CN102021278B

CN102021278B - 一种超低碳钢的制造方法及使用该方法制得的超低碳钢

Info

Publication number: CN102021278B
Application number: CN 200910196096
Authority: CN
Inventors: 金鑫焱; 王利
Original assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2009-09-22
Filing date: 2009-09-22
Publication date: 2012-12-19
Anticipated expiration: 2029-09-22
Also published as: CN102021278A

Abstract

本发明提供一种超低碳钢的制造方法，包括步骤：a.一次退火，退火温度为730～780℃，退火气氛为N₂+5～10％H2；b.在钢板的两表面上涂覆200～300ml/m²的脱脂剂；c.二次退火，退火温度为800～880℃，升温速率为3～6℃/s，退火气氛为N2+5～10％H₂。本发明还提供一种根据上述方法制得的超低碳钢，其化学成分的质量百分比为：C：≤0.01；Si：≤0.03；Mn：0.1～0.2；P：≤0.015；S：≤0.010；Ti：0.05～0.07；B：0.0002～0.0005，余量为铁和不可避免的杂质；或者，C：≤0.01；Si：≤0.03；Mn：0.1～0.2；P：≤0.015；S：≤0.010；Ti：0.015～0.025；Nb：0.008～0.016，余量为铁和不可避免的杂质。其中，所述超低碳钢的金相组织包括表层和心层，所述表层由细晶粒铁素体组成，所述心层由粗晶粒铁素体组成，从而既能提高屈服强度，又能保持塑性。

Description

一种超低碳钢的制造方法及使用该方法制得的超低碳钢

技术领域

本发明涉及一种超低碳钢的制造方法及使用该方法制造的超低碳钢，特别地，所述超低碳钢具有由细晶粒铁素体组成的表层和由粗晶粒铁素体组成的心层。

背景技术

IF钢(Interstitial Free Steel)，又叫无间隙原子钢，其特点是在超低碳钢中加入Ti、Nb等元素，形成Ti和Nb的C、N化合物，使铁素体得到深层次的净化，基体成无间隙原子状态。由于IF钢中无间隙原子，所以IF钢具有优良的深冲性能：高塑性应变比(r值)、高延伸率、高硬化指数(n值)，并具有较低的屈强比和优异的非时效性，因此被誉为第三代超深冲用钢，广泛应用于汽车制造等行业。

由于IF钢晶界缺乏C、N等固溶原子导致晶间结合力显著下降，所以IF钢具有二次脆性现象。添加B元素可以有效地改善IF钢的二次脆性。除此之外，细化晶粒也是改善二次脆性的有效方法，但是当采用低温退火抑制铁素体晶粒长大时，屈强比会增大，r值会降低，从而成形性能降低。

晶粒细化是目前所知的既能提高强度，又能改善韧性的主要方法，研究发现，仅靠晶粒细化就可以将屈服强度大幅度提高，但是这种屈服强度的提高是以牺牲塑性为代价的，因此有学者提出了“晶粒适度细化”的观点，既获得较高的屈服强度，塑性和屈强比又能满足要求。

日本JFE公司开发了一种超细晶粒高强度IF钢板(SFGHITEN)，主要利用析出的Nb(C、N)微粒和细化晶粒得到强化，并且改善IF钢二次脆性。与传统IF钢相比，其C和Nb元素含量相对较高(C接近0.006％，Nb接近0.1％)，平均晶粒尺寸从13μm降至9μm，强度级别有340MPa、390MPa、440MPa。

如果能够得到一种细晶粒与粗晶粒适当组合的金相组织，则理论上可以获得细晶与粗晶组合的性能，一方面细晶粒可以提高屈服强度，另一方面粗晶粒可以保持塑性。对于IF钢而言，细化表层晶粒可以获得较高的表面硬度、适当提高钢板强度、还可以改善二次脆性，同时具有优良的深冲性能。

