CN113604728A

CN113604728A - 一种高表面质量热镀锌高强钢及其制造方法

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Publication number: CN113604728A
Application number: CN202110708329.3A
Authority: CN
Inventors: 谭文; 王军; 周文强; 胡建旺; 方芳; 高俊
Original assignee: Wuhan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Wuhan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2021-06-24
Filing date: 2021-06-24
Publication date: 2021-11-05

Abstract

本发明属于热镀锌超高强钢制造领域，具体涉及一种高表面质量热镀锌高强钢及其制造方法，所述热镀锌高强钢的化学成分以质量分数计包括：C：0.08％‑0.15％，Mn：1.80％‑2.70％，Si：0.50％‑1.50％，Als：0.010‑0.05％，P：≤0.015％，S：≤0.008％，N：≤0.008％，Nb：0.01‑0.05％，Cr：0.30‑0.60％，Mo：0.10‑0.30％，其余为Fe和不可避免的杂质。本发明中化学成分综合作用，确保钢中的组织结构和晶粒大小满足需求，同时镀锌后产品表面质量良好，无漏镀缺陷，抗拉强度≥780MPa，延伸率A≥20％，扩孔率≥25％，具备良好的成形性能。

Description

一种高表面质量热镀锌高强钢及其制造方法

技术领域

本发明属于热镀锌超高强钢制造领域，具体涉及一种高表面质量热镀锌高强钢及其制造方法。

背景技术

随着目前新能源汽车的进一步发展，为降低汽车使用过程中的能耗，减少CO₂排放，汽车用钢等正朝着薄厚度规格、高强的方向发展。与普通冷轧高强钢相比，镀锌高强钢不仅具有高的强度、还具有良好的耐腐蚀性能，因此镀锌超高强钢得到广泛应用。在生产镀锌高强钢的过程中，为了使超高强钢具有良好的成型性能，通常会添加一定量的Mn、Si、Cr等合金元素，但这些合金元素的加入，使得钢板的表面质量变差，影响产品的正常使用，因此，如何提升镀锌超高强钢的表面质量成为急需解决的关键技术问题之一。

在现有技术中，提高表面质量的主要技术主要集中在冷轧及退火镀锌工序，主要包括对酸洗工艺、退火炉内气氛控制、露点、锌液成分等控制来提升表面质量，减少表面漏镀等缺陷。

专利CN201910726102.4，公布了一种高表面质量1200MPa镀锌双相钢及其生产方法，涉及的钢板其主要化学成分C：0.07-0.10％，Mn：1.00-4.00％，Si：0.25-0.55％，P：≤0.016％，S：≤0.008％，N：≤0.006％，Als：0.01-0.05％，Nb：0.015-0.055％，Ti：0.040-0.080％，B：0.008-0.0010％，Mo：0.15-0.45％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。生产方法包括连铸、轧制、冷轧镀锌工序。其中轧制工序，轧制加热温度1200-1260℃，终轧温度为900-920℃，采用U型卷取工艺对卷取温度进行控制，钢卷头部和尾部30m范围的卷取温度为600±20℃，中间卷取温度为550±20℃，在退火工序，将炉内预氧化段的气氛控制在2.0％O2+98％N₂，预氧化时间9-11s，炉内氢气含量≥4.5％，氧含量≤20ppm，镀锌炉内预氧化技术及炉鼻子露点控制在-35--15℃范围，锌锅铝含量控制在0.18-0.24％范围，改善其表面质量。

专利CN201810716171.2，公布了一种双相钢冷轧高强汽车板可涂装性能表面质量的控制方法，涉及的钢板其主要化学成分C：0.06-0.09％，Mn：1.40-2.00％，Si：0.20-0.60％，P：≤0.025％，S：≤0.008％，N：≤0.005％，Als：0.015-0.060％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。生产方法包括炼钢、连铸、轧制、除鳞、酸轧、连续退火和平整工序，具体为：其除鳞工序采用三段式除鳞工艺，除鳞位置包括加热炉后除鳞、粗轧前除鳞与精轧前除鳞，各除鳞点除鳞水压力≥24MPa，其中粗轧为往复式轧制，轧制5道次，每道次进行高压水除鳞。板坯出炉温度1120-1230℃，在炉时间120-300min，炉内烟气残氧量≤4％。精轧入口温度1025-1075℃，终轧温度850-890℃，卷取温度590-660℃，酸轧总压下率50-70％，单面残油量350mg/m²，单面残铁量≤50mg/m²。炉内氢气含量为1.9-5.5％，炉内各段氧含量为0-30ppm，露点为-75℃--35℃。平整后表面粗糙度Ra控制为0.6-1.4mm，Rpc值控制≥55。

