网络首发时间: 2018-07-23 18:31

稀有金属 2019,43(07),719-726 DOI:10.13373/j.cnki.cjrm.xy18060035

Fe-x%Mn/Super Dyma扩散偶中Fe-Al合金层的生长行为

王建华 马坤 刘亚 涂浩 苏旭平

常州大学江苏省材料表面科学与技术重点实验室江苏省光伏科学与工程协同创新中心

摘 要：

Super Dyma锌铝镁硅合金镀层具有优良的耐腐蚀性能, 在热浸镀锌工业中备受关注。为弄清锰元素对热浸镀Super Dyma合金镀层组织的影响, 将Fe-x%Mn/Super Dyma固-液扩散偶在500, 550, 600和650℃分别进行10, 15, 20, 25和30 min的扩散退火, 采用扫描电镜 (SEM) 、能谱仪 (EDS) 和X射线衍射仪 (XRD) 等仪器研究了该扩散偶中合金层的相组成及其生长规律。研究结果表明:Fe-x%Mn/Super Dyma固-液扩散偶中的合金层由Fe₂Al₅相和FeAl₃相组成, Fe-Al合金层呈现抛物线生长规律, 其生长受铁和铝原子扩散控制;随着扩散反应温度的提高, Fe-Al合金层的厚度明显增加;铁基合金中的锰元素具有抑制Fe-x%Mn/Super Dyma固-液扩散偶中Fe-Al合金层生长的作用, 当锰含量为0.9% (质量分数) 时, 锰元素对扩散偶中Fe-Al合金层生长的抑制作用最明显。在热浸镀Super Dyma合金镀层时, 最佳热浸镀温度温度为550～600℃。为得到合适的镀层厚度, 可依据热浸镀温度确定合适的热浸镀时间和钢中的锰含量。

关键词：

Super Dyma镀锌合金;热浸镀锌;扩散偶;工艺参数;合金层生长;

中图分类号： TG174.4

作者简介：王建华 (1963-) , 男, 湖南人, 博士, 教授, 研究方向:材料设计与制备、金属表面处理, E-mail:wangjh@cczu.edu.cn;*苏旭平, 教授;电话:0519-86330016;E-mail:sxping@cczu.edu.cn;

收稿日期：2018-06-26

基金：国家自然科学基金项目 (51271041) 资助;

Growth Behavior of Fe-Al Alloy Layer in Fe-x%Mn/Super Dyma Diffusion Couples

Wang Jianhua Ma Kun Liu Ya Tu Hao Su Xuping

Jiangsu Collaborative Innovation Center of Photovolatic Science and Engineering, Jiangsu Key Laboratory of Materials Surface Science and Technology, Changzhou University

Abstract：

Because Super Dyma zinc-aluminum-magnesium-silicon alloy coatings possessed excellent corrosion resistance, much attention was paid to them in hot dip galvanizing industry. In order to clarify the effect of manganese on the microstructure of hot-dip Super Dyma coatings, Fe-x%Mn/Super Dyma solid-liquid diffusion couples were annealed at 500, 550, 600 and 650 ℃ for 10, 15, 20, 25 and 30 min, respectively. The phase constituent and growth behavior of the alloy layer in the diffusion couples were studied by means of scanning electron microscopy (SEM) , energy dispersive spectroscopy (EDS) and X-ray diffraction (XRD) . The results showed that the alloy layers in Fe-x%Mn/Super Dyma solid-liquid diffusion couples were composed of Fe₂Al₅ and FeAl₃ phase. The Fe-Al alloy layer exhibited a parabolic growth pattern, and its growth was controlled by the diffusion of iron and aluminum atoms.With the increase of reaction temperature, the thickness of Fe-Al alloy layer increased obviously. Manganese in iron base alloy could inhibit the growth of Fe-Al alloy layer in diffusion couples. When the content of manganese was 0.9% (mass fraction) , the inhibitory effect of manganese on the growth of the alloy layer was the most obvious. Therefore, the optimum hot dip temperature for Super Dyma alloy coating was 550～600 ℃. In order to obtain the appropriate thickness of the coating, the suitable hot dip time and manganese content in steel could be determined according to the hot dip temperature.