发明内容

本发明的一个目的在于提供一种超低碳钢的制造方法，其采用两次连续退火工艺。

本发明的另一个目的在于提供一种超低碳钢，其具有由细晶粒铁素体组成的表层和由粗晶粒铁素体组成的心层。

根据本发明的制造方法生产的超低碳钢具有表层细晶粒铁素体和心层粗晶粒铁素体，从而既能提高屈服强度，又能保持塑性。

为了达到上述目的，本发明的解决方案是：

根据本发明的超低碳钢的制造方法，包括以下步骤：

a.进行一次退火，退火温度范围为730～780℃，退火气氛为N₂+(5～10％)H₂；

b.在一次退火后的钢板两表面上涂覆200～300ml/m²的脱脂剂，所述脱脂剂的碱浓度范围优选为10％～20％；

c.进行二次退火，退火温度范围为800～880℃，升温速率为3～6℃/s，退火气氛为N₂+(5～10％)H₂。

一次退火时，升温速率没有要求；二次退火时，升温速率是有要求的，其不能太快，因为在二次退火升温的过程中，钢板表面涂的脱脂剂在向钢板内部扩散，如果升温速率过快，到了一定的温度，晶粒会开始再结晶，此时脱脂剂向内扩散对晶粒细化的影响就变得不明显，表层细晶粒层的厚度也会相应的变薄。优选地，二次退火的升温速率为4～5℃/s。

一次退火的时间可以选择30～100s，二次退火的时间可以选择60～120s。

本发明所选择的冷轧超低碳钢的轧制工艺与传统IF钢的生产工艺相同。特别地，为获得表层细晶粒的超低碳钢，本发明的方法采用“两次连续退火”工艺。步骤a采用较低温度连续退火，其目的是获得已再结晶但并未充分长大的铁素体等轴晶。步骤b在二次连续退火之前，钢板表面涂脱脂剂，所涂脱脂剂的量为200～300ml/m²。在还原性气氛下，在退火升温过程中，脱脂剂发生分解，并由表至里向钢板内部扩散，钢板心部晶粒正常长大，而钢板表层晶粒的生长得到抑制，从而得到表层晶粒细小、内部晶粒相对粗大的组织。表层细晶粒层的厚度可以通过钢板表面所涂脱脂剂的量以及升温速率控制，钢板表面涂的脱脂剂量大、升温速率缓慢，则表层细晶粒层的厚度越大。

步骤b中所使用的脱脂剂与连续退火脱脂段所使用的脱脂剂相同，不同的是，脱脂段使用脱脂剂通常将原液稀释到碱浓度约2％时使用，其作用是通过碱浸泡、刷洗、电解清洗、漂洗等过程除去轧硬板表面的轧制油。二次连续退火之前涂在钢板表面的脱脂剂的碱浓度范围为10％～20％，其作用是在具有还原性气氛的退火过程中发生分解，并扩散进入钢板表层，从而抑制钢板表层晶粒长大。扩散进入钢板表层的是碳(C)元素，相当于对IF钢表层进行了较轻的渗碳处理，因此在二次连续退火过程中，钢板表层的细晶粒层的碳含量高于心部，由表至里层梯度分布，钢板的平均碳含量高于炼钢时的碳含量，其它元素则与炼钢时相比无任何变化。

本发明还提供一种使用上述制造方法制得的超低碳钢，其化学成分的质量百分比为：

C：≤0.01；Si：≤0.03；Mn：0.1～0.2；P：≤0.015；S：≤0.010；

Ti：0.05～0.07；B：0.0002～0.0005，余量为Fe和不可避免的杂质；

或者

C：≤0.01；Si：≤0.03；Mn：0.1～0.2；P：≤0.015；S：≤0.010；

Ti：0.015～0.025；Nb：0.008～0.016，余量为Fe和不可避免的杂质。

其中，超低碳钢的金相组织由表层细晶粒铁素体和心部粗晶粒铁素体组成，表层厚度范围为150～200μm，表层细晶粒铁素体的晶粒尺寸为6～9μm，心部粗晶粒铁素体的晶粒尺寸≥13μm。

本发明的有益效果在于：

根据本发明制造的超低碳钢具有由细晶粒铁素体组成的表层和由粗晶粒铁素体组成的心层，一方面细晶粒可以提高屈服强度，另一方面粗晶粒可以保持塑性，不仅可以获得较高的表面硬度，适当提高钢板强度，还可以改善二次脆性，同时获得优良的深冲性能。

根据本发明生产的超低碳钢具有优良的成形性能，其抗拉强度≥320MPa，屈服强度≥200MPa，断裂延伸率≥35％，塑性应变比(r值)≥1.8，厚度方向由表至里显微硬度呈梯度分布，表层细晶粒区显微硬度范围HV110～150，心部显微硬度范围HV80～100。

