楊 森， 孫 凱， 鄧漢忠

（遼寧工程技術大學礦業(yè)技術學院，遼寧葫蘆島125105）

·電 鍍·

低溫鍍鐵層顯微組織的分析

楊 森， 孫 凱， 鄧漢忠

（遼寧工程技術大學礦業(yè)技術學院，遼寧葫蘆島125105）

為了優(yōu)化低溫鍍鐵工藝并開展深入的理論研究，利用掃描電鏡對鍍鐵層的表面形貌、斷面形貌和微裂紋形貌進行了觀察。結果表明：p H值較低時，析氫導致鍍鐵層內產生微裂紋或腐蝕坑；p H值較高時，形成Fe（OH）3并夾雜在鍍鐵層中，造成鍍鐵層表面疏松、粗糙。析氫是導致鍍鐵層表面產生微裂紋的根本原因，鍍鐵層表面應力加速微裂紋的產生和擴展。當p H值為1.0時，微裂紋較少，鍍鐵層組織致密，與基體結合較好。

低溫鍍鐵層；表面形貌；斷面形貌；微裂紋形貌

0 前言

無刻蝕低溫鍍鐵工藝被廣泛用于機械零部件修復和表面處理［1］。該工藝省略了傳統(tǒng)的刻蝕工藝［2］，不僅降低了生產成本，還符合環(huán)保要求。若采用不對稱交直流電鍍工藝［3］，可有效增強鍍鐵層與基體的結合強度，改善鍍鐵層的質量。

以往的研究大多側重低溫鍍鐵工藝的應用［4-5］和鍍鐵層的性能［6］，對顯微組織的研究較少。本文利用掃描電鏡觀察并分析了低溫鍍鐵層的表面形貌、斷面形貌和微裂紋形貌的形態(tài)和產生原因。這為今后的鍍鐵層組織結構與性能的改善提供了一定的理論基礎，有利于優(yōu)化低溫鍍鐵工藝，并能擴大該工藝的工業(yè)應用范圍。

1 實驗

1.1 實驗材料

實驗采用的試樣和陽極板材質均為45＃鋼。鍍件為長80 mm、直徑10 mm的圓柱試樣。兩個對稱陽極板長100 mm，寬25 mm，厚1 mm。陰陽極面積比約為1∶2。

1.2 鍍鐵工藝過程及參數(shù)

1.2.1 鍍件前處理

用0＃、2＃、4＃、6＃砂紙依次磨光后，再用拋光機拋光至光亮；用1%的HCl溶液清洗5 min；用80%的Na2CO3溶液堿洗5 min；用蒸餾水清洗。

1.2.2 工藝過程

鍍液制備 →鍍 前處理 →利用自制不對稱交-直流電源進行不對稱交直流電鍍（對稱交流活化10 →min交流過20渡 min鍍 →初轉直流鍍10 m→in全直流鍍4 h→）鍍后處理（20%的Na2 CO3溶5液浸 泡m →蒸i餾水n清洗 →吹風機干燥 →） 制樣、檢測

1.2.3 工藝參數(shù)

FeCl2·4 H2O 400 g／L，p H值0.5～1.5，溫度50℃，電流密度14 A／dm2。

1.3 性能檢測

將試樣截取10 mm小段后，用0＃、2＃、4＃、6＃砂紙將斷面打磨平整，并在拋光機上拋光至光亮。用XJL-02型立式金相顯微鏡觀察試樣斷面無劃痕后，用4%的硝酸酒精溶液腐蝕。采用SSX-550型掃描電鏡觀察并分析鍍鐵層的表面形貌、斷面形貌和微裂紋形貌。