Keyword：

Super Dyma alloy; hot dip galvanizing; diffusion couple; process parameters; alloy layer growth;

Received： 2018-06-26

热浸镀锌是钢材防腐蚀的一种经济有效的方式, 广泛应用于铁塔、 汽车板和变电站等各个领域。 在目前全世界每年的热浸镀镀层钢板总产量已经超过10000万t。 从2008年至今, 我国金属镀层钢材的产量就占据世界第一。 据报道, 锌铝合金镀层的耐蚀性是纯锌镀层的2～6倍 ^[1] , 添加镁元素使镀层的耐蚀性得到进一步提高 ^[2] 。 基于此, 新日铁公司研制出了ZAM锌铝镁和Super Dyma锌铝镁硅镀锌合金及其镀层。 大量的实验证明, 锌铝镁硅镀层相比于锌铝镀层有着更好的耐蚀性 ^[3] 。 在钢铁热浸镀Super Dyma合金镀层时, 界面处会形成由Fe₂Al₅和FeAl₃相构成的Fe-Al合金层 ^[4,5,6] , 该合金层会阻碍铁向镀锌合金液中溶解, 有效抑制Fe-Zn反应 ^[7] 。 相对于Fe-Zn化合物来说, 良好的Fe₂Al₅合金层使镀层具有良好的加工成型和力学性能 ^[8] 。 但是, 随着浸镀时间的延长, 形成过厚的Fe₂Al₅层会严重影响钢铁制品的成型性能, 导致镀层开裂甚至剥落。 因此, 要充分发挥Fe₂Al₅层对Fe-Zn反应抑制作用, 必须保证Fe₂Al₅层的连续性并具有适当的厚度。

钢中通常添加一定量的合金元素来提高其强度, 添加的合金元素有钛、 硅、 锰等 ^[9,10] 。 钢中合金元素对热浸镀锌合金层生长过程有很大影响 ^[4,11,12,13] 。 采用锰元素合金化的钢具有优良的强韧性、 耐磨性、 焊接性和耐蚀性等许多优点, 被广泛应用于建筑业、 船舶业、 车辆工程、 油气平台、 石油管道等各种工程结构钢中。 钢板在热浸镀过程中会出现一系列的质量问题, 其本质均是由镀液与基体之间的界面反应引起的。 钢板与含铝镀锌合金液发生反应生成的Fe-Al合金层是影响镀层生长和镀层性能的关键因素, 目前, 有关锰元素在钢板热浸镀锌镀层中的作用研究比较少 ^[14,15,16] , 尚未发现锰对钢板热浸镀Super Dyma合金镀层组织影响的研究报道。 因此, 开展锰元素对热浸镀Super Dyma合金镀层中Fe-Al合金层生长影响的研究, 对控制热浸镀Super Dyma合金镀层质量具有一定理论指导作用和实际应用价值。 在热浸镀Super Dyma合金过程中, 由于Fe和Al之间反应速度非常快、 且形成的Fe-Al合金层很薄, 不便于进行镀层组织的观察与分析。 因此, 为了更加准确地研究Fe-Al合金层的生长规律, 本文采用Fe-x%Mn/Super Dyma固-液扩散偶的方法研究锰元素对Fe-Al合金层生长行为的影响。

1 实 验

1.1 材 料

为了尽可能地减少其他合金元素的影响, 在实验中采用熔铸方法制备不同锰含量的铁基合金, 用于制备Fe-x%Mn/Super Dyma扩散偶。 各种合金的名义化学成分及其实测值 (括号内数据) 如表1所示。 实验中采用纯度为99.99% (质量分数, 下同) 的锌锭、 铝锭、 镁块和Al-10Si中间合金为原料制备Super Dyma镀锌合金。 该合金的熔炼工艺为: 将总质量为600 g的锌锭、 铝锭和Al-10Si中间合金置于石墨坩埚内, 将其放入井式电阻炉内加热至650 ℃使合金完全熔化。 然后采用石墨钟罩将镁块压入合金液中使其完全溶解, 扒除浮渣后浇铸成Super Dyma合金块。 以纯度为99.99%的铁粒和锰粒为原料, 采用真空无自耗磁控电弧炉分别熔炼制备不同锰含量的铁基合金300 g备用。 为保证合金成分的均匀性, 将铁基合金封入石英管中在900 ℃进行24 h的均匀化退火。