附图说明

图1a为实施例H22纵截面的金相组织示意图；

图1b为实施例H22纵截面的金相组织的细晶粒表层的放大示意图；

图1c为实施例H22纵截面的金相组织的粗晶粒心层的放大示意图；

图2a为实施例H23纵截面的金相组织示意图；

图2b为实施例H23纵截面的金相组织的细晶粒表层的放大示意图；

图2c为实施例H23纵截面的金相组织的粗晶粒心层的放大示意图；

图3为对比例C12纵截面的金相组织示意图；

图4为本发明的实施例和对比例的超低碳钢的显微硬度与距表面距离的关系图。

具体实施方式

下面结合附图更详细地描述本发明的不同实施方式。

实施例H21、H22、H23

实验材料：Ti IF钢基板

化学成分的质量百分比如下：C：0.0021；Si：0.004；Mn：0.12；P：0.011；S：0.005；Ti：0.059；B：0.0002；余量为Fe和杂质。

制造方法：将含有上述成分的Ti IF钢冷轧板经过脱脂、电解清洗、漂洗之后进行连续退火，升温速率为10℃/s，退火温度730℃，退火时间为100s，退火气氛为N₂+5～10％H₂；在退火后的钢板的正反两表面上涂上300ml/m²的脱脂剂；进行二次连续退火，升温速率4～5℃/s，退火温度分别为800℃、850℃、880℃，退火时间均为100s，退火气氛为N₂+5～10％H₂，详细参数如表1所示。

在二次退火后的钢板上取样，制备纵截面的金相试样，使用饱和苦味酸溶液腐蚀晶粒，在显微镜下观察金相组织，并采用截线法测量表层及内部的晶粒尺寸，取6个视场的数据，计算表层平均晶粒尺寸与心部平均晶粒尺寸的比值，测量表层细晶粒层的厚度；在显微硬度仪上测量纵截面厚度方向的显微硬度值；加工0度方向的JIS 13b拉伸试样，测量屈服强度、抗拉强度、断裂延伸率、塑性应变比(r值)、应变硬化指数(n值)，取3个拉伸试样的平均值。

实施例H22、H23纵截面金相光学显微镜照片如附图1a、1b、1c、2a、2b、2c所示。由图可知，表层晶粒明显比心部晶粒细小，整个截面由正反面的表层(即图中上、下表层)细晶粒区和心部粗晶粒区组成。对比例C12纵截面金相光学显微镜照片如图3所示，可以看出其表层与内部的晶粒尺寸基本相同。

截面定量金相的数据如表2所示，实施列H21、H22、H23正反面表层的晶粒尺寸约7～9μm，心部晶粒尺寸约13～16μm，表层平均晶粒尺寸与心部平均晶粒尺寸的比值范围为0.5～0.65，表层细晶粒区的厚度范围是150～200μm。对比例C11、C12表层与内部晶粒尺寸基本接近，约11～15μm，表层平均晶粒尺寸与心部平均晶粒尺寸的比值大于或等于0.90。

厚度方向的显微硬度变化如表3所示，表层细晶粒区的显微硬度大于HV120，心部粗晶粒区的显微硬度范围HV80～100。对比例C11、C12表层与心部显微硬度基本接近，约HV80～100。

力学性能数据如表4所示，实施例H21、H22、H23屈服强度大于220MPa，抗拉强度大于320MPa，断裂延伸率大于35％，与实施例C11、C12相比，屈服强度有所提高，断裂延伸率有所降低，r值与n值变化不大。

实施例H24、H25、H26

实验材料：Nb-Ti IF钢基板

化学成分的质量百分数如下C：0.0018；Si：0.003；Mn：0.11；P：0.012；S：0.007；Ti：0.019；Nb：0.012；余量为Fe和杂质。

制造方法：将含有上述成分的Nb-Ti IF钢冷轧板经过脱脂、电解清洗、漂洗之后进行连续退火，升温速率为5℃/s，退火温度730℃，退火时间分别为70s和30s。在上述一次退火后的钢板的正反两面涂上脱脂剂，再进行二次连续退火，升温速率5℃/s，退火温度分别为850℃、880℃，退火时间均为70s，详细退火参数如表1所示。

