Mn對(duì)Al- Si鍍層奧氏體化處理中合金組織變化的影響

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(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，上海 200072)

Mn對(duì)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(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，上海 200072)

對(duì)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(shí)間下合金層的組織變化進(jìn)行了考察，分析了Mn元素對(duì)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(duì)合金層針狀τ6相向漢字狀或多變形狀τ5相轉(zhuǎn)變的促進(jìn)作用不再明顯，Mn能促進(jìn)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(qiáng)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(gè)廠家有能力生產(chǎn)，我國(guó)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(qiáng)錳硼鋼，在工業(yè)生產(chǎn)中一般采用熱沖壓的方式進(jìn)行加工[2]。此類高強(qiáng)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(huì)對(duì)鋼板進(jìn)行表面防護(hù)處理。其中，熱浸鍍Al- 10Si鍍層由于具有加熱時(shí)無氧化皮脫落，沖壓后無需噴砂，成形精度高等特點(diǎn)，目前已廣泛應(yīng)用于熱沖壓鋼中。國(guó)內(nèi)對(duì)帶Al- Si鍍層熱成形高強(qiáng)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(bào)道也相對(duì)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(huì)隨帶鋼溶解到鍍液中，從而對(duì)鋁硅鍍層組織，甚至對(duì)后續(xù)熱成形和焊接過程都會(huì)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(xiàn)。

對(duì)于奧氏體化過程對(duì)Al- Si鍍層合金組織變化的影響規(guī)律，前人也進(jìn)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(huì)繼續(xù)發(fā)生擴(kuò)散，其中主要以Fe、Al元素的擴(kuò)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(duì)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(zhǎng)，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(zhǎng)退火時(shí)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(kuò)散，且還會(huì)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(duì)Al- Si鍍層進(jìn)行熱成形和焊接工藝處理，重點(diǎn)考察了熱成形奧氏體化過程中Mn對(duì)鍍層合金組織的影響。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)材料為實(shí)驗(yàn)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(shí)間為5 s，對(duì)Mn質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為0、1.0%的鍍層樣品進(jìn)行奧氏體化處理。采用井式電阻爐(意豐電爐，型號(hào)SG2- 7.5- 12)加熱試樣，奧氏體化溫度分別為860、900、950 ℃，保溫時(shí)間分別為3、6、10 min。

表1 試驗(yàn)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(jìn)行物相分析，測(cè)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(cè)試系統(tǒng)進(jìn)行納米壓痕試驗(yàn)來測(cè)定顯微硬度。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 奧氏體化溫度對(duì)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(kuò)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(shí)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(jìn)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(duì)Fe2Al5層與FeAl3層間的白色析出相進(jìn)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(yàn)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(huì)影響Mn元素對(duì)富鐵相形貌改善的作用。此時(shí)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(shí)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(shí)，1.0%Mn鍍層樣品中析出了大量τ1相，此時(shí)τ1相不單單分布在Fe2Al5與FeAl3層界面上，還分布在整個(gè)Fe2Al5層中，該現(xiàn)象與未添加Mn時(shí)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(shí)間對(duì)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(shí)間(3、6、10 min)后的SEM形貌。由圖2(a)可知，Mn為0、保溫時(shí)間為3 min時(shí)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(shí)間較短，此時(shí)Fe、Al原子擴(kuò)散現(xiàn)象還不明顯，沒有形成FeAl3層。在保溫時(shí)間為3 min、Mn質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.0%時(shí)，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(shí)間延長(zhǎng)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(shí)間達(dá)到10 min時(shí)，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(huì)促進(jìn)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(shí)間為6 min、Mn質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0、1.0%的鍍層樣品進(jìn)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?yàn)閄RD檢測(cè)的是鍍層的表面，而τ1相在鍍層中含量較少，因而未被檢測(cè)得出。

圖2 在奧氏體化溫度900 ℃加熱保溫不同時(shí)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(huì)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(huì)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(gè)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(duì)鍍層的熱成形過程是有利的。

本試驗(yàn)對(duì)奧氏體化處理后合金層的顯微硬度進(jìn)行了分析，對(duì)比研究了Mn的添加對(duì)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(shí)測(cè)點(diǎn)示意圖。每個(gè)樣品分別選取4個(gè)點(diǎn)進(jìn)行測(cè)定，每個(gè)點(diǎn)之間間隔10 μm，硬度測(cè)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(duì)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(shí)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(qiáng)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(shí)測(cè)點(diǎn)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(huì)繼續(xù)發(fā)生擴(kuò)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(shí)會(huì)促進(jìn)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。

[1] 劉昌杞. 迅速發(fā)展中的汽車用鍍層鋼板[J]. 上海金屬, 1993, 15(1): 19- 22.

[2] 章駿, 薛甬申, 桂龍明, 等. 22MnB5鋼相變特性和熱成形工藝研究[J]. 上海金屬, 2015, 37(4): 11- 14.

[3] 楊洪林, 張深根, 洪繼要,等. 22MnB5熱沖壓鋼的研究進(jìn)展[J]. 鍛壓技術(shù), 2014, 39(1): 1- 5.

[4] DANZO I I, VERBEKEN K, HOUBAERT Y. Microstructure of hot dip coated Fe- Si steels[J]. Thin Solid Films, 2011, 520(5): 1638- 1644.

[5] CHENG W J, WANG C J. Study of microstructure and phase evolution of hot- dipped aluminide mild steel during high- temperature diffusion using electron backscatter diffraction[J]. Applied Surface Science, 2011, 257(10): 4663- 4668.

[6] 楊洪林,劉昕,李俊,等. 熱沖壓鋼鍍層技術(shù)的研究現(xiàn)狀[J]. 鋼鐵研究學(xué)報(bào), 2013, 25(6): 1- 7.

[7] 張杰, 江社明, 張啟富. 熱成形鋼鍍層研究進(jìn)展[J]. 金屬熱處理, 2015, 40(3): 169- 172.

[8] FAN D W, KIM H S, OH J K, et al. Coating degradation in hot press forming[J]. ISIJ International, 2010, 50(4): 561- 568.

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(jì)劃項(xiàng)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