的相互扩散很充分。合金层中Al元素与Fe元素的相互扩散已趋于平衡，基本为Fe2Al5相。氧化层则主要为稳定的α-Al2O3相[21]。

3 结语

通过试验研究了900 ℃、100 h条件下Q235热浸渗铝钢的抗高温氧化腐蚀性能。结果表明，热浸渗铝试样氧化增重量约为原始试样氧化增重量的1/4，氧化速率为原始试样的1/3.6，热浸渗铝钢抗高温氧化腐蚀性能优良。经金相组织及能谱分析，氧化腐蚀后试样由表面的氧化膜、合金层和基体层组成，稳态的α-Al2O3氧化膜具有优良的抗高温氧化腐蚀性能。