齊素慈 李建朝, 吳廣新 胡偉東

(1. 河北工業(yè)職業(yè)技術(shù)學(xué)院材料工程系，河北石家莊 050091；2.上海大學(xué)省部共建高品質(zhì)特殊鋼冶金與制備國家重點實驗室，上海 200072)

Mn對Al- Si鍍層奧氏體化處理中合金組織變化的影響

齊素慈1李建朝1,2吳廣新2胡偉東2

(1. 河北工業(yè)職業(yè)技術(shù)學(xué)院材料工程系，河北石家莊 050091；2.上海大學(xué)省部共建高品質(zhì)特殊鋼冶金與制備國家重點實驗室，上海 200072)

對不含Mn和含1.0% Mn(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)的Al- Si鍍層在不同奧氏體化溫度和保溫時間下合金層的組織變化進行了考察，分析了Mn元素對合金層物相轉(zhuǎn)變的影響，研究了Mn元素在Al- Si鍍層奧氏體化后合金層顯微硬度變化中的作用。結(jié)果表明，在奧氏體化過程中，Mn對合金層針狀τ6相向漢字狀或多變形狀τ5相轉(zhuǎn)變的促進作用不再明顯，Mn能促進τ1相的大量析出和彌散分布，并能降低Al- Si鍍層奧氏體化后合金層的顯微硬度。

錳 Al- Si鍍層 奧氏體化 合金層

帶鋁硅鍍層的高強鋼產(chǎn)品在汽車領(lǐng)域具有良好的應(yīng)用前景[1]，但在世界范圍內(nèi)僅有安塞樂米塔爾、蒂森克虜伯和日本新日鐵等幾個廠家有能力生產(chǎn)，我國目前僅寶鋼具有熱成形用硼鋼B1500HS的供貨能力。B1500HS是一種高強錳硼鋼，在工業(yè)生產(chǎn)中一般采用熱沖壓的方式進行加工[2]。此類高強鋼的熱沖壓工藝如下：首先在860～950 ℃下保溫3～10 min使奧氏體均勻化，隨后以大于30 ℃/s的冷卻速率在帶有冷卻系統(tǒng)的模具內(nèi)完成成形和淬火[3]。為了避免在奧氏體化過程中鋼板的表面氧化和脫碳，工業(yè)上會對鋼板進行表面防護處理。其中，熱浸鍍Al- 10Si鍍層由于具有加熱時無氧化皮脫落，沖壓后無需噴砂，成形精度高等特點，目前已廣泛應(yīng)用于熱沖壓鋼中。國內(nèi)對帶Al- Si鍍層熱成形高強鋼的研究工作起步較晚，有關(guān)硼鋼熱浸鍍鋁硅鍍層的研究報道也相對較少。此外，硼鋼中Mn、Si等元素含量較高，在熱浸鍍過程中必然會隨帶鋼溶解到鍍液中，從而對鋁硅鍍層組織，甚至對后續(xù)熱成形和焊接過程都會產(chǎn)生影響，而有關(guān)此方面的研究工作很少有公開發(fā)表的文獻。

對于奧氏體化過程對Al- Si鍍層合金組織變化的影響規(guī)律，前人也進行了一些研究。Danzo[4]等研究表明鍍層經(jīng)過退火處理后，合金層中的元素會繼續(xù)發(fā)生擴散，其中主要以Fe、Al元素的擴散為主，合金層中的Fe2Al5層向FeAl2和FeAl相轉(zhuǎn)變；此外，在鍍層的退火過程中還出現(xiàn)了由于柯肯達(dá)爾效應(yīng)而產(chǎn)生的孔洞。Cheng[5]等對低碳鋼熱浸鍍鋁樣品的退火過程中發(fā)現(xiàn)Fe- Al型金屬間化合物繼續(xù)生長，并在靠近鋼基體一側(cè)出現(xiàn)了孔洞；退火60 min后在Fe2Al5相與鋼基體的交界處形成了FeAl2和FeAl相；繼續(xù)延長退火時間，合金層中的Fe2Al5相完全轉(zhuǎn)化為FeAl2和FeAl相。由此可見，熱浸鍍鍍層經(jīng)過退火處理后，合金層中的Fe、Al元素將繼續(xù)發(fā)生擴散，且還會存在Fe- Al型金屬間化合物的物相轉(zhuǎn)變現(xiàn)象以及柯肯達(dá)爾效應(yīng)。

本研究主要通過在Al- 10%Si合金中添加Mn元素，采用熱浸鍍方法制備出含Mn的Al- Si合金鍍層，并對Al- Si鍍層進行熱成形和焊接工藝處理，重點考察了熱成形奧氏體化過程中Mn對鍍層合金組織的影響。