专利CN201910725364.9，公布了一种冷轧生产800MPa级双相钢的表面控制方法，通过对炉区露点情况、炉鼻子加湿状态以及炉内气氛的控制，解决冷轧镀锌双相高强钢锌层起伏问题，其主要步骤包括将钢坯轧制卷取、冷轧、镀锌，其镀锌工艺中炉内露点为-25℃--35℃，生产双相钢前将炉鼻子加湿关闭，炉内气氛氢的体积含量调整至1-3％。其中轧制卷取温度为610-630℃，双相钢的主要化学成分为C：0.145-0.175％，Si：0.45-0.55％，Mn：1.85-1.95％，P≤0.015％，S≤0.007％，Al：0.020-0.070％，N≤0.005％，其余为Fe和不可避免的杂质。

专利CN 201510968633.6，公布了一种800MPa级轿车用镀锌双相钢及生产方法，其主要化学成分C：0.06-0.10％，Si：≤0.01％，Mn：1.50-2.50％，Als：0.01-0.080％，P：≤0.015％，S：≤0.010％，Mo 0.01-0.30％或Cr：0.02-0.90％，Nb：0.01-0.03％，N：≤0.005％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。生产步骤包括经冶炼、精炼及连铸后对铸坯加热，精轧，卷取，酸洗后冷轧，热镀锌，光整。得到的产品力学性能指标达到：屈服强度480-550MPa，抗拉强度815-865MPa，延伸率14.5-19％，n值0.11-0.13，产品可镀性好、镀层表面色泽均匀无缺陷，抑制层连续致密，锌层附着力达到球冲1级水平，锌层及钢基弯曲试验合格，能满足中高级轿车对高强结构件及外覆盖件的表面质量要求。

发明内容

鉴于上述问题，本发明提出了一种高表面质量热镀锌高强钢及其制造方法，以解决现有技术中加入合金元素使得钢板表面质量变差的技术问题。

用于实现上述目的的技术方案如下：一种高表面质量热镀锌高强钢，所述热镀锌高强钢的化学成分以质量分数计包括：C：0.08％-0.15％，Mn：1.80％-2.70％，Si：0.50％-1.50％，Als：0.010-0.05％，P：≤0.015％，S：≤0.008％，N：≤0.008％，Nb：0.01-0.05％，Cr：0.30-0.60％，Mo：0.10-0.30％，其余为Fe和不可避免的杂质。

可选的，所述热镀锌高强钢的金相组织，以体积分数计，包括10％-40％马氏体、10％-30％贝氏体和30-80％铁素体。

可选的，所述铁素体的平均直径为0.5-5.0μm。

可选的，所述马氏体中晶粒的平均直径为0.5-3.0μm。

可选的，所述热镀锌高强钢的性能包括：抗拉强度≥780MPa，延伸率A≥20％，扩孔率≥25％。

一种高表面质量热镀锌高强钢的制备方法，所述方法包括，

获取含有所述化学成分的铸坯；

将所述铸坯依次进行加热、热轧、轧后冷却和卷取，获得热轧卷；

将所述热轧卷依次进行酸洗、连续退火和热镀锌，获得热镀锌高强钢；

所述热镀锌的温度为440-500℃，热镀锌中，锌液中铝的质量分数为0.15-0.25％。

可选的，所述加热的温度为1150-1250℃，所述加热的时间≤50min，所述加热时的氧的质量分数≤3％。

可选的，所述热轧的终轧温度900-960℃，所述热轧中，采用≥5道次的高压除鳞，道次除鳞压力≥10MPa。

可选的，所述轧后冷却的速率≥25℃/s，所述卷取的温度≤650℃，所述酸轧后板面粗糙度Ra≤2.0μm。

可选的，所述连续退火包括加热、均热和冷却，所述均热的温度为760-850℃，均热时间为100-300s；所述连续退火的保护气氛包括：露点温度为-30～-50℃，氢气的质量分数为5-15％，氧的体积浓度≤20ppm。

本发明实施例中的一个或多个技术方案，至少具有如下技术效果或优点：

本发明实施例提供的碳在钢中起固溶强化作用，或与钢中的Nb、Mo等碳化物形成元素形成MC细小颗粒，起到析出强化和细化晶粒的作用，提高钢材的强度；Si在高强钢中起到提高强度，抑制珠光体和碳化物的形成，促进低温贝氏体组织转变的作用，但Si易于形成氧化物，并在钢材表面富集，对产品的表面质量造成影响，尤其对于热镀锌高强钢有极其影响，选择适宜的Si含量极其重要；合适的Al含量减少钢中尖角形氧化物和粗大的AlN，提高扩孔性能；Nb可显著细化钢中铁素体晶粒和马氏体晶粒，提高钢材的强度和扩孔性能；合适的Si、Mn、Cr合金含量显著减少Fe、Si、Mn、Cr复杂氧化物，进而确保良好的表面质量，本发明中化学成分综合作用，确保钢中的组织结构和晶粒大小满足需求，确保钢产品镀锌后产品表面质量良好，无漏镀缺陷，具备良好的成形性能。