1.2 Fe-x%Mn/Super Dyma固液扩散偶制备

图1为Fe-x%Mn/Super Dyma (x=0, 0.3, 0.6, 0.9, 1.2) 固-液扩散偶示意图。 固-液扩散偶的制备流程如下: 首先采用线切割将铁基合金切割成12 mm×10 mm×2 mm的片状试样, 用金相砂纸对试样分别进行粗磨和细磨, 将其宽度方向的两个端面打磨成适合装入石英管 (内径为10 mm) 的圆弧形状, 酒精清洗后吹干, 然后与Super Dyma合金块一起装入石英管中并进行真空封装。 将封装好的石英管放入箱式炉, 以5 ℃·min^-1的速度分别升温至500, 550, 600和650 ℃分别进行10, 15, 20, 25和30 min的扩散退火, 然后将石英管淬入水中冷却, 以保持扩散偶样品在高温时的组织状态。

表1 Super Dyma和铁-锰合金化学成分

Table 1 Compositions of Super Dyma and Fe-Mn alloy (%, mass fraction)

Alloys	Al	Mg	Si	Mn	Zn	Fe
Super Dyma	11 (10.9)	3 (2.9)	0.2 (0.21)		Bal.
Fe-0Mn				0		Bal.
Fe-0.3Mn				0.3 (0.29)		Bal.
Fe-0.6Mn				0.6 (0.59)		Bal.
Fe-0.9Mn				0.9 (0.88)		Bal.
Fe-1.2Mn				1.2 (1.18)		Bal.

图1 扩散偶制作示意图

Fig.1 Schematic diagram of preparation of diffusion couples

1.3 扩散偶反应层形貌分析

采用线切割沿样品中心线 (垂直铁片) 截取微观组织分析用试样, 经400, 500, 600, 800和1000目金相砂纸打磨后进行抛光处理得到最终的金相样品。 采用Keller′s试剂腐蚀金相样品, 使用JSM-6510扫描电子显微镜 (SEM) 、 能谱仪 (EDS) 和波谱仪 (EPMA) 分析扩散界面反应层的显微组织和元素分布, 采用X射线衍射仪 (XRD) 分析扩散偶反应层的相组成。 使用Smile view软件测量Fe-x%Mn/Super Dyma固-液扩散偶中Fe-Al合金层的厚度, 每个试样中的合金层测量10次, 然后计算其平均值作为合金层的厚度。

2 结果与讨论

2.1 固-液扩散偶界面反应合金层相组成及其生长规律

图2 (a) 为Fe/Super Dyma固-液扩散偶在600 ℃扩散20 min后反应层的微观组织形貌, 由图2 (a) 可见, Fe/Super Dyma扩散偶界面反应层主要包括两部分, 靠近锌合金液一侧颜色较深的部分 (区域1) 和靠近铁基合金一侧颜色较浅的部分 (区域2) , 区域2中的合金层呈现柱状晶形态。 反应层的能谱分析结果如表2所示, 由表2可见, Fe/Super Dyma固-液扩散偶反应层中铁和铝含量的总和均超过90%, 故初步确定反应层主要是Fe-Al化合物, Si, Al和Zn元素可能固溶于Fe-Al化合物中。 图2 (b) 为Fe-0.9%Mn/Super Dyma固-液扩散偶在600 ℃扩散20 min后反应层的微观组织形貌, 由图2 (b) 可见, 与Fe/Super Dyma固-液扩散偶相比, 当铁基合金中含0.9%Mn时, Fe-0.9%Mn/Super Dyma固-液扩散偶界面反应层厚度明显减薄, 但仍能看出该合金层由两个不同的相区组成。 在相同扩散反应条件下, Fe/Super Dyma界面Fe-Al合金层厚度为145 μm, 而Fe-0.9%Mn/Super Dyma界面Fe-Al合金层厚度为15 μm, 说明铁基合金中的锰元素能明显抑制扩散偶界面上Fe-Al合金层的生长。