1 試驗材料及方法

試驗材料為實驗室熱鍍Al- 10%Si的B1500HS鋼板，基板化學(xué)成分如表1所示。浸鍍時間為5 s，對Mn質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為0、1.0%的鍍層樣品進行奧氏體化處理。采用井式電阻爐(意豐電爐，型號SG2- 7.5- 12)加熱試樣，奧氏體化溫度分別為860、900、950 ℃，保溫時間分別為3、6、10 min。

表1 試驗用B1500HS鋼板的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

采用掃描電鏡(HITACHI SU- 1500)觀察鍍層組織結(jié)構(gòu)，并用INCA x- act能譜儀(EDS)分析鍍層中相分布。使用D/max 2200V X射線儀進行物相分析，測試使用Cu靶Kα射線(λ=0.154 157 nm)，電壓40 kV，電流200 mA，掃描角度為20°～90°，速度為8 (°)/min。采用Tribo Indenter原位納米力學(xué)測試系統(tǒng)進行納米壓痕試驗來測定顯微硬度。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 奧氏體化溫度對鍍層組織的影響

圖1是Mn質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為0、1.0%的Al- 10%Si鍍層在熱成形鋼板常規(guī)奧氏體化溫度區(qū)間(860、900、950 ℃)保溫6 min后的SEM形貌。從圖中可以看出，奧氏體化過程中Fe、Al原子在高溫下發(fā)生互擴散，鍍層中出現(xiàn)了三層不同物相，并且在合金層界面之間還析出了一些白色顆粒狀物相。

圖1(a)～1(c)是不含Mn的鍍層樣品經(jīng)不同溫度奧氏體化后的SEM形貌。由圖可知，未添加Mn時隨著奧氏體化溫度的上升，合金層的厚度有所增加，且合金層中白色析出相也隨之增多。以圖1(c)為例進行討論，該樣品靠近鋼基體一側(cè)的合金層中Al/Fe原子比例為70∶27，滿足Fe2Al5的原子比，因此為Fe2Al5層；靠近鋁硅層一側(cè)的合金層中Al∶Si∶Fe原子比為66∶14∶18，比較接近τ6- Al9Fe2Si2的原子比，所以應(yīng)為τ6層。介于這兩層之間有一層較薄的合金層，其Al/Fe原子比例為71∶23，接近FeAl3的原子比，為FeAl3層。之后對Fe2Al5層與FeAl3層間的白色析出相進行鑒定，結(jié)果顯示白色析出相中Al∶Si∶Fe原子比為41∶24∶35，符合τ1(或τ9)相原子比，在本試驗中統(tǒng)稱為τ1相。各圖中Fe- Al相及τ相的EDS原子比結(jié)果匯總于表2，所示原子比結(jié)果均為平均值。

圖1(d)～1(f)是Mn質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.0%的鍍層樣品經(jīng)不同溫度奧氏體化后的SEM形貌。由圖可知，經(jīng)奧氏體化處理后，鍍層樣品中未發(fā)現(xiàn)奧氏體化處理前出現(xiàn)的漢字狀、多邊形狀的τ5富鐵相，可見奧氏體化處理會影響Mn元素對富鐵相形貌改善的作用。此時合金層由內(nèi)而外主要由Fe2Al5、τ1、FeAl3以及τ6相組成，與未添加Mn時的合金層結(jié)構(gòu)相似。隨著奧氏體化溫度的上升，合金層厚度也隨之增加，當(dāng)溫度達(dá)到950 ℃時，1.0%Mn鍍層樣品中析出了大量τ1相，此時τ1相不單單分布在Fe2Al5與FeAl3層界面上，還分布在整個Fe2Al5層中，該現(xiàn)象與未添加Mn時有所不同。

圖1 不同溫度加熱保溫6 min后Al-10%Si鍍層的SEM形貌

表2 Fe- Al相及τ相的EDS原子比結(jié)果匯總(平均值)

2.2 奧氏體化保溫時間對鍍層組織的影響

圖2是Mn質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為0、1.0%的Al- 10%Si鍍層在奧氏體化溫度900 ℃保溫不同時間(3、6、10 min)后的SEM形貌。由圖2(a)可知，Mn為0、保溫時間為3 min時合金層主要由Fe2Al5、τ6以及顆粒狀的τ1相組成，此外在鋁硅層中還存在一些板條狀的τ6相；由于保溫時間較短，此時Fe、Al原子擴散現(xiàn)象還不明顯，沒有形成FeAl3層。在保溫時間為3 min、Mn質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.0%時，合金層主要由Fe2Al5、τ6相及τ1相組成，且在鋁硅層中還存在一些多邊形的τ5相。隨著保溫時間延長到6 min，Mn質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0、1.0%的鍍層樣品在Fe2Al5相及τ6相間都出現(xiàn)了FeAl3層，且在Fe2Al5與FeAl3層間析出了較多的τ1相。當(dāng)保溫時間達(dá)到10 min時，兩種鍍層樣品的合金層仍均由Fe2Al5、FeAl3、τ6相及τ1相組成，但Mn質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.0%的樣品中τ1相的析出量要比未添加Mn的樣品的多，且τ1相的分布也不再局限于Fe2Al5與FeAl3層間界面上，部分也出現(xiàn)在Fe2Al5層中。由此可見，奧氏體化處理過程中Mn的添加可能會促進τ1相的析出。

