熱軋碳鋼中C元素活動特性及其應用

田建嶺，楊 韜，張志強

（河鋼集團邯鄲分公司，河北 邯鄲 056000）

冷成型用鋼HRLC是一種低碳熱連軋鋼帶，多用于通過沖壓、折彎等方式制造電器零部件，是典型以熱帶冷板材產品，對于節能降耗有著顯著的意義。相較于傳統冷軋板材，HRLC等以熱代冷鋼材主要利用軋后加速冷卻方式，提高鋼鐵材料性能和沖壓性能[1]。但是在實際生產過程中，中低碳鋼在熱軋后的連續冷卻過程中，由于成分、冷卻速率、奧氏體變形等因素影響，可能獲得滲碳體、珠光體和貝氏體等不同類型的組織，這些組織的類型、數量、分布等對鋼材的最終性能有重要的影響[2]。滲碳體是鋼中較為常見的第二相組織，對熱軋低碳鋼產品沖壓性能有著不可忽視的影響，對其析出行為的控制是提高熱軋低碳鋼沖壓性能的重要手段[3]。

本文根據當前對滲碳體析出規律的研究，通過研究低碳鋼中C元素在高溫（500℃～700℃）下的活動規律，達到控制滲碳體析出的目的。

1 實驗方案

將成分為（質量分數，%）C：0.04；Si：0.06；Mn：0.20；P：0.022；S：0.008的熱軋低碳鋼HRLC作為代表試樣，其軋制工藝為890℃終軋后，通過前段常規層流冷卻至610℃后進行卷取。從邯鋼CSP產線切取800×1250mm鋼板作為樣板，對鋼板進行1/4位置對稱取16根縱向拉伸試樣，拉伸試樣采用5號標準試樣，同時在同一板寬位置取8塊金相試樣，金相試樣為20mm×20mm方塊試樣，做不同溫度保溫熱處理實驗，實驗共分8組，每組2根拉伸試樣、1塊金相試樣，8組實驗溫度分別為550℃、570℃、590℃、610℃、630℃、650℃、670℃。

將試樣分批次放入同一加熱爐進行處理，并將加熱爐升溫至550℃后，打開加熱爐門快速放入第一組試樣，待加熱爐溫度恒定到550℃后開始計時，保溫10～15min后，取出試樣空冷至室溫。之后按照570℃、590℃、610℃、630℃、650℃、670℃實驗溫度順序將第2～7組試樣依次進行處理，并做好記錄，第8組試樣作為對比樣本，不做處理。

熱處理完成后，分別進行拉伸實驗檢測和金相組織觀察，其中拉伸實驗采用Z250電子拉力試驗機，金相組織試樣經過鑲嵌、打磨、拋光后置于4%硝酸酒精溶液中3-5秒，待試樣表面呈一層灰白后置于DMI 5000M光學顯微鏡下進行觀察。

2 實驗結果

2.1 熱處理溫度對力學性能的影響

對不同熱處理溫度下試樣拉伸性能檢測結果進行對比分析，各組試樣力學性能檢測結果見表1。

表1 不同熱處理溫度下試樣拉伸性能

2.2 熱處理溫度對金相組織的影響

對未處理試樣和不同溫度熱處理后試樣進行編號、鑲嵌、打磨、拋光后，用4%濃度硝酸酒精進行3-5秒淺腐蝕，表面呈淺灰色后置于DMI 5000M光學顯微鏡下進行金相組織觀察，所得不同試樣金相組織。

金屬組織主要為準多邊形鐵素體，晶界處分布著少量滲碳體組織，該部分滲碳體主要是在610℃下卷取過程，鐵素體中過飽和C元素在晶界析出形成。試樣在550℃和570℃下保溫10～15分鐘后空冷試樣金相組織照片，可以看出兩個溫度下試樣金相組織與未處理試樣金相組織相近，鐵素體和滲碳體大小、分布、比例等均較為接近。試樣在590和610℃下保溫10～15分鐘后空冷試樣金相組織照片，與未處理試樣金相組織相比，兩個溫度下金相組織鐵素體晶粒略有增大，滲碳體數量相對減少，判斷為在590℃～610℃下，C元素和Fe元素逐漸開始活動和轉化。試樣在630℃、650℃和670℃下保溫10-15分鐘后空冷試樣金相組織照片，可以看出，隨著保溫溫度由630℃提升至670℃，鐵素體晶粒呈現明顯增大趨勢，且滲碳體數量逐漸減少，直至消失。說明在630℃及以上溫度下，鋼種C元素和Fe元素活性增加，逐漸開始活動，且該溫度下鐵素體中固溶C含量上限提升，促使晶界處滲碳體開始回溶進入晶粒之中。

