热轧碳钢中C元素活动特性及其应用

2021-11-02田建岭张志强

中国金属通报 2021年11期

田建岭，杨韬，张志强

（河钢集团邯郸分公司，河北邯郸 056000）

冷成型用钢HRLC是一种低碳热连轧钢带，多用于通过冲压、折弯等方式制造电器零部件，是典型以热带冷板材产品，对于节能降耗有着显著的意义。相较于传统冷轧板材，HRLC等以热代冷钢材主要利用轧后加速冷却方式，提高钢铁材料性能和冲压性能[1]。但是在实际生产过程中，中低碳钢在热轧后的连续冷却过程中，由于成分、冷却速率、奥氏体变形等因素影响，可能获得渗碳体、珠光体和贝氏体等不同类型的组织，这些组织的类型、数量、分布等对钢材的最终性能有重要的影响[2]。渗碳体是钢中较为常见的第二相组织，对热轧低碳钢产品冲压性能有着不可忽视的影响，对其析出行为的控制是提高热轧低碳钢冲压性能的重要手段[3]。

本文根据当前对渗碳体析出规律的研究，通过研究低碳钢中C元素在高温（500℃～700℃）下的活动规律，达到控制渗碳体析出的目的。

1 实验方案

将成分为（质量分数，%）C：0.04；Si：0.06；Mn：0.20；P：0.022；S：0.008的热轧低碳钢HRLC作为代表试样，其轧制工艺为890℃终轧后，通过前段常规层流冷却至610℃后进行卷取。从邯钢CSP产线切取800×1250mm钢板作为样板，对钢板进行1/4位置对称取16根纵向拉伸试样，拉伸试样采用5号标准试样，同时在同一板宽位置取8块金相试样，金相试样为20mm×20mm方块试样，做不同温度保温热处理实验，实验共分8组，每组2根拉伸试样、1块金相试样，8组实验温度分别为550℃、570℃、590℃、610℃、630℃、650℃、670℃。

将试样分批次放入同一加热炉进行处理，并将加热炉升温至550℃后，打开加热炉门快速放入第一组试样，待加热炉温度恒定到550℃后开始计时，保温10～15min后，取出试样空冷至室温。之后按照570℃、590℃、610℃、630℃、650℃、670℃实验温度顺序将第2～7组试样依次进行处理，并做好记录，第8组试样作为对比样本，不做处理。

热处理完成后，分别进行拉伸实验检测和金相组织观察，其中拉伸实验采用Z250电子拉力试验机，金相组织试样经过镶嵌、打磨、抛光后置于4%硝酸酒精溶液中3-5秒，待试样表面呈一层灰白后置于DMI 5000M光学显微镜下进行观察。

2 实验结果

2.1 热处理温度对力学性能的影响

对不同热处理温度下试样拉伸性能检测结果进行对比分析，各组试样力学性能检测结果见表1。

表1 不同热处理温度下试样拉伸性能

2.2 热处理温度对金相组织的影响

对未处理试样和不同温度热处理后试样进行编号、镶嵌、打磨、抛光后，用4%浓度硝酸酒精进行3-5秒浅腐蚀，表面呈浅灰色后置于DMI 5000M光学显微镜下进行金相组织观察，所得不同试样金相组织。

金属组织主要为准多边形铁素体，晶界处分布着少量渗碳体组织，该部分渗碳体主要是在610℃下卷取过程，铁素体中过饱和C元素在晶界析出形成。试样在550℃和570℃下保温10～15分钟后空冷试样金相组织照片，可以看出两个温度下试样金相组织与未处理试样金相组织相近，铁素体和渗碳体大小、分布、比例等均较为接近。试样在590和610℃下保温10～15分钟后空冷试样金相组织照片，与未处理试样金相组织相比，两个温度下金相组织铁素体晶粒略有增大，渗碳体数量相对减少，判断为在590℃～610℃下，C元素和Fe元素逐渐开始活动和转化。试样在630℃、650℃和670℃下保温10-15分钟后空冷试样金相组织照片，可以看出，随着保温温度由630℃提升至670℃，铁素体晶粒呈现明显增大趋势，且渗碳体数量逐渐减少，直至消失。说明在630℃及以上温度下，钢种C元素和Fe元素活性增加，逐渐开始活动，且该温度下铁素体中固溶C含量上限提升，促使晶界处渗碳体开始回溶进入晶粒之中。

2.3 C元素在不同温度下活动规律

通过上述分析可以看出，对于CSP产线热轧低碳钢HRLC，当C元素质量分数为0.04%、卷取温度为610℃时，成品金相组织主要为准多边形铁素体+少量在结晶分布的渗碳体，且该组织在610℃及以下温度时，组织构成变化较小；当温度升高至630℃及以上时，钢中C元素活性随温度升高而增加。

由此可以判断：当卷取温度高于610℃时，由于钢C元素活性较高，在后续冷却过程，铁素体中过饱和C元素将有足够热动力在晶界处以二次渗碳体形式析出，甚至形成网状渗碳体组织；当卷取温度低于610℃时，由于钢中C元素活性较低，在后续冷却过程中，金相组织将保持原有组成不变，铁素体中过饱和C元素也不会再以二次渗碳体形式在晶界析出。因此，为减少热轧低碳钢中晶界渗碳体析出，提高钢板塑性和冲压性能，可以通过减低冷却过程渗碳体析出，同时将卷取温度至610℃以下，减少卷取后渗碳体再次析出，即调整轧后冷却工艺为后段冷却模式，卷取温度设定为不大于610℃。

3 生产验证

在邯钢CSP产线上，选定3炉不同C元素含量炉次进行验证实验，每炉选择2块铸坯，分别进行590℃和610℃，各炉次C元素质量分数、过程控制及力学性检验情况见表2。

表2 锅炉内不同C元素含量验证

对上述钢卷分析进行金相组织取样，试样经切割、镶嵌、打磨、抛光后，用4%浓度硝酸酒精进行3-5秒浅腐蚀，表面呈浅灰色后置于DMI 5000M光学显微镜下进行金相组织观察。

对比3炉次金相组织可以看到，当C含量为0.028%时，钢板金相组织主要为准多边形铁素体，几乎无渗碳体存在；随着C含量增加，组织中渗碳体含量随着增加，但相同C含量时，卷取温度为590℃时组织中渗碳体数量相对较少；当C含量达到0.042%时，采用590℃和610℃卷取温度钢卷均存在较多渗碳体，但相较前段冷却，采用后段冷却模式二次渗碳体析出数量略少，且成细小颗粒状均匀分布，无明显聚集情况，产品塑性和冲压性能将对较好。

上述情况发生主要原因是：当热轧低碳钢HRLC以890℃终轧温度进入冷却阶段时，由于采用后段冷却模式，带钢经过前段30m左右空冷，温度降低至820℃左右，此时组织仍为奥氏体，之后进入层流冷却水中进行快速冷却至610℃及以下温度，钢中组织以过冷奥氏体进行进入卷取机，在卷取后相对较慢冷速下，过冷奥氏体组织快速向铁素体转变，转变过程少量过饱和C元素在晶界处析出，较多过饱和C元素随铁素体快速生成未能及时析出，以固溶形式存在与铁素体晶粒内部，同时由于卷取温度偏低，已析出的少量渗碳体无法进行聚集长大，最终以颗粒状渗碳体均匀分布在组织中。