Cr-Mo系与高Al系合金化热镀锌DP590性能对比

杜小峰 杜 蓉 陈园林 杨 芃 丁 涛

(1.宝钢股份中央研究院(武钢有限技术中心) 湖北 武汉：430080；2.宝钢股份武汉钢铁有限公司 湖北 武汉：430083)

双相钢(Dual Phase Steel，简称DP钢)以马氏体等第二相粒子分布于铁素体基体中,具有低屈强比、高强度、易成型、初始加工硬化指数高等特点[1]。

合金化热镀锌双相钢通常添加Cr、Mo元素增加淬透性，以获得铁素体+马氏体双相组织。但Cr、Mo元素价格贵，合金成本较高。为降低生产成本，本论文采用高Al系双相钢进行试生产，并与Cr-Mo系双相钢性能进行对比，以探讨高Al系合金化热镀锌双相钢的生产可行性。

1 试验材料与方法

试制钢DP590分别采用Cr-Mo系和高Al系两种成分体系，其化学成分如表1所示。采用Quanta 400扫描电子显微镜对其形貌进行观察，采用Neophotz金相显微镜对其金相组织进行观察，样品均沿轧制方向进行观察。力学性能实验在WE-60万能拉伸机上进行，拉伸试样加工成横向试样，试样宽度为20mm，标距为80mm。镀层Fe含量采用等离子体发射光谱法(ICP)进行测量，基板成分随深度分布曲线采用辉光光谱仪(GDOES)进行测量。

表1 试验材料的化学成分(wt%)

两种成分体系DP590试制钢生产工艺保持一致，其关键工艺点控制如下：热轧板坯加热温度≥1200℃，终轧温度≥880℃，卷取温度≤620℃；冷轧压下率68%，热镀锌退火温度为790℃，合金化温度480℃。

2 结果与讨论

2.1 金相组织

图1为两种成分体系DP590试制钢的金相组织，可见高Al系双相钢基体组织均匀，马氏体均匀分布在铁素体晶界；而Cr-Mo系双相钢存在大量轻微带状组织。

图1 试制钢金相组织

钢种冶炼连铸坯在凝固过程中，由于钢中各元素的扩散速度不一样，容易产生枝晶偏析。碳元素容易均匀扩散，而其他合金元素扩散较困难且不容易均匀化，尤其是Mn元素的原始偏析是不能忽略的[2]。从表1可知，Cr-Mo系试制钢Mn含量远高于高Al系试制钢，因此Cr-Mo系试制钢Mn元素原始偏析更重，从而更易形成带状组织。

2.2 力学性能

表2是两种成分体系DP590试制钢的力学性能，两种试验钢均能满足力学性能要求，相比Cr-Mo系DP590，高Al系DP590具有更高的延伸率和n值，综合性能更好。这是因为Cr-Mo系试制钢存在较多带状组织，组织均匀性较差，从而导致强度较高、延伸率和n值下降。

表2 试制钢力学性能

2.3 合金化镀层结构

两种成分体系DP590试制钢的合金化镀层表面形貌如图2所示，均由δ相和少量ζ相构成，未见明显差异。镀层中Fe含量如表3所示，均在11%左右，且在操作侧(W.S.)、中部(Center)、传动侧(D.S.)即钢板边中边不同位置Fe含量波动较小，合金化程度均匀良好。由此可知，高Al系及Cr-Mo系DP590试制钢均可满足合金化镀层要求。

图2 试制钢镀层表面形貌

表3 合金化镀层中Fe含量(wt%)

2.4 试制过程存在问题

试制过程中发现，Cr-Mo系DP590试制钢镀层表面状态良好，但高Al系DP590试制钢镀层表面存在类似“山水画”缺陷。对高Al系试制钢缺陷部位取样分析发现，缺陷部位存在明显漏镀，如图3所示。

图3 高Al系DP590试制钢缺陷部位表面形貌及成分分析

图4为两种成分体系DP590试制钢成分分布曲线，由图4(b)中可见：高Al系试制钢中，Al元素在基板表层明显富集，基板表层含量可达1.3%，而其添加量仅有0.9%左右；相较而言，Cr-Mo系试制钢中，Cr、Mo、Al元素均未在基板表层形成富集。

图4 DP590试制钢成分分布曲线

研究表明[2,3]，Al、Si元素与氧的亲和力较Cr、Mo元素强，在退火过程中，更易与保护气氛中的氧或水气反应，形成氧化物颗粒。这些氧化物导致锌液浸润性较差，钢板镀锌过程受到一定抑制，从而形成漏镀点。若要保证表面质量，需要增加预氧化功能或提高退火炉露点。

3 结论

(1)Cr-Mo系DP590合金化热镀锌板由于Mn含量较高，基体组织存在带状组织，强度偏高，延伸率和n值偏低。

(2)高Al系DP590合金化热镀锌板相较Cr-Mo系DP590，微观组织更加均匀，具有更高的延伸率和n值，综合性能更优良。

(3)高Al系DP590合金化热镀锌板由于Al元素添加过多，会在基板表面形成氧化物富集，影响锌液浸润性从而造成漏镀，需要增加预氧化功能或提高退火炉露点改善漏镀。