蔣光銳，王海全，劉廣會(huì)，周建，滕華湘

（1.首鋼集團(tuán)有限公司技術(shù)研究院，北京 100043；2.綠色可循環(huán)鋼鐵流程北京市重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室， 北京 100043；3.首鋼京唐聯(lián)合鋼鐵有限責(zé)任公司，河北 唐山 063200）

降低車身質(zhì)量可減少燃油和電力的消耗，故汽車企業(yè)普遍采用先進(jìn)高強(qiáng)鋼來(lái)制造汽車車身。為了獲得強(qiáng)度和塑性的組合，先進(jìn)高強(qiáng)鋼通常需要含有較多合金元素，如碳、錳、硅。然而，在傳統(tǒng)的連續(xù)退火生產(chǎn)線上，先進(jìn)高強(qiáng)鋼中的硅和錳元素傾向于優(yōu)先與氣氛中的氧反應(yīng)，在表面形成氧化物[1-2]。這種表面氧化物難與鋅液反應(yīng)，降低了高強(qiáng)鋼在連續(xù)熱浸鍍時(shí)與鋅液的浸潤(rùn)性[3-4]，阻礙了Fe-Al 抑制層的形成[5]，造成先進(jìn)高強(qiáng)鋼可鍍性降低，形成鍍層表面漏鍍等缺陷。

目前，改善先進(jìn)高強(qiáng)鋼可鍍性的方法有四種。第一種是采用“加熱階段氧化-均熱階段還原”的退火技術(shù)[6-7]，在加熱階段形成鐵的氧化物，阻礙其他合金元素發(fā)生表面選擇性氧化，然后在均熱階段將鐵的氧化物還原為海綿鐵。這種技術(shù)要求對(duì)鐵的氧化物厚度做到精確控制，確保還原階段能夠?qū)㈣F的氧化物完全還原。第二種方法是提高露點(diǎn)溫度[8-9]，將表面選擇性氧化轉(zhuǎn)化為次表層選擇性氧化，但這種方法并不適用于所有鋼種[10]。第三種方法是在先進(jìn)高強(qiáng)鋼中添加微量表面偏聚元素，如Sn[11]、Sb[12]、Bi[13]等，改變表面合金元素氧化物的形態(tài)，提高高強(qiáng)鋼的可鍍性。但是，添加微量元素可能對(duì)先進(jìn)高強(qiáng)鋼力學(xué)性能產(chǎn)生影響，有一定局限性。第四種方法是退火前在先進(jìn)高強(qiáng)鋼表面預(yù)先鍍上一層金屬，如Cu[14-15]、Fe[14,16]、Ni[17-18]等，抑制退火過(guò)程中合金元素在表面選擇性氧化。Kim 等[17]在一種孿晶誘發(fā)塑性鋼（TWIP 鋼）表面預(yù)鍍了一層50 nm 厚的Ni，然后進(jìn)行常規(guī)退火，發(fā)現(xiàn)預(yù)鍍鎳層能夠減小表面氧化層的厚度，提高其在鋅液中的浸潤(rùn)性。但是，該研究使用的鍍鎳方法為電子束蒸鍍，難以在連續(xù)退火生產(chǎn)線上實(shí)現(xiàn)，并且鋼中含有17%Mn，與常見(jiàn)的C-Mn-Si 先進(jìn)高強(qiáng)鋼的成分體系差異較大。Zhong 等[18]使用電鍍工藝在0.11%C- 1.9%Mn-0.27%Si 高強(qiáng)鋼表面預(yù)鍍一層Ni，研究了鍍鎳樣品在-20 ℃露點(diǎn)溫度下退火后的表面選擇性氧化行為，認(rèn)為鍍鎳層能夠顯著抑制該鋼種的選擇性氧化。但是該研究使用的鍍鎳層厚度為5～12 μm，沒(méi)有研究極薄鍍鎳層的影響規(guī)律。

本研究以0.15%C-1.1%Mn-0.4%Si 成分的先進(jìn)高強(qiáng)鋼為研究對(duì)象。在退火前，采用電沉積方法在材料表面沉積一層鎳鍍層，鎳層厚度大約為100 nm，然后進(jìn)行退火模擬。研究了退火后材料表面氧化物形貌及深度分布，并與未鍍鎳樣品進(jìn)行比較。

