黃全新,王銀軍

(1.廣西安全工程職業(yè)技術(shù)學(xué)院機(jī)械與電氣工程系,南寧 530100;2.上海梅山鋼鐵公司技術(shù)中心,南京 210039)

0 引 言

熱鍍鋅(鋅質(zhì)量分?jǐn)?shù)大于99.5%)是提高鋼鐵表面耐腐蝕性能的主要方法之一[1],但是熱鍍鋅層的成本較高,耐腐蝕性能提升相對(duì)有限,為此,美國(guó)伯利恒公司研制了熱鍍55Al-Zn-1.6Si合金鍍層,該鍍層具有優(yōu)于熱鍍純鋅、熱鍍Zn-5Al合金鍍層(鋅的質(zhì)量分?jǐn)?shù)約為95%)的耐腐蝕性和鋼板切邊保護(hù)性能,在電力、家電、建筑等行業(yè)中已得到較多應(yīng)用[2-5]。

熱鍍55Al-Zn-1.6Si合金鍍層鋼板加工制造流程涉及折彎、擴(kuò)孔、沖壓、點(diǎn)焊等加工工序,而在這些工序中出現(xiàn)的鋅花大小不均、沖壓脫皮、折彎開裂、虛焊等影響產(chǎn)品質(zhì)量的問題日益受到關(guān)注[6-9]。其中,鋅花大小是影響鋁鋅合金鍍層鋼板成形、點(diǎn)焊質(zhì)量的重要因素,同時(shí)鋅花的大小和形貌還影響產(chǎn)品的外觀品質(zhì)。然而,限于保密,有關(guān)高端品質(zhì)鍍層鋼板鋅花控制關(guān)鍵工藝方面的文獻(xiàn)報(bào)道較少[10]。普通鍍層的凝固冷卻速率慢,鋅晶體自由生長(zhǎng),形成的鋅花尺寸較大,表面品質(zhì)較差。通過增加鍍層形核數(shù)量抑制枝晶的自由生長(zhǎng),所獲得的鍍層表面鋅花細(xì)小均勻、花紋美觀。國(guó)內(nèi)外鋼廠對(duì)鋁鋅合金鍍層小鋅花的定義并沒有嚴(yán)格的統(tǒng)一標(biāo)準(zhǔn),某鋼廠對(duì)于鍍層產(chǎn)品中小鋅花的定義為鍍層表面任意100 mm劃線長(zhǎng)度分布的鋅花數(shù)量不低于65個(gè)。異質(zhì)形核是細(xì)化晶粒的方法之一[11-13]。澳大利亞BlueScope、韓國(guó)東部制鋼等國(guó)外鋼鐵公司采用在鋅鍋熔池中添加晶粒細(xì)化劑的方法,實(shí)現(xiàn)小鋅花55Al-Zn-1.6Si合金鍍層鋼板的工業(yè)生產(chǎn)[14]。國(guó)內(nèi)一些鋼廠也嘗試在熔池中添加鈦、釩、稀土等方式生產(chǎn)小鋅花鍍層,但隨之帶來的熔池鋅渣增多等工程應(yīng)用問題也較難解決[15-18]。為替代熔池添加晶粒細(xì)化劑的方法,某鋼廠在工業(yè)化生產(chǎn)中通過提高帶鋼熱鍍后的凝固冷卻速率來獲得小鋅花55Al-Zn-1.6Si合金鍍層鋼板,但冷卻速率的不同可能會(huì)對(duì)鍍層的顯微組織及力學(xué)性能產(chǎn)生影響,進(jìn)而影響鍍層鋼板的成形、焊接、耐腐蝕等性能,目前尚未見有關(guān)這些方面的報(bào)道。基于此,作者在不同凝固冷卻速率下獲得的55Al-Zn-1.6Si合金鑄錠、連續(xù)熱鍍后常規(guī)冷卻和強(qiáng)冷55Al-Zn-1.6Si合金鍍層,研究了凝固冷卻速率對(duì)其顯微組織和力學(xué)性能以及鍍層鋼板拉伸性能的影響,以期為提高熱鍍55Al-Zn-1.6Si合金鍍層鋼板的成形加工、電阻焊、涂裝等性能提供指導(dǎo)。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料選擇某廠帶鋼連續(xù)熱鍍鋅鍋熔池原料55Al-Zn-1.6Si合金鑄錠,其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為(55±2)Al,(43.5±1)Zn,(1.6±0.3)Si。單件鑄錠質(zhì)量約1 t,采用火焰反射式爐熔煉,650～700 ℃熔體靜置10～20 min后澆鑄,待鑄錠中心溫度降至約600 ℃后,再以0～0.5 ℃·s-1速率冷卻至不高于200 ℃,最后噴淋水冷后脫模。在距合金鑄錠側(cè)面30～80 mm位置切割樣塊,用于加工金相、硬度試樣及拉伸試樣。

