590 MPa級低合金高強度熱鍍鋅鋼板表面亮點缺陷分析

趙川翔

（廣州JFE鋼板有限公司，廣東 廣州 511464）

低合金高強度鋼具有較高的強度、優(yōu)良的焊接性能和冷成形性能，被廣泛應用于汽車工業(yè)。汽車用低合金高強鋼一般以C-Mn系或Si-Mn系為基礎，通過添加V、Nb、Ti等合金元素進行微合金化，并結合先進的生產(chǎn)工藝控制技術，從而滿足汽車制造業(yè)對汽車結構用鋼強韌性等方面的要求[1-2]。

合金化熱鍍鋅鋼板具有優(yōu)良的耐蝕性、涂裝性、焊接性和表面強度，在汽車工業(yè)中得到了較多應用[3]。以高強鋼為基板的合金化熱鍍鋅工藝，在連續(xù)熱鍍鋅線退火爐的高溫環(huán)境下，高強鋼中合金元素容易與爐內痕量的水汽或氧氣反應，在鋼板表面生成氧化物顆?；虮∧ぃ绊戜摪迮c鋅液之間的浸潤性[4]。

目前，關于高強度熱鍍純鋅材料浸潤性的研究，已有不少報道[5-7]。但是，關于低合金高強度熱鍍鋅材料浸潤性問題的研究還少見報告。本文針對某鋼廠生產(chǎn)的590 MPa級低合金高強度熱鍍鋅鋼板表面亮點缺陷展開研究，探討了該缺陷的產(chǎn)生機理，并提出了解決方法。

1 試驗材料與方法

試驗用材料為590 MPa級低合金化高強度熱鍍鋅鋼板，規(guī)格1.8 mm×1100 mm，其化學成分如表1所示。

表1 試驗鋼的化學成分（質量分數(shù)，%）Table 1 Chemical composition of the tested steel（mass fraction，%）

選取具有表面亮點缺陷的試驗鋼板如圖1所示，分別對試樣表面、截面及剝離Zn鍍層后的鐵基體表面進行試驗分析。試驗中使用10%（質量分數(shù)）稀鹽酸進行Zn層剝離，Zn層反應完后立即用大量蒸餾水沖洗，接著用酒精清洗后干燥備用。使用Hitachi SU-1500型掃描電鏡對試樣形貌進行分析，使用配套EDS能譜儀對試樣進行元素成分分析。

圖1 試驗鋼表面缺陷宏觀形貌Fig.1 Macro-morphology of surface defects of the tested steel

2 試驗結果與討論

圖2為試樣鍍層表面形貌，其中方框為亮點缺陷位置。從圖2（a）中可以看出，缺陷位置黑色平整塊狀結構分布較正常位置集中。從圖2（b）中可以看出，缺陷位置白色相富集成圓形，直徑約φ600μm，正常位置白色相彌散分布。根據(jù)表2的EDS能譜分析可以看出，缺陷位置2點Zn元素平均含量為91.94%，正常位置3點Zn元素平均含量為89.89%，缺陷位置Zn含量較正常位置偏高。

表2 圖2（b）中各位置的EDS分析（質量分數(shù)，%）Table 2 EDSanalysis of the positions in Fig.2（b）（mass fraction，%）

圖2 試樣鍍層的表面微觀形貌Fig.2 Micro-morphologies of coating surface of the specimen

圖3為試樣缺陷位置和正常位置的背散射電子圖。與正常位置對比，缺陷位置由光整導致的壓縮片狀結構相[8-9]數(shù)量較多，面積較大，且相互連結，片狀相之間裸露的粒狀晶組織較少。利用FactSage 8.1（FSstel數(shù)據(jù)庫）計算的Zn-Fe相圖（質量分數(shù)）如圖4所示，結合Zn-Fe相圖和鍍層表面EDS能譜可知，鍍層表面粒狀晶組織為δ相。

圖3 試樣中缺陷位置（a）和正常位置（b）的背散射電子圖Fig.3 Backscattered electron maps of defect site（a）and normal site（b）in the specimen