1 試驗(yàn)材料和方法

選擇化學(xué)成分為0.15%C-1.1%Mn-0.4%Si 的先進(jìn)高強(qiáng)鋼為試驗(yàn)對(duì)象，經(jīng)過(guò)熔煉、熱軋和冷軋，獲得厚度為0.8 mm 的冷硬板。將冷硬板切割為200 mm× 120 mm 尺寸的試驗(yàn)樣品，用乙醇和丙酮除去油污，然后用砂紙將表面拋光，使得表面粗糙度Ra 達(dá)到0.15±0.1 μm。退火前，在樣品表面預(yù)先電鍍一層鎳。電鍍鎳所用的陽(yáng)極為鎳板，滿足GB/T 5235 要求，純度不小于99.98%。電鍍所用的鍍液組成為：200 g/L六水硫酸鎳，10 g/L 氯化鈉，35 g/L 硼酸，60 g/L 無(wú)水硫酸鈉，0.1 g/L 十二烷基硫酸鈉。電鍍?cè)囼?yàn)時(shí)，用硫酸將鍍液的pH 值控制在5.0～5.5 之間，鍍液溫度為20～25 ℃，電流密度為0.4 A/dm2，通過(guò)控制電鍍時(shí)間，獲得厚度約為100 nm 的電鍍層。作為對(duì)比，部分樣品表面不鍍鎳。

在一臺(tái)鍍鋅模擬器中進(jìn)行模擬退火處理，退火的保溫溫度為800 ℃，此時(shí)，該鋼種中的鐵素體和奧氏體的體積分?jǐn)?shù)相等。將試驗(yàn)樣品放入鍍鋅模擬器中，以5 K/s 的速度加熱到800 ℃，保溫10 s 和50 s，然后在氮?dú)庵锌焖倮鋮s到室溫，冷卻速度為10 K/s。在加熱和保溫過(guò)程中，樣品處于氫氣和氮?dú)饣旌蠚怏w氣氛中，氮?dú)夂蜌錃獾募兌染鶠?9.99%，氫氣體積分?jǐn)?shù)為3%，混合氣體的露點(diǎn)溫度為-50 ℃。

使用場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡（JSM7001F）觀察樣品表面形貌，加速電壓為15 kV，通過(guò)其附帶的X 射線能譜儀分析樣品表面化學(xué)元素。進(jìn)一步使用輝光放電光譜（LECO GDS850A）分析樣品表層的合金元素深度分布。

使用X 射線光電子能譜儀（ESCALAB 250Xi）分析樣品表面合金元素的結(jié)合能，使用單色Al K 射線源，樣品傾斜角度為45°，分析斑點(diǎn)直徑為650 μm。元素結(jié)合能的寬譜采用1 eV 步長(zhǎng)掃描，再采用0.1 eV步長(zhǎng)掃描獲得每個(gè)元素的結(jié)合能。所有元素結(jié)合能均使用284.6 eV 的C 1s 峰進(jìn)行校正，然后用Shirley 近似去除背景信息。

2 結(jié)果與討論

鍍鎳與未鍍鎳樣品退火保溫10 s 后的表面形貌如圖1 所示。鍍鎳樣品表面覆蓋一層疏松的鍍鎳層，在鍍鎳層表面有零散分布的顆粒狀氧化物，而未鍍鎳樣品表面散布著大量氧化物顆粒。氧化物呈不規(guī)則的圓形或長(zhǎng)圓形，分布在基板的晶粒中和晶界上，尺寸不超過(guò)5 μm。退火保溫50 s 后，未鍍鎳和鍍鎳樣品表面氧化物數(shù)量都明顯增加，如圖2 所示。鍍鎳與未鍍鎳樣品表面的X 射線能譜分析結(jié)果如表1 所示。從能譜分析結(jié)果也可以發(fā)現(xiàn)，未鍍鎳樣品表面的O、Si、Mn 元素均比鍍鎳樣品多。保溫時(shí)間延長(zhǎng)，會(huì)略微增加表面合金元素Si 和Mn 的含量，同時(shí)顯著降低預(yù)鍍鎳樣品表面的鎳含量，這可能是由于更多的鎳擴(kuò)散到樣品內(nèi)部。

圖1 樣品退火保溫10 s 后的表面形貌（箭頭所指為氧化物） Fig.1 Surface morphology of the annealed sample soaking for 10 s (oxides are pointed by arrows): a) with prior Ni plating; b) without prior Ni plating

圖2 樣品退火保溫50 s 后的表面形貌（箭頭所指為氧化物） Fig.2 Surface morphology of the annealed sample soaking for 50 s (oxides are pointed by arrows): a) with prior Ni plating; b) without prior Ni plating