常規(guī)冷卻、強(qiáng)冷2種鍍層試樣均取自某帶鋼連續(xù)熱鍍鋁鋅硅機(jī)組生產(chǎn)的牌號(hào)為DC51D+AZ的鍍層鋼板,其主要生產(chǎn)流程包括軋硬鋼卷開卷后頭尾焊接、堿液清洗、漂洗、熱風(fēng)干燥、氮?dú)浔Ｗo(hù)臥式爐連續(xù)退火(退火均熱段溫度為720～770 ℃、均熱段時(shí)間為60～90 s)、保護(hù)氣吹掃帶鋼冷卻至590～600 ℃、經(jīng)浸入式爐鼻子進(jìn)入580～610 ℃的鋅鍋熔池?zé)峤?5Al-Zn-1.6Si鋁鋅硅合金金屬液、通過氣刀控制鍍層厚度、鍍后冷卻、表面后處理、卷取成商品鋼卷。常規(guī)冷卻方式即帶鋼出鋅鍋熔池經(jīng)氣刀吹掃控制鍍層厚度后,在通過氣刀上方至大流量風(fēng)箱之間約1.5 m高度的區(qū)域時(shí)以5～10 ℃·s-1冷卻速率空冷,然后帶鋼上行進(jìn)入大流量風(fēng)箱時(shí)以15～30 ℃·s-1速率冷卻至表面溫度不高于200 ℃。強(qiáng)冷方式即在氣刀正上方距氣刀垂直距離為500～800 mm處設(shè)置強(qiáng)制空冷裝置,用5～10 ℃的低溫空氣對(duì)帶鋼表面以15～30 ℃·s-1冷卻速率進(jìn)行強(qiáng)制冷卻1～3 s,然后進(jìn)入常規(guī)大流量風(fēng)箱中繼續(xù)以15～30 ℃·s-1的速率冷卻,當(dāng)上行的帶鋼表面溫度不高于460 ℃時(shí),以30～50 ℃·s-1冷卻速率進(jìn)行氣霧冷卻,繼續(xù)上行并通過大流量風(fēng)箱以15～30 ℃·s-1冷卻速率冷卻至帶鋼表面溫度不高于200 ℃。2種鍍層鋼板的厚度均約為0.8 mm,鋼板單面合金鍍層面密度約為76 g·m-2。

在鑄錠和鍍層鋼板上用金剛石切割片切割出尺寸不大于15 mm×15 mm×15 mm的金相試樣,經(jīng)樹脂鑲嵌、砂紙打磨、金剛石拋光膏拋光、機(jī)械震動(dòng)拋光后,用體積分?jǐn)?shù)3%～4%的硝酸乙醇溶液腐蝕3～15 s,用清水和無水乙醇沖洗、強(qiáng)力吹風(fēng)機(jī)快速烘干,采用ZEISS AXIOPHOT2型光學(xué)顯微鏡、FEI-Quanta 450 FEG型掃描電鏡(SEM)觀察顯微組織,用附帶的EDAX能譜儀(EDS)進(jìn)行微區(qū)成分分析。采用DuraScan 50型全自動(dòng)維氏硬度計(jì)測(cè)截面顯微硬度,合金鑄錠的測(cè)試載荷為1.96 N,2種鍍層的測(cè)試載荷為0.098 N,加載時(shí)間均為15 s,測(cè)5～8次取平均值。

