低合金高强度角钢热镀锌层局部结合力差异原因分析

顾佳羽， 梁国威， 赖德林， 万先兰， 车淳山

(1. 常熟风范电力设备股份有限公司， 江苏 常熟 215551；2. 华南理工大学材料科学与工程学院， 广东 广州 510640)

0前 言

特高压技术是指交流1 000 kV 以及直流800 kV以上电压等级的输电工程。 随着我国特高压交、直流输电工程的建设，铁塔趋于大型化，常用的Q235 和Q355 热轧角钢强度和规格难以满足工程使用要求，Q420/Q460 高强钢相比Q235 和Q355 钢具有高屈服点承载力，可有效提高构件强度和承载力，减少铁塔耗材30%以上，从而降低工程总投资[1]。

GB/T 1591-2018“低合金高强度结构钢”[2]表1中规定了Q420 和Q460 的化学成分范围，其中含Si 量不大于0.55%，含P 量不大于0.03%或0.035%。 此类钢等价Si(即Si+2.5P)的化学成分实测值均大于0.3%，在热镀锌领域，这类钢称为高硅活性钢。 高硅活性钢在热镀锌时往往出现热镀锌层较厚、且容易出现热镀锌层颜色不均匀现象(俗称“色差”)[3]。 为了减少或避免此类钢的“色差”现象，热镀锌生产中往往采取较低的热镀锌温度(如436～438 ℃)。 我公司采购的某批角钢进行热镀锌时出现了部分区域热镀锌层结合力不佳、锤击试验不合格的现象。 热镀锌层作为一种防钢铁大气腐蚀的方法，镀层厚度和镀层/基体结合力是评价热镀锌层合格性的必要条件。 针对角钢热镀锌层出现的热镀锌层结合力不佳的问题，本工作从热镀锌层的微观组织着手进行了分析研究，以期找到故障原因和解决办法。

1 试 验

1.1 角钢试样

将Q420B 角钢在436 ℃浸镀5 min 获得热镀锌角钢试样，对试样采用GB 2694 锤击试验，试验结果数码照片见图1。

图1 Q420B 角钢热镀锌试样锤击试验照片Fig. 1 Hammering test image of Q420B angle steel after hot dip galvanizing

由图1 可见，该镀锌角钢整体呈现锌的金属光泽，无色差。 锤击试验结果发现，部分区域(图1 中a 处)热镀锌层的结合力良好，仅存在凹陷的压痕；而部分区域(图1 中b 处)镀锌层的结合力差，出现凸起鼓泡，甚至剥落。

1.2 钢材的化学成分

Q420B 角钢的主要化学成分如表1 所示，其中等价Si(Si+2.5P)为0.435%。

表1 Q420B 钢材的化学成分(质量分数)Table 1 Chemical composition of Q420B

1.3 锌液成分

热镀锌锌液中的主要合金元素Fe、Ni、Al 的化学分析测试结果如表2 所示。

表2 锌液的主要化学成分Table 2 Chemical composition of zinc bath

1.4 试样制备

在热镀锌角钢试样上分别选取图1 中a 处典型的结合力好及图1 中b 处结合力差的部位，用线切割机切出10 mm×10 mm 的试样。

试样用不同牌号金相砂纸打磨，将镀件截面磨至表面光滑平整，采用抛光剂机械抛光约5 min 至表面光亮无划痕，然后采用侵蚀液侵蚀3～5 s，即可获得微观形貌观察试样，进行金相观察，并在Quanta 200 扫描电子显微镜(SEM)下观察镀层截面微观特征，采用配套的INCA x-act 能谱仪(EDS)定量分析相的微区成分确定相组成。

2 试验结果和分析

图2 为热镀锌角钢结合力好部位的镀层截面组织以及锤击压痕处的镀层组织微观SEM 形貌。 由图2a并结合EDS 结果分析可知，镀层为典型的高硅钢的镀层组织，从钢基向外分别由薄且不连续的锯齿状δ层、厚且破碎块状ζ层及最表面的纯锌η层组成，其中ζ层厚度约180 μm，δ层厚度约5～10 μm，ζ层占镀层总厚度的95%以上。 锤击试验后，锤击中心的组织(ζ晶粒)明显被挤压，压痕中心两侧的ζ晶粒被挤压和推移，整个压痕区未出现裂纹，如图2b 所示。

图2 结合力好区域的热镀锌层微观形貌Fig. 2 Micromorphology of the hot-dip galvanized layer in areas with good binding force

图3 为热镀锌角钢层结合力差部位镀层截面镀层组织。 从图3a 可以看到，镀层的厚度约为190 μm，其厚度与结合力好的镀层厚度基本相同，其中ζ 层的厚度占总厚度的90%以上。 与图2a 相比，镀层的组织略有不同，主要表现为:(1)ζ 层为厚且破碎状的组织，但晶粒较粗大，具有明显的柱状晶特征；(2)δ 层连续致密且厚度均匀，厚度约5 μm。 图3b 为锤击鼓泡附近区域的截面微观形貌。 由图可见，镀层与钢基体之间从左至右逐渐出现明显的水平状裂纹，呈现越来越开的剥离状态，表明在锤击作用下，镀层的开裂剥落直接发生在钢基与合金相层界面处，整个镀层从基体剥离。