结合Fe-Al二元相图、 Fe-Mg二元相图Fe-Zn二元相图以及Fe-Zn-Al三元相图 ^[17,18,19] 进行分析, Fe/Super Dyma扩散偶在600 ℃扩散反应时, 可能会出现以下几个相: Γ-Fe₃Zn₁₀, δ-FeZn₇, η-Fe₂Al₅和FeAl₃。 由于η-Fe₂Al₅和FeAl₃的熔点分别为1169和1160 ℃, 而Γ-Fe₃Zn₁₀和δ-FeZn₇相的熔点分别为782和665 ℃, 因此在扩散偶中最可能形成的是η-Fe₂Al₅和FeAl₃相。 图3是Fe/Super Dyma固-液扩散偶界面合金层的XRD衍射图谱, 可见, 在界面反应层主要是由η-Fe₂Al₅和FeAl₃相组成。 图4是Fe-0.9%Mn/Super Dyma固-液扩散偶界面合金层线扫描图谱, 由图4可见, 锌元素在Super Dyma合金液中含量最多, 进入合金层后锌含量急剧减少; 铁和铝元素在Super Dyma合金液中含量最低, 进入合金层后铁和铝含量急剧增加; 锰含量在扩散偶中分布比较均匀, 但比铁基合金中稍低, 说明扩散偶中存在着锰元素的扩散。 因此, 在扩散偶界面反应层中存在铁和铝元素的高度富集, 说明该合金层也为Fe-Al化合物层。

图2 固-液扩散偶反应层微观组织形貌

Fig.2 SEM images of microstructure morphology of reaction layer in diffusion couple

(a) Fe/Super Dyma; (b) Fe-0.9%Mn/Super Dyma

表2 Fe/Super Dyma扩散偶反应层化学成分

Table 2 Composition of reaction layer in Fe/Super Dyma diffusion couple (%, mass fraction)

Areas	Fe	Al	Zn	Si
1	26.6	64.9	7.5	1.0
2	21.3	69.1	9.4	0

图3 Fe/Super Dyma固-液扩散偶反应层XRD衍射图谱

Fig.3 XRD pattern of reaction layer in Fe/Super Dyma diffusion couple

图4 Fe-0.9%Mn/Super Dyma固-液扩散偶中Fe-Al合金层线扫描图谱

Fig.4 Pattern of line scanning of Fe-Al layer in Fe-0.9%Mn/Super Dyma diffusion couple

如图5为Fe-0.9%Mn/Super Dyma扩散偶反应层的XRD衍射图谱, 结果显示除了Fe和Zn相外, 还存在Fe₂Al₅和FeAl₃化合物。 由此可见, 在Fe-0.9%Mn/Super Dyma扩散偶界面上形成的反应层也主要是由Fe₂Al₅和FeAl₃化合物层组成。 Qian等 ^[20] 研究表明, 当Zn-11%Al-3%Mg合金中加入少量硅元素时, 硅主要溶解于Fe₂Al₅相, 因此形成的Fe₂Al₅可以写成Fe₂ (Al, Si) ₅。 表3为Fe/Super Dyma和Dyma扩散偶在600 ℃扩散反应不同时间后反应层的厚度, 由表中数据可知, 随着扩散反应时间的增加, 反应层厚度不断增大。