制備合金鑄錠的啞鈴狀圓棒拉伸試樣,其平行段直徑、標(biāo)距分別為8,80 mm。制備2種鍍層鋼板的啞鈴狀薄板拉伸試樣,平行段厚度、寬度、標(biāo)距分別為0.8,20,80 mm,拉伸試樣的長(zhǎng)度方向垂直于帶鋼軋向。每組鍍層鋼板拉伸試樣再均分為兩組,一組用于測(cè)試鍍層鋼板的拉伸性能,另一組用于測(cè)試褪鍍層后基板的拉伸性能。褪鍍層工藝:采用質(zhì)量分?jǐn)?shù)約18%的HCl溶液浸泡酸洗鍍層鋼板拉伸試樣,溶液溫度為30～35 ℃,當(dāng)表面呈現(xiàn)均勻的金屬光澤時(shí),在1～3 s內(nèi)將褪鍍層試樣移至裝滿自來水或者去離子水的水槽中浸泡漂洗,取出后用強(qiáng)力冷風(fēng)機(jī)吹干。采用INSTRON-100KN型拉伸試驗(yàn)機(jī)測(cè)試?yán)煨阅?合金鑄錠拉伸試驗(yàn)的測(cè)試標(biāo)準(zhǔn)為GB/T 228.1—2021,而由于鍍層的拉伸性能沒有標(biāo)準(zhǔn)試驗(yàn)方法可參考,作者采用非標(biāo)方法通過測(cè)試鍍層鋼板以及褪鍍層鋼板的拉伸性能來計(jì)算鍍層的拉伸性能。將鍍層/基體界面的冶金層與55Al-Zn-1.6Si合金鍍層簡(jiǎn)化為整體鍍層,并假設(shè)不同拉伸試樣的厚度、力學(xué)性能波動(dòng)可以忽略,采用逼值法設(shè)定鍍層鋼板拉伸試驗(yàn)的規(guī)定延伸率從8%開始以0.5%遞增至鍍層表面首次形成龜裂(通過顯微鏡觀察鍍層表面判斷龜裂)。鍍層、鍍層鋼板、褪鍍層鋼板的屈服強(qiáng)度、規(guī)定總延伸強(qiáng)度滿足以下關(guān)系:

Rp0.2c(t-tm)b=Rp0.2tb-Rp0.2mtmbm

(1)

Rtc(t-tm)b=Rttb-Rtmtmbm

(2)

式中:Rp0.2c,Rp0.2,Rp0.2m分別為鍍層、鍍層鋼板、褪鍍層鋼板的屈服強(qiáng)度;t,tm分別為鍍層鋼板、褪鍍層鋼板拉伸試樣的厚度均值;b,bm分別為鍍層鋼板、褪鍍層鋼板拉伸試樣的寬度均值;Rtc,Rt,Rtm分別為鍍層、鍍層鋼板、褪鍍層鋼板的規(guī)定總延伸強(qiáng)度。

拉伸試驗(yàn)結(jié)束后,采用FEI-Quanta 450 FEG型掃描電鏡觀察斷口形貌。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

由圖1可見,55Al-Zn-1.6Si合金鑄錠的顯微組織更接近平衡組織,主要由面積分?jǐn)?shù)約80%的灰色基體相、約20%的淺白色相以及少量黑色針狀相構(gòu)成。由圖2可知,灰色基體相為富鋁相α(Al)柱狀晶,層狀間隔分布的淺白色相為最后析出的富鋅相, 黑色針狀相為富硅相β(Zn)。先析出的α(Al)相的枝晶臂粗大,β(Zn)、富硅相主要沿α(Al)枝晶臂間隙析出,α(Al)枝晶臂邊緣的灰度比內(nèi)部更淺,說明α(Al)枝晶臂存在成分偏析,枝晶臂邊緣的鋅含量較高,鋁含量較低。

圖1 0～0.5 ℃·s-1凝固冷卻速率下55Al-Zn-1.6Si合金鑄錠的顯微組織Fig.1 Microstructures of 55Al-Zn-1.6Si alloy ingot at solidification cooling rate of 0-0.5 ℃·s-1 : (a) at low magnification and (b) at high magnification

圖2 圖1中不同位置的EDS譜Fig.2 EDS patterns of different positions shown in Fig.1: (a) position 1; (b) position 2; (c) position 3 and (d) position 4