2 結果與討論

2.1 鍍鐵層的表面形貌

圖1為p H=0.5時所得低溫鍍鐵層的表面形貌。由圖1可知：鍍鐵層表面平整，其上分布著大塊平滑、不規(guī)則的網狀微裂紋，并且存在一些大小不等的腐蝕坑。

圖2為優(yōu)劣鍍鐵層的表面形貌對比。圖2（a）為光滑鍍件的表面形貌（p H=1.0）。鍍鐵層表面存在網狀微裂紋，平整、光滑、致密，不存在明顯的孔洞、粗糙等現(xiàn)象，無雜質吸附。圖2（b）為粗糙鍍件的表面形貌（p H=1.5）。鍍鐵層發(fā)黑且極其粗糙，表面凹凸不平，可認為產生桔皮現(xiàn)象，所以幾乎看不見網狀微裂紋。

鍍鐵電極反應過程為：

陽極

陰極

在電極反應過程中，陰極鍍件表面鐵的不斷沉積，會使陰極界面附近鐵離子的濃度瞬時下降；而陽極板上的鐵不斷氧化溶解，會使陽極界面附近鐵離子的濃度瞬時升高，從而造成兩極間的濃度差。因此，溶液中的鐵離子除了具有電遷移作用外，還有因離子濃度差所造成的擴散運動，致使電極反應加劇，并不斷地進行下去。在電場力的作用下，陰極除了沉積大量的鐵離子外，還產生大量的氫氣。大部分氫通過鍍液逸出，但有部分氫進入鍍層。這些氫在整個析氫量中占的比例雖然很小，但對于鐵而言卻是相當大的。氫以過飽和方式滲入鍍層，除了一部分氫溶于鐵原子晶格位置外，相當一部分氫則處于微觀結構缺陷處，從而導致了圖1、2中微裂紋的萌生和擴展。

圖1中存在的腐蝕坑，是由于鍍鐵過程中伴有氫氣析出，部分氫氣被金屬表面吸附，從而阻礙了鐵離子的沉積。當氫氣泡大到一定程度時便會迅速脫離金屬表面，而一些小的氣泡則有可能被封閉在鍍層中，形成小氣孔。此外，鍍液中的雜質元素也會匯聚在氣孔內，產生腐蝕坑。圖2中，p H=1.0時所得鍍鐵層的質量較好。分析圖2（b）所示鍍鐵層產生粗糙的原因，可能是由于p H值過高，鍍液酸度低，造成鍍液中存在過量的Fe3+，在施鍍過程中形成Fe（OH）3并夾雜在鍍鐵層中，造成鍍鐵層質量下降。

由上述分析可知，析氫是鍍鐵層產生微裂紋的主要原因之一。適量Fe3+的存在能減少析氫，提高鍍鐵層的質量。電鍍中為了減少析氫，除了適當控制陰極放電電位外，還要控制鍍液中Fe3+的質量濃度及析氫量。

2.2 鍍鐵層的斷面形貌

圖3為低溫鍍鐵層的斷面形貌（p H=1.0）。圖3中，鍍件右側為低碳鋼基體，左側為鍍鐵層。鍍鐵層厚度均勻、邊緣平整光滑，且與基體結合良好。圖3（a）為正常腐蝕狀態(tài)下的斷面形貌，基體組織清晰可見。圖3（b）經深度腐蝕，基體與鍍層分界線不明顯，可認為基體與鍍層組織連成一片。

鍍層厚度均勻、邊緣平整光滑、結合強度高，與不對稱交流活化工藝有關。低碳鋼在室溫條件下的相組成是大量的鐵素體和少量的滲碳體。在不對稱交流活化作用下，由于鐵的陽極效率高于陰極效率，導致低碳鋼表面Fe2+的離解量略大于沉積量，同時使微觀雜質在沉積的瞬間離開表面，即表面處于微融活化狀態(tài)。由于鐵素體的電位較滲碳體的負，因此，鐵素體將優(yōu)先溶解。同時Fe3C也會有少許溶解，因而在此微區(qū)內碳的濃度顯著下降。當降至α-Fe的平衡濃度時，就會通過晶格的重組形成α-Fe，表現(xiàn)為部分Fe3C片變得不連續(xù)。這就為鍍層原子延續(xù)基體的結構創(chuàng)造了有利的條件。在適宜的起鍍電流作用下，將有大量的電子在瞬間被壓入陰極，F(xiàn)e2+迅速到達基體表面點陣附近，在原子的距離之內放電沉積，與基體形成了結合牢固的金屬鍵，并且在很短的時間內鍍層就覆蓋了整個基體［7］。由上述分析可知，通過正確選用鍍鐵工藝規(guī)范，使鍍鐵層與基體金屬有更多機會形成金屬鍵，可提高鍍鐵層與基體之間的結合強度。