金相、力学性能、显微硬度测试方法同实施例(H21、H22、H23)。晶粒尺寸、显微硬度、力学性能数据分别如表2、3、4所示。实施例H24、H25表层晶粒细化明显，表层晶粒尺寸8～9μm，心部晶粒尺寸14～15μm，表层平均晶粒尺寸与心部平均晶粒尺寸的比值范围为0.60～0.62，表层细晶粒区的厚度范围是160～170μm。实施例H26表层平均晶粒尺寸与心部平均晶粒尺寸的比值为0.85，表层晶粒细化不明显，这与二次连续退火时钢板表面涂的脱脂剂量有关，当所涂脱脂剂量为50ml/m²时，退火过程中脱脂剂抑制表层组织再结晶的效果并不明显。实施例H24、H25表层细晶粒区的显微硬度大于HV110，心部粗晶粒区的显微硬度范围HV80～100。实施例H26和对比例C13表层与心部显微硬度基本接近，约HV80～100。实施例H24、H25与对比例C13相比，屈服强度有所提高，抗拉强度、断裂延伸率、r值、n值变化不大。

表1连续退火参数

^*注：C11、C12分别为H21、H22的对比例；^**注：C13为H24的对比例。

表2截面定量金相

试样编号	表层细晶粒层厚度/μm	正面表层晶粒尺寸/μm	心部晶粒尺寸/μm	反面晶粒尺寸/μm	表层与心部平均晶粒尺寸比值
						H21	200	8.5	12.8	7.8	0.64
H22	150	7.4	14.8	8.5	0.54
						H23	150	7.7	15.4	8.2	0.52
H24	170	8.8	14.5	9.0	0.62
						H25	160	8.1	14.2	8.8	0.60
H26	0	13.2	15.3	12.6	0.85
						C11^*	-	11.2	11.7	11.1	0.95
C12^*	-	12.9	14.9	13.8	0.90
						C13^**	-	11.7	12.8	12.6	0.95

表3显微硬度结果

^***注：位置1-15为沿厚度方均匀分布，其中1-4为一面的表层，12-15为另一面的表层。

表4拉伸结果

试样编号	屈服强度/MPa	抗拉强度/Mpa	断裂延伸率/％	塑性应变比(r值)	应变硬化指数(n值)
						H21	225	337	37	2.08	0.237
H22	231	330	37	2.27	0.243
						H23	239	325	34	1.91	0.253
H24	217	313	44	2.17	0.237
						H25	202	316	48	2.06	0.277
H26	198	324	50	2.11	0.224
						C11^*	174	315	49	2.10	0.275
C12^*	182	305	48	1.95	0.282
						C13^*	139	310	51	2.21	0.234

Claims

1.一种超低碳钢的制造方法，包括步骤：

a.所述超低碳钢冷轧板经过脱脂、电解清洗、漂洗之后进行一次退火，退火温度为730～780℃，退火气氛为N₂+5～10％H₂；

b.在钢板的两表面上涂覆200～300ml/m²的脱脂剂；

c.二次退火，退火温度为800～880℃，升温速率为3～6℃/s，退火气氛为N₂+5～10％H₂；

所述超低碳钢的化学成分的质量百分比为：

C：≤0.01；Si：≤0.03；Mn：0.1～0.2；P：≤0.015；S：≤0.010；Ti：0.05～0.07；B：0.0002～0.0005，余量为铁和不可避免的杂质；或者

C：≤0.01；Si：≤0.03；Mn：0.1～0.2；P：≤0.015；S：≤0.010；Ti：0.015～0.025；Nb：0.008～0.016，余量为铁和不可避免的杂质。

2.根据权利要求1所述的制造方法，其特征在于，所述二次退火的升温速率为4～5℃/s。

3.根据权利要求1或2所述的制造方法，其特征在于，步骤b中所述脱脂剂的碱浓度范围为10％～20％。

4.使用上述权利要求中任一项所述的制造方法制得的超低碳钢，

其中，所述超低碳钢的金相组织包括表层和心层，所述表层由细晶粒铁素体组成，所述心层由粗晶粒铁素体组成。

5.根据权利要求4所述的超低碳钢，其特征在于，所述表层的厚度为150～200μm。

6.根据权利要求4或5所述的超低碳钢，其特征在于，所述细晶粒铁素体的晶粒尺寸为6～9μm。

7.根据权利要求4或5所述的超低碳钢，其特征在于，所述粗晶粒铁素体的晶粒尺寸≥13μm。

8.根据权利要求4或5所述的超低碳钢，其特征在于，所述表层的平均晶粒尺寸与心层的平均晶粒尺寸的比值为0.5～0.65。