根据文献 [ 21, 22] 报道, 钢板热浸镀界面Fe-Al合金层生长遵循抛物线规律, 表达式为: y=kt^1/2+c, 其中, y代表Fe-Al合金层的厚度, k代表生长动力学常数, t代表界面反应时间, c代表方程常数。 图6是Fe/Super Dyma和Fe-0.9%Mn/Super Dyma固-液扩散偶界面上Fe-Al合金层厚度与反应时间平方根关系及其拟合曲线, 可见线性拟合效果很好, 说明随着扩散反应时间的延长, Fe-Al合金层生长完全吻合抛物线规律, 也就是说Fe-Al合金层的生长是受原子扩散控制的。

图5 Fe-0.9%Mn/Super Dyma固-液扩散偶反应层XRD衍射图谱

Fig.5 XRD pattern of reaction layer in Fe-0.9%Mn/Super Dyma diffusion couple

表3 Fe/Super Dyma和Fe-0.9%Mn/Super Dyma扩散偶中合金层的厚度

Table 3 Thickness of alloy layer in Fe/Super Dyma and Fe-0.9%Mn/Super Dyma diffusion couples (μm)

Diffusion time/min	10	15	20	25	30
Fe/Super Dyma	10	20.5	48.0	54.1	81.9
Fe-0.9%Mn/Super Dyma	0	14.9	39.0	44.2	59.8

图6 扩散偶中Fe-Al合金层厚度随t1/2的变化曲线

Fig.6 Variation of Fe-Al layer thickness in diffusion couples with square root of time

2.2 温度对Fe-0.9%Mn/Super Dyma扩散偶界面Fe-Al合金层生长的影响

图7是Fe-0.9%Mn/Super Dyma固-液扩散偶在不同温度下扩散反应20 min后, 扩散偶中Fe-Al合金层的显微组织形貌。 由图7 (a) 可见, 当扩散反应温度为500 ℃时, 在扩散偶界面上没有观察到Fe-Al合金层, 这主要是由于扩散温度过低, 铁基合金表面溶解到锌合金液中的铁元素量过少的缘故。 图7 (b) 是扩散反应温度为550 ℃时扩散偶界面上Fe-Al合金层的形貌, 此时反应层的厚度很薄, 平均厚度仅有5 μm。 Chen等 ^[23] 发现, 在热浸镀锌铝合金过程中, 钢板表面上首先形成Fe₂Al₅相, 随着浸镀时间的延长, 在Fe₂Al₅相外层生成FeAl₃相层, 据此作者认为当扩散温度为550 ℃时在扩散偶界面上形成的Fe-Al合金层可能是Fe₂Al₅相层。 当扩散温度升高至600 ℃时, 如图7 (c) 所示, 此时Fe-Al合金层平均厚度是图7 (b) 中合金层厚度的两倍 (约10 μm) , Fe-Al合金层致密平整, 由于Fe₂Al₅+Al=2FeAl₃包晶反应在Fe₂Al₅相层外部生成了FeAl₃相层。 当扩散温度升到650 ℃时, 在扩散偶界面上形成了较厚的Fe-Al合金层 (约50 μm) , 如图7 (d) 所示。 此时, 由于合金层部分区域发生破裂, 锌合金液渗入到了铁基合金与合金层的界面处。 图8是Fe-0.9%Mn/Super Dyma固-液扩散偶中Fe-Al合金层厚度随温度变化曲线, 从图8中可以看出, 当反应温度为500 ℃时, Fe-Al合金层厚度为零, 说明Fe-Al合金层的形成存在一个孕育期。 随着反应温度的升高, 合金层厚度逐渐增加, 当扩散温度超过600 ℃时, Fe-Al合金层厚度急剧增加。 由3.1节可知, 扩散偶中的Fe-Al合金层的生长是受原子扩散控制的, 由扩散系数公式 D=D0exp(QRT)(D0 $D=D{}_0\exp (\frac{Q}{R{\rm T}})(D{}_0$ 为频率因子, R为气体常数, T为绝对温度, Q为扩散活化能) 可知, 随着扩散温度的升高, 原子的扩散系数增大, 铁和铝原子的扩散速率加快, 由此导致铁和铝之间的反应速率提高, 最终使Fe-Al合金层厚度随着温度的增加而明显变厚。 因此, 对热浸镀锌来说, 最热浸温度最好控制在550～600 ℃。