圖4為不同倍數(shù)下觀察到的鍍鐵層的斷面形貌（p H=1.0）。

由圖4（a）可知：鍍鐵層分為形貌不同的兩層，靠近基體的那層為較細小的柱狀晶區(qū)（即所謂的軟鍍層），對基體和堅硬鍍鐵層的連接起到過渡作用，避免鍍鐵層和基體直接連接產生過大的應力。隨著向外表面延伸，柱狀晶區(qū)消失，過渡到晶粒非常細小的細晶區(qū)，兩者的分界線明顯。圖4（b）顯示的鍍鐵層顯微組織的重要特征是晶粒極為細小。由于金屬鍍層的形成過程實際上是外加電場作用下的結晶過程，鍍層組織形貌主要取決于電結晶過程中的生長方式。由于不對稱交流鍍時采用的電流密度低，外加電場的影響較弱，離子遷移速率也較小，形核驅動力不足以獨立成核，鍍層結晶時主要依附于基體表面晶粒，沿著電場的方向生長，發(fā)生所謂的“垂直長大”［8］，從而形成柱狀晶粒組織。而在正常直流鍍時，隨著電流密度的增大，離子遷移速率和鍍鐵層的結晶驅動力均增大，這些因素都將使鍍鐵層晶粒變細。當電流密度增大到一定程度時，晶粒由于晶核的迅速形成和長大而相互接觸，無法再保持原先的柱狀形態(tài)，而是形成晶粒非常細小的細晶區(qū)［9］。

2.3 鍍鐵層的微裂紋形貌

圖5為不同倍數(shù)下觀察到的鍍鐵層內的微裂紋形貌。在低溫鍍鐵層的斷面中，存在垂直于基體的線條狀微裂紋，這些微裂紋一般長約10μm。析氫和鍍層內存在內應力導致微裂紋的產生。

金屬內部存在缺陷，提供了潛在的微裂紋源。在應力作用下，這些微觀缺陷的前沿形成了三向應力區(qū)，誘使氫向該處擴散并聚集。這種現(xiàn)象可用氫的應力擴散理論來解釋，如圖6所示。鍍層在內應力的作用下，在微裂紋敏感部位形成應力集中的三向應力區(qū)，氫就極力向這個區(qū)域擴散，應力也隨之提高。當此部位氫的濃度達到臨界值時，就會發(fā)生開裂和相應的擴展，氫又不斷向新的三向應力區(qū)擴散，達到臨界濃度時又發(fā)生了新的微裂紋擴展。這種過程可周而復始地進行，直至成為宏觀裂紋。該過程的進展由氫的含量、逸出速率和內部的能量狀態(tài)等而定。

由上述分析可知，析氫是鍍層內產生微裂紋的根本原因，而鍍層表面應力又加速了微裂紋的產生和擴展，所以采取適當措施控制析氫量可明顯改善鍍鐵層的質量。

控制析氫量就是控制p H值。圖7為不同p H值下所得鍍鐵層內的微裂紋比較。當p H值為0.5時，微裂紋細而密，基體、軟鍍層和鍍鐵層之間銜接緊密，結合較好。但當p H值低于0.5時，鍍液中游離酸的含量過高，析氫量大，微裂紋過多。嚴重析氫還將導致鍍鐵層早期粗糙、鍍厚能力下降，在鍍鐵層與基體交界處能看到分層現(xiàn)象。當p H值為1.0時，鍍鐵層本身非常致密，微裂紋明顯變得粗大，且分布稀疏，鍍鐵層與基體的界面處無任何孔洞及明顯的分界線，證明鍍鐵層與基體結合牢固。當p H值為1.5時，微裂紋粗大，且分布更加稀疏，甚至有粗大微裂紋延伸至鍍層表面，但鍍鐵層與基體依然結合緊密。這是由于在陰極附近區(qū)域H+缺乏，導致生成Fe（OH）3并夾雜在鍍鐵層中，造成鍍鐵層脆性增大，微裂紋粗大且相對稀疏。若p H值繼續(xù)升高，將會造成鍍鐵層結合強度降低，嚴重時能在鍍鐵層與基體交界處看到分層現(xiàn)象。通過圖7（a）、7（c）、7（e）可以看出，當p H值為1.0時，鍍鐵層的組織結構較致密。

