楊洪林 霍季萍 王 華

(1.南極光新材料(上海)有限公司，上海 201908；2.上海大學(xué)分析測試中心，上海 200044；3.镕凝精工新材料科技(上海)有限公司，上海 201908)

鍍鋅板具有較好的耐蝕性，且生產(chǎn)成本較低，在汽車行業(yè)得到了廣泛的應(yīng)用。熱浸鍍鋅合金分為純鋅(GI)和鋅鐵合金(GA)。GA是在鍍鋅后經(jīng)擴(kuò)散處理使鋼板基體中的鐵元素?cái)U(kuò)散到鍍層中，形成鋅- 鐵合金鍍層。與GI相比，GA合金具有較高的耐蝕性、涂鍍性和焊接性能[1]。GA鋼板鍍層中的Fe- Zn相為脆性相，在成形過程中容易剝離和粉化。GA鍍層的成形性能與擴(kuò)散處理后的組織密切相關(guān)[2]。Mataigne等[3]認(rèn)為，最佳的擴(kuò)散處理組織是鍍層表面的ζ相剛好消失而δ相還未長大時(shí)。擴(kuò)散處理后的組織受擴(kuò)散處理工藝、鋼板成分和鍍鋅液中鋁含量的影響[4- 5]。目前普遍認(rèn)為，GA鍍層的成形性能與鍍層中Γ相密切相關(guān)，鍍層脫落常發(fā)生在Γ相與基體的界面處，鍍層中的Γ相越厚，鍍層的抗粉化性能越差[6- 7]。Cheng等[8]指出，在Γ相厚度對抗粉化性的影響方面，高強(qiáng)鋼比IF鋼更為明顯。

在鍍鋅液的鋁含量對擴(kuò)散處理組織的影響方面，較低的鋁含量易引起擴(kuò)散處理后鍍層中的鐵含量過高，降低鍍層的抗粉化性[9]，提高鍍鋅液中的鋁含量能提高鍍層的抗粉化性。Urai等[10]研究發(fā)現(xiàn)，較高的鋁含量會(huì)導(dǎo)致擴(kuò)散處理后ζ相與δ相之比增大。Nakayama[11]研究發(fā)現(xiàn)，提高鍍鋅液中的鋁含量可降低擴(kuò)散處理后鍍層中Γ相的厚度。隨著高強(qiáng)鋼在汽車中的廣泛使用，擴(kuò)散處理高強(qiáng)鋼的應(yīng)用越來越廣[12]。由于高強(qiáng)鋼中的Mn、Si等親氧元素會(huì)富集在鋼板表面[13]，易在鍍鋅過程中消耗鋼板表面的鋁元素而產(chǎn)生長條狀的鐵鋅相。

目前，對高強(qiáng)鋼采用含鋁量較高的鍍鋅液熱浸鍍鋅后的擴(kuò)散處理的研究還比較少[14]，擴(kuò)散處理前退火過程中表面富集的合金元素發(fā)生的氧化及基體化學(xué)成分對擴(kuò)散處理的影響還不清楚。為此，本文以熱沖壓用鋼為基板，采用鋁質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.17%的鍍鋅液，研究了擴(kuò)散處理工藝對鍍層的組織和成形性能的影響。

1 試驗(yàn)材料與方法

所用基板為熱沖壓用鋼，其化學(xué)成分(質(zhì)量份數(shù)，%)為0.24 C，0.26 Si，1.14 Mn，0.003 B。將試驗(yàn)鋼板裁剪成尺寸為220 mm×120 mm×1.2 mm的試樣，在熱浸鍍鋅模擬設(shè)備(IWATANI)上熱浸鍍鋅，鍍鋅液中鋁的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.17%。將鍍鋅后的試樣裁剪成120 mm×20 mm大小，在熱浸鍍鋅模擬設(shè)備上通過紅外輻射加熱的方法按圖1工藝進(jìn)行擴(kuò)散處理。將鍍鋅試樣用添加緩蝕劑(硫代硫酸鈉)的10%鹽酸水溶液去除表面的鋅層，用S4200掃描電鏡觀察鍍層與鋼基體界面處的形貌。用1%的硝酸酒精溶液腐蝕擴(kuò)散前、后的鍍鋅層，在掃描電鏡下觀察鍍層截面的形貌。將擴(kuò)散處理后的鍍層進(jìn)行“0T”折彎試驗(yàn)以評價(jià)鍍層的成形性能。