上述说明仅是本发明技术方案的概述，为了能够更清楚了解本发明的技术手段，而可依照说明书的内容予以实施，并且为了让本发明的上述和其它目的、特征和优点能够更明显易懂，以下特举本发明的具体实施方式。

附图说明

通过阅读下文优选实施方式的详细描述，各种其他的优点和益处对于本领域普通技术人员将变得清楚明了。附图仅用于示出优选实施方式的目的，而并不认为是对本发明的限制。而且在整个附图中，用相同的参考图形表示相同的部件。在附图中：

图1是本申请实施中高表面质量热镀锌高强钢的制备流程图；

图2实施例1热轧形成的FeMnSiCr的复杂氧化物显微图；

图3实施例1热轧形成的FeMnSiCr的复杂氧化物含量图；

图4实施例1无缺陷表面的热镀锌高强钢；

图5对比例5中有表面缺陷的热镀锌高强钢；

图6对比例5中扩孔过程中由于大尺寸Al₂O₃和AlN夹杂物造成的裂纹。

具体实施方式

下文将结合具体实施方式和实施例，具体阐述本发明，本发明的优点和各种效果将由此更加清楚地呈现。本领域技术人员应理解，这些具体实施方式和实施例是用于说明本发明，而非限制本发明。

在整个说明书中，除非另有特别说明，本文使用的术语应理解为如本领域中通常所使用的含义。因此，除非另有定义，本文使用的所有技术和科学术语具有与本发明所属领域技术人员的一般理解相同的含义。若存在矛盾，本说明书优先。

除非另有特别说明，本发明中用到的各种原材料、试剂、仪器和设备等，均可通过市场购买得到或者可通过现有方法制备得到。

还需要说明的是，本发明中的术语“包括”、“包含”或者其任何其他变体意在涵盖非排他性的包含，从而使得包括一系列要素的过程、方法、物品或者设备不仅包括那些要素，而且还包括没有明确列出的其他要素，或者是还包括为这种过程、方法、物品或者设备所固有的要素。

本发明实施例中的技术方案为解决上述技术问题，总体思路如下：

一种高表面质量热镀锌高强钢，所述热镀锌高强钢的化学成分以质量分数计包括：C：0.08％-0.15％，Mn：1.80％-2.70％，Si：0.50％-1.50％，Als：0.010-0.05％，P：≤0.015％，S：≤0.008％，N：≤0.008％，Nb：0.01-0.05％，Cr：0.30-0.60％，Mo：0.10-0.30％，其余为Fe和不可避免的杂质。

本申请实施例中，C：碳在钢中起固溶强化作用，或与钢中的Nb、Mo等碳化物形成元素形成MC细小颗粒，起到析出强化和细化晶粒的作用，提高钢材的强度。过高的碳含量降低钢材的焊接性能和成形性，因此综合考虑，钢中的C含量选择为0.08％-0.15％。

Mn：Mn在钢中起固溶强化和稳定奥氏体、提高淬透性的作用，含量过低，强化作用太小，奥氏体不稳定。Mn含量过高容易在板带厚度中心形成严重偏析，降低产品韧性，导致成型开裂，同时Mn含量过高，易于钢中的Si、Cr一起形成复杂氧化物，不利于产品表面质量控制，因此本发明Mn含量为1.80-2.70％。

Si：Si在高强钢中起到提高强度，抑制珠光体和碳化物的形成，促进低温组织转变的作用，但Si易于氧化，易于与Fe、Mn、Cr一起形成复杂氧化物，并在钢材表面富集，对产品的表面质量造成影响，尤其对于热镀锌高强钢，Si的含量应尽量降低。因此本发明中Si含量为0.50-1.50％。

Al：Al易于和钢中的氧结合，形成尖角形的氧化物，对于扩孔性能产生不利影响，且易与N结合，形成粗大的AlN析出物，降低钢材的韧性，因此本发明中A.含量为0.010-0.05％。