2.3 锰含量对Fe-x%Mn/Super Dyma扩散偶界面Fe-Al合金层生长的影响

图9是不同锰含量Fe-x%Mn/Super Dyma扩散偶在温度为600 ℃时扩散反应25 min后形成的合金层形貌。 如图9 (a) 所示, 纯铁与Super Dyma合金液中铝之间发生剧烈反应, 形成了平均厚度约为145 μm的Fe-A合金层。 添加0.3%的锰后, 扩散偶中Fe-Al合金层厚度明显变薄, 此时合金层的平均厚度约为80 μm。 随着锰含量的增加, Fe-Al合金层厚度继续减少, 当锰含量为0.6%时Fe-Al合金层厚度降低到60 μm, 当锰含量为0.9%时Fe-Al合金层平均厚度最薄, 此时只有15 μm左右。 继续增加锰含量到1.2%时, Fe-Al合金层平均厚度反而明显增加到45 μm左右, 但仍明显小于Fe/Super Dyma扩散偶中Fe-Al合金层的平均厚度, 此时出现锌液浸入Fe-Al合金层内部的现象, 使其与铁基合金表面产生隔离, 产生原因有待于进一步加以研究。

图7 Fe-0.9%Mn/Super Dyma固-液扩散偶中Fe-Al合金层形貌

Fig.7 SEM images of microstructure of Fe-Al layer in Fe-0.9%Mn/Super Dyma diffusion couples

(a) 500℃; (b) 550℃; (c) 600℃; (d) 650℃

图8 Fe-0.9%Mn/Super Dyma固-液扩散偶Fe-Al合金层厚度随温度变化曲线

Fig.8 Fe-Al layer thickness in Fe-0.9%Mn/Super Dyma diffusion couples as a function of temperature

综上所述, 铁基合金中的锰元素具有抑制Fe-Al合金层生长的作用, 当锰含量为0.9%时, 其抑制Fe-Al合金层生长的作用最明显, 下文重点阐述锰元素对扩散偶中Fe-Al合金层生长的作用机制。

Wang等 ^[24] 的研究表明, 在钢板与铝锌合金液界面处会形成MnO颗粒, 这些MnO粒子与锌合金液中的铝发生如下置换反应: 2Al+3MnO→3Mn+Al₂O₃, 使锌合金液中的铝含量降低, 从而间接地抑制了铁铝反应。 按照上述反应机制, 可以解释本实验中得到的实验结果: 铁基合金中锰含量越高, 置换反应越明显, 生成的MnO颗粒越多, 因此抑制铁铝反应的作用越强。

关于本实验中铁基合金中锰元素对扩散偶中Fe-Al合金层的抑制作用还可做如下解释: Fe-x%Mn/Super Dyma固-液扩散偶中Fe-Al合金层主要由Fe₂Al₅构成, Heumann等 ^[25] 认为, Fe₂Al₅是斜方型晶体结构, 在其C轴方向上存在大约10%的空位。 铁基合金中的锰原子有可能扩散到Fe₂Al₅合金层中并占据部分空位位置, 有效阻止铁和铝原子在合金层中的扩散, 从而抑制Fe-Al合金层的生长, 有效减少Fe-Al合金层的厚度。 但是, 当铁基中锰含量超过1.2%后, 过量的锰元素可在Fe-Al合金层外部形成其他金属间化合物, 从而增加合金层的厚度, 其作用机制还有待于进行深入的研究。

图9 Fe-x%Mn/Super Dyma扩散偶中Fe-Al合金层的形貌

Fig.9 SEM images of morphology of Fe-Al layer in Fe-x%Mn/Super Dyma diffusion couples

(a) x=0; (b) x=0.3; (c) x=0.6; (d) x=0.9; (e) x=1.2

综上所述, 在热浸镀Super Dyma合金镀层时, 最佳热浸镀温度温度为550～600 ℃。 为得到合适的镀层厚度, 可依据热浸镀温度确定合适的热浸镀时间和钢中的锰含量。