2.3 C元素在不同溫度下活動規律

通過上述分析可以看出，對于CSP產線熱軋低碳鋼HRLC，當C元素質量分數為0.04%、卷取溫度為610℃時，成品金相組織主要為準多邊形鐵素體+少量在結晶分布的滲碳體，且該組織在610℃及以下溫度時，組織構成變化較小；當溫度升高至630℃及以上時，鋼中C元素活性隨溫度升高而增加。

由此可以判斷：當卷取溫度高于610℃時，由于鋼C元素活性較高，在后續冷卻過程，鐵素體中過飽和C元素將有足夠熱動力在晶界處以二次滲碳體形式析出，甚至形成網狀滲碳體組織；當卷取溫度低于610℃時，由于鋼中C元素活性較低，在后續冷卻過程中，金相組織將保持原有組成不變，鐵素體中過飽和C元素也不會再以二次滲碳體形式在晶界析出。因此，為減少熱軋低碳鋼中晶界滲碳體析出，提高鋼板塑性和沖壓性能，可以通過減低冷卻過程滲碳體析出，同時將卷取溫度至610℃以下，減少卷取后滲碳體再次析出，即調整軋后冷卻工藝為后段冷卻模式，卷取溫度設定為不大于610℃。

3 生產驗證

在邯鋼CSP產線上，選定3爐不同C元素含量爐次進行驗證實驗，每爐選擇2塊鑄坯，分別進行590℃和610℃，各爐次C元素質量分數、過程控制及力學性檢驗情況見表2。

表2 鍋爐內不同C元素含量驗證

對上述鋼卷分析進行金相組織取樣，試樣經切割、鑲嵌、打磨、拋光后，用4%濃度硝酸酒精進行3-5秒淺腐蝕，表面呈淺灰色后置于DMI 5000M光學顯微鏡下進行金相組織觀察。

對比3爐次金相組織可以看到，當C含量為0.028%時，鋼板金相組織主要為準多邊形鐵素體，幾乎無滲碳體存在；隨著C含量增加，組織中滲碳體含量隨著增加，但相同C含量時，卷取溫度為590℃時組織中滲碳體數量相對較少；當C含量達到0.042%時，采用590℃和610℃卷取溫度鋼卷均存在較多滲碳體，但相較前段冷卻，采用后段冷卻模式二次滲碳體析出數量略少，且成細小顆粒狀均勻分布，無明顯聚集情況，產品塑性和沖壓性能將對較好。

上述情況發生主要原因是：當熱軋低碳鋼HRLC以890℃終軋溫度進入冷卻階段時，由于采用后段冷卻模式，帶鋼經過前段30m左右空冷，溫度降低至820℃左右，此時組織仍為奧氏體，之后進入層流冷卻水中進行快速冷卻至610℃及以下溫度，鋼中組織以過冷奧氏體進行進入卷取機，在卷取后相對較慢冷速下，過冷奧氏體組織快速向鐵素體轉變，轉變過程少量過飽和C元素在晶界處析出，較多過飽和C元素隨鐵素體快速生成未能及時析出，以固溶形式存在與鐵素體晶粒內部，同時由于卷取溫度偏低，已析出的少量滲碳體無法進行聚集長大，最終以顆粒狀滲碳體均勻分布在組織中。

4 結論

（1）對于熱軋低碳鋼，當C元素含量大于0.028%，卷取溫度大于610℃時，鐵素體中過飽和C元素會在冷卻過程以二次滲碳體形式在晶界處析出，從而惡化帶鋼沖壓性能。

（2）對于熱軋低碳鋼，鋼中C元素活性和在鐵素體中溶解度主要受溫度影響，當溫度大于等于630℃時，C元素出現回溶現象，670℃時鐵素體中C元素溶解度可達到0.04%。

（3）通過采用后段冷卻+低溫卷取工藝，可抑制冷卻過程滲碳體析出和卷取過程滲碳體聚集長大，得到較為理想的均勻分布顆粒狀滲碳體。