P：P为钢中的杂质元素，因此其含量越低越好，根据实际控制水平，应控制在0.015％以下。

S：S为钢中的杂质元素，易在晶界产生偏聚，炼钢时应充分去除，应控制在0.008％。

N：N为钢中的杂质元素，降低钢材的韧性，因此尽量降低其含量，应控制在0.008％以下。

Nb：Nb可显著细化钢中铁素体晶粒，提高钢材的强度和韧性，起到析出强化、提高钢材强度的作用，但Nb含量过高会增加钢材的制造成本，因此本发明中Nb的含量为0.010-0.050％。

Cr：Cr可显著提高钢材的淬透性，并具有抑制碳化物析出和珠光体转变的作用，有利于促进钢中贝氏体和马氏体的形成，但Cr也容易和钢中Fe、Si、Mn等形成复杂的氧化物，从而对表面产生不利影响，因此，本发明中Cr含量为0.30-0.60％。

Mo：Mo可显著提高钢材的淬透性，促进钢材低温组织贝氏体和马氏体的转变，Mo含量过高会显著增加钢材的制造成本，因此本发明中Mo的含量为0.10-0.30％。

作为一种可选的实施方式，所述热镀锌高强钢的金相组织，以体积分数计，包括10％-40％马氏体、10％-30％贝氏体和30-80％铁素体。

本申请实施例中，通过改变钢的微观结构，来调整扩孔率。本申请实施例中，扩孔率，表示翻边能力的大小。具体计算方法是将扩孔后的孔径减去扩孔前的孔径，再除以扩孔前的孔径，其实就是孔径能够增大的百分比，也叫扩孔率。

作为一种可选的实施方式，所述铁素体的平均直径为0.5-5.0μm，

作为一种可选的实施方式，所述马氏体中晶粒的平均直径为0.5-3.0μm。

金相组织的比例及晶粒的平均直径直接影响高强钢的力学性能，同时在后期加工过程中，可以影响后期的扩孔率。

作为一种可选的实施方式，所述热镀锌高强钢的显微组织的力学性能为抗拉强度≥780MPa，延伸率A≥20％和扩孔率≥25％。

本申请实施例中，扩孔率≥25％，可以对一般的来说，钢的扩孔率介于10％-120％之间，强度越高，扩孔率越低。

本申请提供一种高表面质量热镀锌高强钢的制备方法，如图1所示，所述方法包括，

S1.获取含有所述化学成分的铸坯；

S2.将所述铸坯依次进行加热、热轧、轧后冷却和卷取，获得热轧卷；

S3.将所述热轧卷依次进行酸洗、连续退火和热镀锌，获得热镀锌高强钢；

本申请实施例中，铸坯冷却、精整、加热、热轧、轧后冷却、卷取、酸洗、连续退火，提高钢的力学性能和耐腐蚀性；改善锌镀层在加工过程中蒸发。

本申请实施例中，铸坯冷却采用堆垛冷却，并控制其冷却速率，冷却速率≤100℃/min时，可降低板坯表面微裂纹，从而防止加热过程中表面样进入板坯基体，恶化板坯表面质量。

本申请实施例中，精整去除氧化铁皮可进一步提高板坯表面质量，有效去除连铸板坯表面的杂质，对于高强钢，更有利于去除表面微裂纹及其缺陷，从而有利于提高表面质量。

本申请实施例中，控制入锌锅的温度为440-500℃，钢带温度440-480℃，有利于涂覆上锌液，并减少表面锌渣等附着，提高表面质量，锌液铝含量在0.15-0.25％时有利于与钢材表面氧化铁皮中的含SiMn氧化物发生还原反应，破坏表面铁皮结构，有利于形成连续的抑制层，提高表面质量。

作为一种可选的实施方式，所述加热的温度为1150-1250℃，所述加热的时间≤50min，所述加热时的氧的质量分数≤3％。

本申请实施例中，加热温度采用1150-1250℃，板坯温度低于1150℃不利于钢中合金元素均匀化，造成成分和组织偏析，加热温度高于1250℃，表面容易形成难以去除的Fe2SiO4、Fe2CrO4、SiO2、Cr2O3等复合氧化物，使产品表面质量变差。优选的，所述加热的温度为1200-1250℃，加热时间≤50min，有利于降低板坯表面晶界的氧化，炉内氧含量≤3％有利于减少表面的氧化以及形成FeSiO3等严重影响表面质量的氧化物。

作为一种可选的实施方式，所述热轧的终轧温度900-960℃，所述热轧中，采用≥5道次的高压除鳞，道次除鳞压力≥10MPa。

本申请实施例中，热轧步骤中，采用≥5道次的高压除鳞有利于表面氧化铁皮的去除，尤其对于合金含量较高的钢种，可有效去除含Si、Cr、Mn的复合氧化物，提高表面质量。

本申请实施例中，终轧温度900-960℃，热轧过程中终轧温度较低时表面硬度较高的SiO2、Cr2O3氧化铁皮易压入表面，造成表面缺陷，终轧温度太高容易造成氧化铁皮过厚，Fe2SiO4、Fe2CrO4、SiO2、Cr2O3过度生长，难以酸洗去除并造成酸轧后表面粗糙。