由圖3可見,不同凝固冷卻速率下合金鍍層的低倍顯微組織均為不同大小的六角形鋅花,α(Al)一次枝晶臂沿鋅花中心形核并向6個(gè)方向生長(zhǎng),二次、三次枝晶構(gòu)成了鍍層網(wǎng)格狀骨架,枝晶臂之間是β(Zn),針狀富硅相分布在α(Al)枝晶臂間隙。與鑄錠凝固組織相比,由于鍍層凝固冷卻速率較高,其組織更細(xì)小。與常規(guī)冷卻(凝固冷卻速率5～10 ℃·s-1)條件相比,強(qiáng)冷(凝固冷卻速率15～30 ℃·s-1)條件下的形核點(diǎn)更多,鋅花尺寸更小,一次枝晶臂更細(xì),二次、三次枝晶數(shù)量更多。合金鍍層凝固組織與鋼基體界面存在冶金結(jié)合的合金層,厚度在0.5～2 μm。3種凝固冷卻速率下55Al-Zn-1.6Si合金的凝固組織類型、相組成基本一致,但是隨著冷卻速率的增加,枝晶由接近平衡態(tài)的空間生長(zhǎng)轉(zhuǎn)化為非平衡態(tài)的平面生長(zhǎng),因此鍍層中形成不同尺寸的六角形鋅花。

圖3 不同凝固冷卻速率下55Al-Zn-1.6Si合金鍍層的顯微組織Fig.3 Microstructures of 55Al-Zn-1.6Si alloy coating at different solidification cooling rates: (a, d) surface etched microstructure; (b, e) surface polished microstructure and (c, f) section etched microstructure

2.2 顯微硬度

由表1可知:常規(guī)冷卻鍍層的截面平均硬度最低,而鑄錠和強(qiáng)冷鍍層的截面平均硬度相當(dāng);常規(guī)冷卻鍍層和強(qiáng)冷鍍層的截面硬度測(cè)試值波動(dòng)較大。由圖4可見,常規(guī)冷卻鍍層、強(qiáng)冷鍍層截面硬度壓痕大小有明顯區(qū)別。若壓痕全部位于硬度較高的α(Al)枝晶上,則壓痕尺寸小,所測(cè)硬度較高;若壓痕部分位于β(Zn)上,則壓痕尺寸較大,所測(cè)硬度較低。由微小載荷分散效應(yīng)可知,壓痕尺寸越小,硬度越分散。由于測(cè)定鑄錠試樣硬度時(shí)采用的載荷為1.96 N,為測(cè)試鍍層硬度的20倍,形成的硬度壓痕尺寸較大,因此顯微硬度波動(dòng)最小。常規(guī)冷卻鍍層由于枝晶臂較粗,枝晶臂間隙的β(Zn)尺寸較大,多個(gè)硬度壓痕覆蓋較多β(Zn),因此截面的顯微硬度波動(dòng)較強(qiáng)冷鍍層大,且平均值較低。強(qiáng)冷鍍層的α(Al)枝晶臂細(xì)密,較大程度的晶格畸變提高了鍍層硬度。

表1 不同凝固冷卻速率下55Al-Zn-1.6Si合金的截面顯微硬度

圖4 不同凝固冷卻速率下55Al-Zn-1.6Si合金鍍層的硬度壓痕形貌Fig.4 Hardness indentation morphology of 55Al-Zn-1.6Si alloy coating at different solidification cooling rates

2.3 拉伸性能

55Al-Zn-1.6Si合金鑄錠的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、斷后伸長(zhǎng)率分別為330 MPa,375 MPa,10.5%。不同鍍層鋼板的尺寸和拉伸性能如表2所示。由式(1)計(jì)算得到常規(guī)冷卻鍍層、強(qiáng)冷鍍層的屈服強(qiáng)度分別為273,287 MPa。金屬材料的屈服是位錯(cuò)增殖和運(yùn)動(dòng)的結(jié)果, 晶粒大小、晶界、相鄰晶粒的約束以及第二相等因素影響其屈服強(qiáng)度[19],而鍍層的屈服強(qiáng)度取決于鍍層枝晶數(shù)量、枝晶臂粗細(xì)、鍍層厚度均勻性、鍍層/鋼基體界面合金層厚度均勻性等因素?？芍?強(qiáng)冷鍍層中形成的細(xì)密平面樹枝晶提高了鍍層的屈服強(qiáng)度。2種鍍層的屈服強(qiáng)度都低于55Al-Zn-1.6Si合金鑄錠,這是由于鍍層的變形發(fā)生在鍍層平面,相比厚度方向的變形幾乎可以忽略,樹枝晶間隙偏析的β(Zn)較多,而β(Zn)的低硬度、低屈服強(qiáng)度降低了鍍層整體的屈服強(qiáng)度。由式(2)計(jì)算得到常規(guī)冷卻鍍層和強(qiáng)冷鍍層的規(guī)定總延伸強(qiáng)度分別為389,406 MPa,由于鍍層厚度僅約20 μm,出現(xiàn)龜裂后很容易擴(kuò)展,因此可認(rèn)為鍍層首次出現(xiàn)表面龜裂時(shí)對(duì)應(yīng)的規(guī)定總延伸強(qiáng)度與鍍層的抗拉強(qiáng)度相差不大,如何更加精確測(cè)量鍍層的抗拉強(qiáng)度有待進(jìn)一步探討。2種鍍層鋼板的斷后伸長(zhǎng)率、屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度相差不大,說明與普通鋅花的常規(guī)冷卻工藝相比,基于小鋅花的強(qiáng)冷工藝對(duì)DC51D+AZ鍍層鋼板拉伸性能的影響不大。