3 結論

（1）p H值較低時，析氫導致鍍鐵層內產生微裂紋或腐蝕坑；p H值較高時，形成Fe（OH）3并夾雜在鍍鐵層中，造成鍍鐵層表面疏松、粗糙。離子濃度差使反應不斷進行下去，氫以過飽和方式滲入鍍鐵層，導致微裂紋的萌生和擴展。

（2）無刻蝕鍍鐵的不對稱交流活化，使基體表面處于微融活化狀態(tài)，鍍鐵層與基體形成金屬鍵，使兩者間的結合強度增大；離子遷移速率增大和鍍鐵層結晶驅動力增大，使晶粒變細。

（3）析氫是導致鍍鐵層表面產生微裂紋的根本原因，而鍍鐵層表面應力又加速了微裂紋的產生和擴展。當p H值為1.0時，微裂紋較少，鍍鐵層組織致密，與基體結合較好。

［1］ 孫凱，楊森，安寧.低溫鍍鐵技術的發(fā)展與應用［J］.電鍍與環(huán)保，2011，31（5）：1-3.

［2］ 姚能富.鍍鐵的研究［J］.西安公路學院學報，1994，14（4）：125-127.

［3］ 楊森，劉吉，李艷麗，等.稀土鈰對低溫鍍鐵層性能的影響［J］.材料保護，2013，46（3）：25-26.

［4］ 張亞萍.低溫鍍鐵工藝在大型設備修復中的應用［J］.農機使用與維修，2009（1）：30-31.

［5］ HU X.Crankshaft restoration by iron plating［J］.Metal Finishing，1997（7）：98-100.

［6］ 楊森.低溫鍍鐵液中Al2O3含量對鍍層性能的影響［J］.材料保護，2010，43（8）：63-64.

［7］ 扈心坦，李希賀.無刻蝕鍍鐵層結合強度的研究［J］.理化檢驗：物理分冊，1996，32（4）：17-19.

［8］ 石德珂.材料學基礎［M］.北京：機械工業(yè)出版社，2000.

［9］ 劉洪濤，顧卡麗，李健，等.低溫鍍鐵層的微觀結構和摩擦學性能［J］.材料保護，2004，37（6）：7-8.

Analysis on Micro-structure of Low-temperature Iron Plating Coatings

YANG Sen， SUN Kai， DENG Han-zhong
（Mining Industry and Technology Institute，Liaoning Engineering and Technology University，Huludao 125105，China）

In order to optimize low-temperature iron plating technology and then carry out indepth theoretical study，the surface morphology，fracture surface morphology and micro-crack morphology of iron plating coatings were observed by scanning electron microscope.Results showed that hydrogen evolution lead to the appearance of micro-cracks or corrosion pits at lower p H value，while Fe（OH）3formation and mingled in iron plating coatings at higher p H value resulting in loose and rough surface morphology.Hydrogen evolution is the essential reason for appearance of micro-cracks in iron plating coatings.Moreover，surface stress accelerated the formation and propagation of micro-cracks.When p H value is 1.0，the obtained iron plating coatings featuring less micro-cracks and compact structure，and was combined closely with the substrate.

low-temperature iron plating coating；surface morphology；fracture surface morphology；micro-crack morphology

TQ 153 文獻標志碼：A 文章編號：1000-4742（2015）06-0001-04

2014-03-17