圖1 鍍鋅試樣的擴(kuò)散處理工藝Fig.1 Galvannealing process curve for the galvanized samples

2 結(jié)果與討論

2.1 鍍鋅層組織

圖2為擴(kuò)散處理前鍍鋅層的截面和鍍層- 基體界面的形貌。圖2表明，當(dāng)鍍鋅液中鋁的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.17%時(shí)，在鍍層- 基體的界面處有一層ζ相，厚度為1.5 μm左右。對于IF鋼，當(dāng)鍍鋅液中鋁的質(zhì)量分?jǐn)?shù)超過0.15%時(shí)，鍍層中的ζ相將消失，形成連續(xù)的Fe- Al相[15]。但對于高強(qiáng)鋼，由于在退火過程中合金元素富集而發(fā)生選擇性氧化，從而消耗界面處的鋁元素[16]，使界面處形成的Fe- Al相不連續(xù)而產(chǎn)生ζ相。從圖2(b)中的界面掃描圖可以看出，界面處主要由粒狀Fe2Al5相[17]和ζ相組成，ζ相的分布不均勻，易在表面軋制的裂紋處產(chǎn)生。界面上ζ相的不均勻性將會(huì)引起擴(kuò)散處理進(jìn)程的差異，導(dǎo)致表面不均勻合金化，因此，對于經(jīng)過擴(kuò)散處理的熱沖壓用鋼需要控制鍍層表面的粗糙度。

圖2 擴(kuò)散處理前鍍鋅層橫截面(a)和基體/鍍層界面(b)的SEM照片F(xiàn)ig.2 SEM images of (a) the cross section and (b) the substrate- coating interface of the zinc coatings before galvannealing

2.2 擴(kuò)散處理對鍍層組織的影響

圖3是經(jīng)過如圖1所示的工藝擴(kuò)散處理后鍍層的表面形貌。從圖3可以看出，在480 ℃保溫20 s后，鍍層表面主要由柱狀ζ相構(gòu)成(圖3(a))；當(dāng)溫度升高至500 ℃時(shí)，鍍層表面的ζ相開始分解(圖3(b))，而在520 ℃保溫10 s時(shí)，鍍層表面開始出現(xiàn)δ相(圖3(c))。當(dāng)繼續(xù)在520 ℃保溫20和30 s后，鍍層表面均主要由δ相組成(圖3(d)和圖3(e))。繼續(xù)升高溫度至550 ℃保溫20 s后，鍍層表面形貌沒有顯著變化(圖3(f))。這表明，在較高的擴(kuò)散處理溫度下，鍍層表面也沒有發(fā)生合金化。其主要原因是，鍍層與基體界面處形成了Fe- Al相，F(xiàn)e- Al相的存在能降低擴(kuò)散處理過程中的Fe- Zn反應(yīng)速率[18]。另外需要注意的是，擴(kuò)散處理過程中產(chǎn)生的大量ζ相(圖3(a)、3(b))將導(dǎo)致在成形過程中出現(xiàn)粘鋅現(xiàn)象。

圖4為擴(kuò)散處理后鍍層的表面形貌。圖4表明，擴(kuò)散處理后鍍層表面出現(xiàn)了明顯的條紋狀合金，條紋方向與軋制方向一致，主要是由軋制條紋引起的。結(jié)合圖2(b)界面處的掃描電鏡照片可以看出，軋制后表面微裂紋處的ζ相較多，因?yàn)樵摿鸭y處沒有Fe- Al相的阻礙作用，因此ζ相在擴(kuò)散處理過程中會(huì)急劇增大，導(dǎo)致表面合金化條紋的形成。因此，控制好冷軋工藝對改善鋼板表面質(zhì)量具有重要作用。