表2 不同鍍層鋼板、褪鍍層鋼板的尺寸和拉伸性能

由圖5可見,2種鍍層鋼板拉伸斷口側(cè)面覆蓋的鍍層出現(xiàn)龜裂,碎片黏附在鋼板表面,局部發(fā)生剝離,基體斷口有大量韌窩,鍍層拉伸斷口主要為沿α(Al)晶界的結(jié)晶狀形貌。鍍層網(wǎng)格狀的枝晶間隙為最后凝固微區(qū),形成針狀富硅相與β(Zn),并伴有偏析、夾渣、微孔等缺陷,這降低了鍍層的塑性,有利于裂紋沿樹枝晶間隙擴(kuò)展;鋼板基體的斷后伸長(zhǎng)率較高,韌性較好;鍍層/鋼基體界面的鋁鐵硅合金層與基體的結(jié)合強(qiáng)度高于其與鍍層的結(jié)合強(qiáng)度[20],同時(shí)鋁鐵硅合金層由金屬間化合物組成,硬度高,呈脆性。因此,在拉伸過程中,鋁鐵硅合金層首先開裂,然后鍍層出現(xiàn)龜裂,最后鋼基體發(fā)生韌性斷裂。拉伸時(shí)龜裂的鍍層仍通過碎片方式釘扎基體,抑制基體的塑性變形,因此與褪鍍層鋼板相比,鍍層鋼板的斷后伸長(zhǎng)率較低。

圖5 不同凝固冷卻速率下鍍層鋼板的拉伸斷口SEM形貌Fig.5 Tensile fracture SEM morphology of coated steel plates at different solidification cooling rates

3 結(jié) 論

(1) 分別在0～0.5,5～10,15～30 ℃·s-1凝固冷卻速率下得到的55Al-Zn-1.6Si合金鑄錠以及常規(guī)冷卻和強(qiáng)冷55Al-Zn-1.6Si合金鍍層的組織和物相組成基本一致,均由α(Al)、β(Zn)以及少量沿α(Al)晶界析出的針狀富硅相組成;隨著凝固冷卻速率的提高,枝晶由接近平衡態(tài)的空間生長(zhǎng)轉(zhuǎn)化為非平衡態(tài)的平面生長(zhǎng),組織細(xì)化;鍍層中形成六角形鋅花,且強(qiáng)冷鍍層中的鋅花更小。

(2) 鑄錠、常規(guī)冷卻鍍層和強(qiáng)冷鍍層的硬度分別為123,106,125 HV。強(qiáng)冷鍍層的屈服強(qiáng)度(287 MPa)高于常規(guī)冷卻鍍層(273 MPa),低于鑄錠(330 MPa);常規(guī)冷卻鍍層和強(qiáng)冷鍍層表面首次形成龜裂時(shí)的規(guī)定總延伸率分別為11%,12%,對(duì)應(yīng)的規(guī)定總延伸強(qiáng)度分別為389,406 MPa。

(3) 2種鍍層鋼板的斷后伸長(zhǎng)率、屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度相差不大,說明基于小鋅花的強(qiáng)冷工藝對(duì)鍍層鋼板拉伸性能的影響不大。2種鍍層拉伸斷口主要為α(Al)枝晶的結(jié)晶狀斷口形貌,在拉伸過程中,鍍層與鋼板界面處的鋁鐵硅合金層首先開裂,然后鍍層出現(xiàn)龜裂,最后鋼基體發(fā)生韌性斷裂。