表1 樣品表面X 射線能譜法分析結(jié)果 Tab.1 EDS results on the surface wt.%

預(yù)鍍鎳和未預(yù)鍍鎳樣品退火保溫10 s 后的表層元素深度分布如圖3 所示。未預(yù)鍍鎳樣品表面存在明顯的Si、Mn 富集峰，其深度均為30 nm，Mn 的富集峰值約為12.1%，而Si 的富集峰值約為3.9%。預(yù)鍍鎳樣品表面層不存在明顯的Si、Mn 富集峰，表面的Mn 和Si 含量分別為5.8%和3.0%，均小于未鍍鎳樣品。與未鍍鎳樣品相比，預(yù)鍍鎳樣品表面Mn 含量（以質(zhì)量分?jǐn)?shù)計(jì)）大約減少了52%，Si 大約減少了23%。

保溫時(shí)間延長(zhǎng)至50 s 后，兩種樣品的表層元素深度分布如圖4 所示。未預(yù)鍍鎳樣品表面Si、Mn 的富集峰深度增加到約 50 nm，Si 的富集峰值增加到4.8%，Mn 的富集峰值增加到15.1%。而預(yù)鍍鎳樣品表面出現(xiàn)Si 和Mn 的富集峰，富集峰深度約為36 nm，Mn 和Si 的富集峰值分別為8.8%和2.8%。與未預(yù)鍍鎳樣品相比，預(yù)鍍鎳樣品表面Si 和Mn 的富集量均降低42%。

圖3 未鍍鎳和鍍鎳樣品退火保溫10 s 后的表層元素深度分布 Fig.3 Depth distribution of surface elements of the annealed samples with or without prior Ni plating soaking for 10 s

以合金元素富集峰包圍的面積近似作為合金元素在表層的富集量，計(jì)算結(jié)果如圖5 所示?？梢园l(fā)現(xiàn)，增加保溫時(shí)間和未預(yù)鍍鎳，都會(huì)增加表層Si、Mn 的富集量。同時(shí)，未鍍鎳樣品表面的Mn 元素富集量大約是預(yù)鍍鎳樣品的1.7 倍，與保溫溫度關(guān)系不明顯，而未鍍鎳樣品表面的Si 元素富集量大約是預(yù)鍍鎳樣品表面的1.2～1.5 倍，保溫時(shí)間越長(zhǎng)，差異越明顯。

圖6 是退火保溫時(shí)間對(duì)預(yù)鍍鎳樣品表面鎳元素分布的影響?？梢园l(fā)現(xiàn)，退火后，樣品表面的鎳元素峰深度幾乎沒(méi)有太大變化，都是0.1～0.11 μm，但是峰值含量明顯降低。退火前，表面幾乎為一層純鎳層，鎳含量（以質(zhì)量分?jǐn)?shù)計(jì)）達(dá)到95%；而退火保溫10 s后，由峰值下降至39%；退火保溫50 s 后，進(jìn)一步 降低到20%。這表明鎳發(fā)生了向內(nèi)擴(kuò)散，退火10 s后，大部分鎳已經(jīng)擴(kuò)散到鐵基體中。該結(jié)果與X 射線能譜分析結(jié)果吻合。

圖5 表面合金元素的富集程度 Fig.5 Alloying element enrichment on the external surface

圖6 保溫時(shí)間對(duì)預(yù)鍍鎳樣品表面鎳深度分布的影響 Fig.6 Influence of soaking time on surface depth profile of Ni of the prior plating samples

樣品表面合金元素的結(jié)合能及化合物種類如表2所示，其中化合物種類根據(jù)NIST 光電子能譜結(jié)合能的數(shù)據(jù)庫(kù)[19-20]確定?？梢园l(fā)現(xiàn)，預(yù)鍍鎳樣品表面的金屬元素結(jié)合能較低，化合物以無(wú)定型的硅氧化物以及低價(jià)態(tài)錳的氧化物為主，當(dāng)保溫時(shí)間為10 s 時(shí)，表面甚至能檢測(cè)到金屬錳。而未鍍鎳樣品表面的金屬結(jié)合能普遍高一點(diǎn)，當(dāng)保溫時(shí)間達(dá)到50 s 時(shí)，出現(xiàn)了錳的高價(jià)態(tài)氧化物（MnO2）以及晶態(tài)的SiO2。

根據(jù)Ellingham 圖[21]可知，與Si、Mn、Fe 相比，Ni 與O 的化學(xué)親和性更低，在試驗(yàn)中幾乎不會(huì)發(fā)生明顯的氧化。氧在鎳中的擴(kuò)散系數(shù)顯著低于氧在鐵素體中的擴(kuò)散系數(shù)，與氧在奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù)相近，如圖7 所示。當(dāng)溫度為800 ℃時(shí)，氧在鎳中的擴(kuò)散系數(shù)為1.76×10-8cm2/s，根據(jù)Fick 第二定律計(jì)算可知，氧擴(kuò)散通過(guò)100 nm 的鎳層只需要0.006 s，遠(yuǎn)小于試驗(yàn)的保溫時(shí)間。因此，預(yù)鍍鎳層不能阻礙氧通過(guò)鎳層向材料內(nèi)部充分?jǐn)U散。