圖3 在不同溫度擴(kuò)散處理不同時(shí)間后鍍鋅層的SEM形貌Fig.3 SEM images of the zinc coating galvannealed at different temperatures for different times

圖4 在520 ℃擴(kuò)散處理30 s后鍍鋅層的SEM形貌Fig.4 SEM images of the zinc coating galvannealed at 520 ℃ for 30 s

圖5為擴(kuò)散處理后鍍層截面的顯微組織。從圖中可以看出，經(jīng)過480 ℃保溫20 s擴(kuò)散處理后，鍍層表面有明顯的柱狀ζ相，次表層為疏松的δ相，在鍍層與基體的界面處未發(fā)現(xiàn)Γ相[19- 20]。在500 ℃保溫20 s擴(kuò)散處理后，鍍層表面的ζ相減少，鍍層與基體的界面處形成了較薄的Γ相。在520 ℃保溫10 s后，鍍層主要由疏松的δ相構(gòu)成，ζ相基本消失，界面處的Γ相增厚，但呈不連續(xù)的分散狀態(tài)；保溫時(shí)間延長至20 s后，鍍層中疏松的δ相轉(zhuǎn)變?yōu)橹旅艿摩南?，并且Γ相增厚，形成連續(xù)的相層；保溫時(shí)間進(jìn)一步延長至30 s后，鍍層中的δ相更為致密，Γ相厚度變化不大；升高擴(kuò)散處理溫度至550 ℃保溫20 s后，Γ相厚度增厚。

圖5 在不同溫度擴(kuò)散處理不同時(shí)間后鍍層截面的顯微組織Fig.5 Microstructures of the cross section of the zinc coating galvannealed at different temperatures for different times

高強(qiáng)鋼主要用于汽車內(nèi)板，更注重?cái)U(kuò)散處理后鍍層的成形性能，因此應(yīng)盡量減少表面的ζ相，減薄鍍層- 基體界面處Γ相的厚度。圖6為擴(kuò)散處理溫度和時(shí)間對Γ相厚度的影響?？梢钥闯觯瑪U(kuò)散處理溫度對Γ相的厚度影響更為明顯，隨著擴(kuò)散處理溫度的升高，Γ相厚度增加，并且在500～520 ℃時(shí)影響最大。在520 ℃擴(kuò)散處理10～30 s對合金層厚度的影響不明顯(圖6(b))。

圖6 擴(kuò)散處理(a)溫度和(b)時(shí)間對鍍層中Γ相厚度的影響Fig.6 Thickness of Γ phase in the coating as a function of (a) temperature and (b) time of galvannealing

為了降低Γ相的厚度，目前常采用先高溫后低溫?cái)U(kuò)散處理的方法來提高鍍層的抗粉化性能。據(jù)此，首先將試樣以20 ℃/s的速率加熱至580 ℃，隨后以4 ℃/s的速率冷卻至500 ℃，最終以20 ℃/s的速率冷卻至室溫(用580→500 ℃(-4 ℃/s)表示該處理工藝)。圖7為擴(kuò)散處理后試樣的表面形貌和截面組織?？梢钥闯?，鍍層表面形成了較粗大的δ相(圖7(a))，并且δ相更為致密(圖7(b))；而鍍層- 基體界面處的Γ相厚度達(dá)2.2 μm，將嚴(yán)重影響鍍層的成形性能和抗粉化性能[21]。