3 结 论

1. Fe/Super Dyma和Fe-x%Mn/Super Dyma固-液扩散偶中合金层由Fe₂Al₅和FeAl₃相层组成, 扩散偶中Fe-Al合金层呈现抛物线生长规律, 其生长受铁和铝原子扩散控制。

2. 在500 ℃扩散20 min时, Fe-0.9%Mn/Super Dyma固-液扩散偶中不形成Fe-Al合金层; 550 ℃时开始形成Fe-Al合金层, 随着反应温度的升高, Fe-Al合金层厚度明显增加。

3. 锰元素具有抑制Fe-x%Mn/Super Dyma固-液扩散偶中Fe-Al合金层生长的作用, 当锰含量为0.9%时, 锰元素对合金层生长的抑制作用最明显。

参考文献

[1] Rosalinbino F, Angelini E, Macci D, Saccone A, Delfino S.Influence of rare earths addition on the corrosion behavior of Zn-5%Al alloy in neutral aerated sodium sulphatesolution [J].Electrohimica Acta, 2007, 52 (24) :7107.

[2] Edvan R P, Kopinski R.Corrosion resistance of painted zinc alloy coated steels [J].Corrosion Science, 2009, 51 (10) :2429.

[3] Chen Z, Peng C T, Liu Q, Smith R, Nolan D.A new quaternary phase observed in a laser treated Zn-Al-Mg-Si coating [J].Journal of Alloys and Compounds, 2014, 589 (9) :226.

[4] Tu H, Wei D S, Zhou S J, Liu Y, Wang J H, Su X P.Solidification structure and corrosion properties of hot-dipped Zn-22.3Al alloy with different magnesium and silicon contents [J].Chinese Journal of Rare Metals, 2018, 42 (2) :147. (涂浩, 魏大圣, 周圣洁, 刘亚, 王建华, 苏旭平.Mg, Si对热浸镀Zn-22.3Al合金凝固组织及耐蚀性的影响 [J].稀有金属, 2018, 42 (2) :147.)

[5] Li K L, Liu Y, Tu H, Su X P, Wang J H.Effect of Si on the growth of Fe-Al intermetallic layer in Zn-11%Al-3%Mg coating [J].Surface & Coatings Technology, 2016, (306) :390.

[6] Honda K, Sugiyama M, Ikematsu Y, Ushioda K.Role of TiAl3 fine precipitate in nucleation of the primary Al dendrite phase during solidification in hot-dip Zn-11%Al-3%Mg-0.2%Si coated steel sheet [J].Materials Transactions, 2011, 52 (1) :90.

[7] Tang N Y.Modeling Al enrichment in galvanized coatings [J].Metallurgical and Materials Transactions A, 1995, 26 (7) :1699.

[8] Zhang C H, Huang S, Shen J, Chen N X.Structural and mechanical properties of Fe-Al compounds:an atomistic study by EAM simulation [J].Intermetallics, 2014, 52 (52) :86.

[9] Saud S N, Hamzah E, Abubakar T, Ibrahim M K, Bahador A.Effect of a fourth alloying element on the microstructure and mechanical properties of Cu-Al-Ni shape memory alloys [J].Journal of Materials Research, 2015, 30 (14) :2258.

[10] Wu X, Kong X S, You Y W, Liu W, Liu C S, Chen J L, Luo G N.Effect of transition metal impurities on the strength of grain boundaries in vanadium [J].Journal of Applied Physics, 2016, 120 (9) :095901.

[11] Tu H, Song Y Y, Liu Y, Su X P, Peng H P, Wu C J.Effect of silicon on microstructure and growth kinetics of hot-dip galvanized ZnAl₄ coatings [J].Materials Science & Engineering of Powder Metallurgy, 2015, 20 (6) :815. (涂浩, 宋媛媛, 刘亚, 苏旭平, 彭浩平, 吴长军.硅对热浸镀ZnAl₄合金镀层组织及生长动力学的影响 [J].粉末冶金材料科学与工程, 2015, 20 (6) :815.)