图3 结合力差区域的热镀锌层微观形貌Fig. 3 Micromorphology of the hot-dip galvanized layer in the region of the binding force difference

图4a，4b 分别为结合力好及结合力差的部位的钢基体金相组织。 由图4 可见，2 种部位的基体组织有所不同。 对于镀层结合力好的区域(图4a)，靠近镀层的基体边缘处黑色区域减少，黑色区域总量亦减少，但黑色区域的分布位置和组织状态与基体内部类似，即:黑色区域主要分布在多边形白色晶粒之间，组织形态呈不规则形状。 根据钢的金相组织特点可以推断:(1)白色区域应为铁素体(F)，黑色区域应为珠光体类组织(P)。 对于镀锌层结合力差的区域(图4b)，靠近镀层的基体边缘处黑色区域大量减少且弥散，黑色区域总量亦大量减少。 黑色区域更多分布在多边形白色区域的内部。 据此推断:(1)白色区域应为铁素体(F)以及贝氏体(B)；(2)黑色区域应为珠光体类组织。

图4 钢材基体的金相组织Fig. 4 Metallographic organization of the steel matrix

3 讨 论

3.1 热镀锌镀层的形成过程

常规热镀锌层主要由锌铁合金层和纯锌层组织组成。 锌铁合金层从外到内依次由η-纯锌、ζ(FeZn13)、δ(FeZn10)和Γ(Fe4Zn21)层组成，其中ζ 和δ 是铁锌合金层的主要组成部分[4]。 当工件浸入熔融锌液时，因温度较高，Fe 和Zn 会发生冶金扩散，从而形成一系列Fe-Zn合金层。 一般认为，Fe 和Zn 发生反应时，ζ 相为优先生成相，然后随着Fe-Zn 扩散的进行，再出现δ 相和/或Γ 相。 高硅钢的热镀锌层的典型组织一般为破碎的ζ 相和不连续的层状δ 组成。

3.2 角钢镀锌层不同区域出现结合力差异的原因

热镀锌层是由一系列Fe-Zn 金属间化合物层与钢基结合，故热镀锌层的结合力要明显优于电镀锌层、热喷涂锌层等。 但热镀锌层的结合力也受到镀层厚度、镀层组织形态、镀锌温度、钢材状态、镀锌操作、锌液成分等因素影响[5]。

本工作所述的角钢镀锌试样是在同一条角钢的相邻部位截取的，其镀锌温度、镀锌操作以及锌液成分可以认为是相同的，而从图2 和图3 的镀层厚度结果看，镀层结合力好和差的区域厚度均很接近。 因此角钢镀层结合力的差异应主要取决于镀层的组织形态和钢材状态。

比较镀层结合力好(图2a)和镀层结合力差(图3a)部位的显微组织，镀层结合力好的区域，ζ 相对而言更加破碎，柱状晶更加细小，δ 层更薄且不连续。 这是典型的高硅钢热镀锌层组织。 这种镀层组织在受到外力冲击下，ζ 相由于细小破碎而容易通过错位变形来消除部分冲击能量，同时δ 层由于薄且不连续，可以通过变形来承受冲击能量，因而在锤击下镀层只发生塑性变形而不产生开裂。 反之，镀锌层结合力差的区域，ζ相更加粗大，δ 层较厚且连续。 这种镀层组织在受到外力冲击下，由于粗大的ζ 相难以错位而会将绝大部分冲击能量传递给δ 层，同时由于δ 层较厚且连续，加上合金相层硬而脆的特点，在受到冲击下只能通过开裂来释放能量，造成整个镀层从基体处剥离。

造成热镀锌角钢局部镀锌组织产生差异的原因可能是由于角钢在生产加工过程中局部组织产生了差异。 根据金属凝固的理论，低碳钢在高温下等温冷却或者缓慢冷却时，微观组织应为铁素体(F)和珠光体类(珠光体P，索氏体S 和屈氏体T)组织的平衡或类平衡组织；当冷却速度加快时，Fe 和C 来不及充分扩散，则可能会出现贝氏体(B)，甚至出现马氏体(M)等非平衡组织。 因固溶强化、晶格畸变、内应力等原因，会影响热镀锌时铁锌的扩散。 当热镀锌反应时铁的扩散受到抑制时，则会抑制ζ 的生长和促进δ 的生长，造成ζ 相形成得少而粗，δ 相形成得厚且连续。 变厚的δ 层导致热镀锌层的结合力变差，热镀锌层出现剥落的主要部位是镀层/基材界面(如图3b)。

4 结 论

(1)热镀锌角钢出现镀层与钢基结合力差异的原因与镀层局部组织状态存在差异有关。 结合力好区域的镀层组织由小柱状或小块状ζ 层和不连续锯齿状δ层构成。 锤击处整体以凹坑形式存在，合金层被挤压变形但未出现裂纹；结合力差区域的镀层组织由较粗大柱状或大块状的ζ 层和连续且厚的δ 层构成；锤击处镀层从基体界面处剥离。

(2)钢基体的表面组织状态不均匀性是造成镀层组织局部产生差异的原因。 由于角钢在生产中表面成分分布不均，且加工过程中表面温度控制不当，局部出现非平衡组织。 该区域因固溶强化、晶格畸变、内应力等原因，在一定程度上抑制影响锌铁锌的扩散，抑制ζ相生长，促进δ 相生长，不利于热镀锌层的结合力。