2.3 顯微硬度分析

鑒于之前能譜的結(jié)果是半定量的，難以完全確定合金層中的物相，因此選取了奧氏體化溫度為900 ℃、保溫時間為6 min、Mn質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0、1.0%的鍍層樣品進行了XRD分析，結(jié)果如圖3所示。由圖可知，Mn質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0、1.0%的鍍層主要由Al、Si、Fe、Fe4Al13(即FeAl3)、Fe2Al5以及Al9Fe2Si2(即τ6相)組成，與EDS結(jié)果基本一致。但在XRD圖中未出現(xiàn)τ1相，這可能是因為XRD檢測的是鍍層的表面，而τ1相在鍍層中含量較少，因而未被檢測得出。

圖2 在奧氏體化溫度900 ℃加熱保溫不同時間后Al- 10%Si鍍層的SEM形貌

圖3 不含Mn和含1.0% Mn鍍層樣品奧氏體化處理后的XRD圖譜

有研究[6- 8]指出，Al- Si鍍層中的Fe- Al相和Fe- Al- Si相是脆性相，在熱沖壓過程中容易發(fā)生開裂現(xiàn)象。鍍層的開裂會使鋼板重新暴露在高溫環(huán)境中，使鋼板表面被氧化，且鍍層的開裂處也會使鍍層失去防腐蝕的作用。因此熱成形過程中鋁硅合金鍍層的脆性是一個需要關(guān)注的問題。在一般的金屬材料中硬度與脆性有關(guān)，硬度越大，脆性越大(部分材料除外)。因此如果能夠降低合金層的硬度值對鍍層的熱成形過程是有利的。

本試驗對奧氏體化處理后合金層的顯微硬度進行了分析，對比研究了Mn的添加對合金層硬度的影響。圖4分別為不含Mn和含1.0% Mn鍍層樣品的顯微硬度實測點示意圖。每個樣品分別選取4個點進行測定，每個點之間間隔10 μm，硬度測量結(jié)果如圖5所示。由圖5可知，未添加Mn的合金層的硬度值相對較大，最大值達(dá)到了12 GPa左右，添加1.0%Mn后，合金層的硬度值整體下降，硬度值最大約為8 GPa，比未添加Mn時下降了4 GPa左右。由此可見，Mn的添加能夠顯著降低Al- Si合金鍍層的硬度。合金層硬度值的下降意味著其塑性的提高，這有利于減輕帶Al- Si鍍層的高強鋼在熱成形過程中的開裂傾向，因此Mn的添加有利于鍍層的熱成形過程。

3 結(jié)論

圖4 納米壓痕顯微硬度實測點示意圖

圖5 不含Mn和含1.0% Mn合金層的納米壓痕硬度值

鋁硅鍍層樣品在奧氏體化處理后合金層中Fe、Al原子會繼續(xù)發(fā)生擴散，使得合金層的厚度及其物相發(fā)生轉(zhuǎn)變，添加Mn元素后，合金層物相從針狀的τ6相向漢字狀或多變形狀的τ5相的轉(zhuǎn)變不再明顯，同時會促進τ1相的大量析出和彌散分布。Mn元素的添加能降低鋁硅鍍層奧氏體化后合金層的硬度，有利于減輕后期熱成形加工鍍層的開裂傾向。

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收修改稿日期：2016- 10- 26

Effect of Mn on Interfacial Microstructure Evolution of Al- Si Coating during Austenitization

Qi Suci1Li Jianchao1,2Wu Guangxin2Hu Weidong2

(1. Hebei Institute of Vocational and Technique, Materials Engineering Department, Shijiazhuang Hebei 050091, China; 2. State Key Laboratory of Advanced Special Steel, Shanghai University,Shanghai 200072, China)

The interfacial microstructure evolution of Al- Si coatings with Mn- free and 1% (mass fraction, the same below) Mn was researched under different austenitizing temperatures and soaking times. The role of Mn in phase transition and micro- hardness of interfacial layer was detected. The results showed that during the austenitizing courses, the promotion effect of Mn on the transformation of needle- like τ6phase to Chinese character or square- like τ5phase was no longer obvious, while the addition of Mn could promote the massive precipitation and dispersion of τ1phase, and reduced the micro- hardness of interfacial layer after austenitization.

Mn，Al- Si coating，austenitization，interfacial layer

河北省科技計劃項目(No. 15211035)

齊素慈，女，碩士，講師，主要從事鋼鐵冶金新技術(shù)開發(fā)和研究，Email：ssqsc@163.com

李建朝，在讀博士，講師，Email：wlzcn15@163.com