[12] Wu Z S, Wang J H, Su X P, Tu H.Effect of Mn on microstructure and growth kinetics of hot-dip galvanized Zn-0.2%Al alloy coating [J].Hot Working Technology, 2010, 39 (22) :123. (吴自施, 王建华, 苏旭平, 涂浩.锰对热浸Zn-0.2%Al合金镀层组织和生长动力学影响的研究 [J].热加工工艺, 2010, 39 (22) :123.)

[13] Yin F C, Zhao M X, Liu Y X, Han W, Li Z.Effect of Si on growth kinetics of intermetallic compounds during reaction between solid iron and molten aluminum [J].Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2013, 23 (2) :556.

[14] Jordan C E, Marder A R.The effect of iron oxide as an inhibition layer on iron-zinc reactions during hot-dip galvanizing [J].Metallurgical and Materials Transactions B, 1998, (29B) :479.

[15] Cooman, Mahieu J, Maki J D.Phase transformation and mechanical properties of Si-free C-Mn-Al transformation induced plasticity-aided steel [J].Metallurgical and Materials Transactions A:Physical Metallurgy and Materials Science, 2002, (8) :2573.

[16] Bellhouse E M, Mertebs A I M, Mcdermid J R.Development of the surface structure of TRIP steels prior to hot-dip galvanizing [J].Materials Science and Engineering A:Structural Materials Properties Microstructure and Processing, 2007, (463) :147.

[17] Luo Q, Chen J L, Li Y, Yang F, Li Q, Wu Y, Zhang J Y, Chou K C.Experimental study and thermodynamic assessment of the Al-Fe rich side of the Al-Zn-Fe system at 300 and 550 ℃ [J].Calphad-Computer Coupling of Phase Diagrams and Thermochemistry 2012, (37) :116.

[18] Liu M X, Huang Z, RenX R, Zhang X H, Chen H.Friction and wear resistance of Ni-W coatings dispersed by alumin a particle [J].Chinese Journal of Rare Metals, 2017, 41 (6) :666. (刘美霞, 黄柱, 任兴润, 张雪辉, 陈颢.不同Al₂O₃分散对Ni-W复合镀层组织及磨损性能影响 [J].稀有金属, 2017, 41 (6) :666.)

[19] Jablonska M, Jasik A, Hanc A.Structures and phases transitions of the alloys on the bases of Fe-Al intermetallic phases [J].Archives of Materials Science and Engineering, 2008, 29 (1) :16.

[20] Qian W, Gu W G.Inhibitory action of Si on growth of interfacial compound layer during hot-dip aluminizing [J].Acta Metallrugica Sinica, 1994, 30 (21) :403.

[21] Marder A R.The metallurgy of zinc-coated steel [J].Progress in Materials Science, 2000, 45 (3) :191.

[22] Tong C, Su X P, Li Z, Wang J H, Wu C J, Peng H P, Xu P.Research on hot-dipped Zn-6%Al-3%Mg alloy coatings intermetallics layer growth [J].Journal of materials engineering, 2013, (7) :54. (童晨, 苏旭平, 李智, 王建华, 吴长军, 彭浩平, 徐鹏.热浸镀Zn-6%Al-3%Mg镀层合金层生长研究 [J].材料工程, 2013, (7) :54.)

[23] Chen Z W, Sharp R M, Gregoty J T.The effect of silicon in steel on the growth of intermetallic phases during hot dipping in a Zn-5%Al melt [J].Surface and Coatings Technology, 1992, 53 (3) :283.

[24] Wang K K, Hsu C W, Chang L W, Gan D, Yang K C.Role of Al in Zn bath on the formation of the inhibition layer during hot-dip galvanizing for a 1.2Si-1.5Mn transformation-induced plasticity steel [J].Applied Surface Science, 2013, 285 (1) :458.

[25] Heumann T, Dittrich N.Structure character of the Fe₂Al₅ intermetallics compound in hot dip aluminizing process [J].Z.Metallk, 1959, 50:617.