表2 樣品表面的元素結(jié)合能及對(duì)應(yīng)的化合物種類 Tab.2 Binding energy of alloying elements and the corresponding compounds on the external surface

圖7 氧在鎳以及鐵素體和奧氏體中的擴(kuò)散系數(shù) Fig.7 Diffusivity of oxygen in nickel, ferrite and austenite

根據(jù)Fe-Ni 二元相圖[24]，當(dāng)溫度為800 ℃時(shí)，如果鎳含量（以質(zhì)量分?jǐn)?shù)計(jì)）超過(guò)4.5%，則鐵和鎳形成固溶體γ(Fe,Ni)。從輝光分析結(jié)果可知（圖6 所示），預(yù)鍍鎳試驗(yàn)樣品在表面以下0.5 μm 范圍內(nèi)，鎳超過(guò)5%。因而推測(cè)，在退火過(guò)程中，預(yù)鍍鎳樣品在表面以下0.5 μm 范圍內(nèi)形成了含有Si 和Mn 的γ(Fe,Ni)。比較了800 ℃下Si 和Mn 在γ-Ni、α-Fe、γ-Fe 中的擴(kuò)散系數(shù)，并計(jì)算了Si 和Mn 在基體中的平均擴(kuò)散系數(shù)，如表3 所示，其中平均擴(kuò)散系數(shù)為α-Fe 和γ-Fe 中擴(kuò)散系數(shù)的加權(quán)和?？梢园l(fā)現(xiàn)，Si 在γ-Ni 中的擴(kuò)散系數(shù)明顯小于在α-Fe 和γ-Fe 中的擴(kuò)散系數(shù)，而Mn 在γ-Ni 中的擴(kuò)散系數(shù)小于在α-Fe 中的擴(kuò)散系數(shù)，與在γ-Fe 中的擴(kuò)散系數(shù)基本相當(dāng)。由于該試驗(yàn)鋼種在800 ℃退火時(shí)鐵素體與奧氏體體積分?jǐn)?shù)相等，因而Si、Mn 在基板中的平均擴(kuò)散系數(shù)顯著高于在鎳中的擴(kuò)散系數(shù)。這也說(shuō)明，由于合金元素在鎳中的擴(kuò)散系數(shù)顯著低于在基體中的擴(kuò)散系數(shù)，使得合金元素難以擴(kuò)散到表面并發(fā)生氧化，從而抑制了合金元素Si、Mn 的表面選擇性氧化。

表3 800 ℃下Si 和Mn 在γ-Ni、α-Fe、γ-Fe 中的擴(kuò)散系數(shù)以及在基體中的平均擴(kuò)散系數(shù) Tab.3 Diffusivity of Si and Mn in γ-Ni, α-Fe, γ-Fe and the average diffusion coefficient in the matrix at 800 ℃

3 結(jié)論

以一種化學(xué)成分為0.15%C-1.1%Mn-0.4%Si 的先進(jìn)高強(qiáng)鋼為對(duì)象，研究了100 nm 厚度的預(yù)鍍鎳層對(duì)該高強(qiáng)鋼在退火中選擇性氧化行為的影響，得出以下結(jié)論：

1）退火后，預(yù)鍍鎳樣品表面依然覆蓋鎳層，鎳層表面出現(xiàn)了零星分布的氧化物，而未鍍鎳樣品退火后，晶粒和晶界位置都出現(xiàn)大量顆粒狀氧化物。

2）增加保溫時(shí)間和不預(yù)鍍鎳，都會(huì)增加樣品表面Si、Mn 的富集量。

3）未鍍鎳樣品表面Mn 元素的富集量大約是預(yù)鍍鎳樣品的1.7 倍，與保溫溫度關(guān)系不明顯，而表面Si 元素的富集量大約是預(yù)鍍鎳樣品的1.2～1.5 倍，保溫時(shí)間越長(zhǎng)，差異越明顯。

4）預(yù)鍍鎳樣品表面氧化物以無(wú)定型的硅氧化物以及低價(jià)態(tài)的錳氧化物為主，甚至有金屬錳。而未鍍鎳樣品表面出現(xiàn)了錳的高價(jià)態(tài)氧化物以及晶態(tài)的SiO2。

5）合金元素Si 和Mn 在Ni 中的擴(kuò)散系數(shù)顯著小于在Fe 中的擴(kuò)散系數(shù)，主要原因是預(yù)鍍鎳層抑制了高強(qiáng)鋼選擇性氧化。