2.3 擴(kuò)散處理后鍍層的成形性能

試驗(yàn)通過“0T”彎曲后觀察彎曲處鍍層的脫落情況以評價(jià)鍍層的成形性能。圖8為試樣進(jìn)行“0T”彎曲后，用膠帶粘結(jié)彎曲處表面后的照片，從成形后的宏觀照片上看，鍍層沒有出現(xiàn)明顯的剝離現(xiàn)象。

圖7 經(jīng)580→500 ℃(-4 ℃/s)擴(kuò)散處理后試樣的(a)表面和(b)截面掃描電鏡照片F(xiàn)ig.7 SEM images of (a) the surface and (b) the cross section of the coating subjected to galvannealing (580→500 ℃(-4 ℃/s))

圖8 經(jīng)不同溫度擴(kuò)散處理不同時(shí)間的試樣彎曲試驗(yàn)后的照片F(xiàn)ig.8 Images of specimens galvannealed at different temperatures for different times after bending test

為了研究鍍層的成形性能，對彎曲處表面進(jìn)行了掃描電鏡分析。從圖9可以看出，提高擴(kuò)散處理溫度后試樣彎曲處裂紋增多，并且裂紋變寬。對比圖5的SEM照片可以發(fā)現(xiàn)，當(dāng)鍍層由ζ相和疏松的δ相或者疏松的δ相與Γ相構(gòu)成時(shí)其塑性較好，而由致密的δ相構(gòu)成時(shí)，鍍層的塑性嚴(yán)重惡化，其粉化現(xiàn)象也比較嚴(yán)重(圖9(d))。

從彎曲試驗(yàn)后鍍層的開裂處可以看出(圖10(b))，鍍層脫落是發(fā)生在界面處的Γ相層，主要是由于Γ相鐵含量高，脆性較大[22- 23]所致。一般認(rèn)為，裂紋長度和數(shù)量與Γ相的厚度有關(guān)[21]，但在研究過程中發(fā)現(xiàn)，合金化鍍層中存在較厚的Γ相(圖10(c))時(shí)也未發(fā)現(xiàn)嚴(yán)重的脫落和粉化現(xiàn)象。其原因可能是由于彎曲過程鍍層在彎曲處主要受表面拉應(yīng)力的作用，鍍層受到的剪切應(yīng)力較小。

3 結(jié)論

(1)鍍鋅液中鋁的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.17%時(shí)，熱沖壓用鋼的鍍鋅層主要由ζ相和Fe- Al相構(gòu)成，ζ相在表面的軋制缺陷處聚集，在擴(kuò)散處理過程中易引起合金化條紋的出現(xiàn)。

(2)在480 ℃擴(kuò)散處理20 s后，鍍層表面主要由ζ相組成；520 ℃擴(kuò)散處理20 s后鍍層表面的ζ相基本消失，主要由δ相組成。

圖9 在(a)480 ℃, (b)520 ℃, (c)550 ℃, (d)580→500 ℃(-4 ℃/s)擴(kuò)散處理20 s的試樣折彎試驗(yàn)后鍍層表面SEM形貌Fig.9 SEM images of surfaces of the specimen galvannealed at (a) 480 ℃, (b) 520 ℃, (c) 550 ℃, (d) 580→500 ℃(-4 ℃/s) for 20 s after bending test

(3)在500 ℃擴(kuò)散處理20 s后，鍍層與鋼板基體界面處產(chǎn)生Γ相，隨著擴(kuò)散處理溫度的升高Γ相增厚，在500～520 ℃時(shí)尤其明顯；而在520 ℃擴(kuò)散處理時(shí)，保溫時(shí)間對Γ相厚度的影響不大，但δ相隨著保溫時(shí)間的延長變得更加致密。

(4)鍍鋅層的成形性能與其組織結(jié)構(gòu)有密切關(guān)系，當(dāng)鍍層由ζ相和疏松的δ相或者疏松的δ相與Γ相構(gòu)成時(shí)，鍍層塑性較好；當(dāng)鍍層由致密的δ相構(gòu)成時(shí)，鍍層的塑性嚴(yán)重惡化。

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