圖4 Zn-Fe二元相圖Fig.4 Zn-Fe binary phase diagram

圖5為剝離鍍層后Fe基體表面形貌。從圖5可以看出，F(xiàn)e基體表面平整致密，沒有合金元素氧化物顆粒殘留（見表3）。表3中EDS能譜表明，缺陷位置Fe平均含量95.85%、Mn平均含量1.13%，正常位置Fe平均含量94.99%、Mn平均含量0.81%。

圖5 試樣剝離鍍層后Fe基體表面形貌Fig.5 Surface morphology of Fe matrix of the specimen after peeling off coating

表3 圖5中各位置的EDS能譜（質量分數(shù)，%）Table 3 EDSanalysis of the positions in Fig.5（mass fraction，%）

圖6為試樣缺陷位置截面背散射電子圖。從圖6可以看出，F(xiàn)e基體表面平整，Zn鍍層厚度均勻，測量缺陷位置鍍層厚度為9.04μm。EDS能譜分析數(shù)據(jù)表明，鍍層內沒有檢測到Mn，Zn-Fe界面位置也沒有發(fā)現(xiàn)合金元素氧化物顆粒。相關研究[10-14]表明：高強鋼中Mn元素在退火過程中容易在基體表面富集并被氧化成MnO顆粒，在-60～0℃露點條件下，Mn的外氧化程度呈拋物線分布，且在-30℃時達到最大值。在后續(xù)熱鍍鋅過程中，MnO顆粒位置不能形成完整致密的Fe2Al5Znx抑制層，從而影響基體表面浸潤性，嚴重時可以造成漏鍍缺陷。同時，MnO顆?？梢耘cZn液中有效Al發(fā)生鋁熱反應被還原，該反應在熱浸鍍鋅460℃下反應平衡常數(shù)極大。結合動力學分析，當基體表面MnO顆粒尺寸較小時，Zn液中有效Al可以在很短時間內將MnO顆粒全部還原，從而改善了Fe基體表面浸潤性。同時，由于MnO顆粒還原需要消耗一定量有效Al，因此在Zn-Fe界面處會形成Al元素局部貧化區(qū)。調查該鋼卷生產(chǎn)時露點約為-40℃，缺陷位置截面EDS分析（見表4）表明，退火過程中析出的氧化物顆粒被鋅液中Al完全反應。

圖6 試樣缺陷位置截面的微觀形貌Fig.6 Micro-morphology of cross-section of the specimen at defect location

表4 圖6中各位置的EDS能譜（質量分數(shù)，%）Table 4 EDSanalysis of the positions in Fig.6（mass fraction，%）

以上分析表明，在-40℃露點退火過程中高強鋼表面析出的MnO顆粒尺寸較小，在熱鍍鋅過程中被Zn液中有效Al完全還原后，改善了基體表面浸潤性，避免了漏鍍缺陷發(fā)生。但由于該位置沒有形成完整致密的Fe2Al5Znx抑制層，且Al含量較低，與正常生成完整抑制層位置對比，缺陷位置在合金化過程中Zn-Fe擴散速度快，鍍層生長厚且不均[15]。在后續(xù)光整過程中，缺陷位置有更多區(qū)域被光整成壓縮片狀結構，這些密集分布的壓縮片狀結構面積大，且相互連結，宏觀上表征為鍍層表面亮點缺陷。

基于以上分析和相關理論研究[13-16]，通過降低爐內露點至-50℃，抑制低合金高強鋼中合金元素外氧化，可以減少基體表面MnO顆粒物形成和析出，從而改善基體表面浸潤性，消除鍍層表面亮點缺陷。

3 結論

1）低合金高強鋼中合金元素Mn在退火過程中選擇性氧化析出形成MnO顆粒，在熱浸鍍鋅過程中該顆粒位置不能形成完整致密的Fe2Al5Znx抑制層，從而導致在后續(xù)合金化過程中Zn-Fe擴散速度快，鍍層生長厚。光整過程中，該位置光整形成的壓縮片狀結構相數(shù)量多、面積大，且相互連結，宏觀上表征為鍍層表面亮點缺陷。

2）通過降低爐內露點，抑制基體表面合金元素外氧化，可以避免鍍層表面亮點缺陷。