作为一种可选的实施方式，所述轧后冷却的速率≥25℃/s，所述卷取的温度≤650℃，所述酸轧后板面粗糙度Ra≤2.0μm。

本申请实施例中，轧后冷却采用前段快速冷却，且轧后冷却的速率≥25℃/s，有利于降低Fe2SiO4、Fe2CrO4、SiO2、Cr2O3等氧化物生长速度，降低氧化铁皮厚度，保持酸洗后表面平整，降低粗糙度。快的冷却速度有利于细化组织，有利于获得高的强度、延伸率和扩孔率。

本申请实施例中，卷取温度过高，容易形成较厚且难以酸洗的由Fe2SiO4、Fe2CrO4、SiO2、Cr2O3构成的氧化铁皮，因此卷取温度在≤650℃。卷取温度高对于细化晶粒不利，对产品的强度和扩孔率产生不利影响。

本中请实施例中，热轧卷是用连铸板坯或初轧板坯作原料，经步进式加热炉加热，高压水除鳞后进入粗轧机，粗轧料经切头、尾、再进入精轧机，实施计算机控制热轧，终轧后即经过层流冷却(计算机控制冷却速率)和卷取机卷取、成为直发卷。

本发明中，酸轧后板面粗糙度Ra≤2.0μm，优选≤1.0μm。酸轧后的粗糙度控制有利于减少镀锌前由于带钢表面残留的气体，根据研究发现，平整光滑的表面有利于增加锌液和表面的结合力，从而减少漏镀缺陷。

作为一种可选的实施方式，所述连续退火包括加热、均热和冷却，所述均热的温度为760-850℃，均热时间为100-300s；所述连续退火的保护气氛包括：露点温度为-30～-50℃，氢气的质量分数为5-15％，氧的体积浓度≤20ppm。

本申请实施例中，在连续退火过程中，均热温度高于760℃有利于钢材的组织回复和再结晶，温度太高晶粒粗大，对性能控制不利，因此本发明中均热温度760-850℃。均热时间的控制也是有利于组织比例和晶粒尺寸的控制，可获得优异的力学性能，因此均热时间控制在100-300s。本申请实施例中，连续退火中各步骤共同作用，可以有效减少微裂纹，提高成形后零件的力学性能和镀层质量。

本申请实施例中，本发明控制退火炉内露点-30～-50℃，炉内氢气含量H₂在5-15％，露点太高容易造成外氧化和脱碳严重，使镀锌产品出现漏镀等表面缺陷，并使产品强度下降，而露点太低对设备能力要求太高，在常规产线难以实现。H₂含量太低也容易造成带钢表面的外氧化，而太高增加成本，因此本发明退火炉H₂在5-15％。残氧含量太高，容易导致表面氧化，从而涂覆后的表面质量产生显著影响，对于本发明，由于合金含量高，因此退火炉内残氧含量应≤20ppm。

本申请实施例中，露点温度是空气在水汽含量和气压都不改变的条件下冷却到水汽饱和时的温度。形象地说就是空气中的水蒸气变成露珠时的温度就是露点温度。

下面将结合实施例和实验数据，对本发明实施例提供的一种高表面质量热镀锌高强钢及其制造方法进行详细说明。

本实施例按照以下步骤进行生产(冶炼、连铸→铸坯冷却→板坯清理→板坯加热→板坯热轧→轧后冷却→卷取→酸洗冷轧→连退→镀锌→光整→成品)。

表1 各实施例及对比例主要成分列表。

表2 实施例和对比例中热轧主要参数控制列表。

表3 本实施例和对比例的冷轧、连退主要参数控制列表。

表4 各实施例和对比例的效果列表。

表5 实施例和对比例的性能效果。

按照本发明1～4-1所列的成分及参数进行控制，得到性能和表面质量良好的产品，而对比例4-2采用了高的加热温度和长的加热时间以及高的卷取温度，导致其酸轧后表面粗糙度较大，造成镀锌后表面产生缺陷，且由于高的卷取温度，其铁素体晶粒和马氏体晶粒都较为粗大，对强度和扩孔率产生不利影响。对比例4-3采用了长的加热时间以及较低的终轧温度和慢的冷却速率，导致其酸轧后表面粗糙度较大，造成镀锌后产生表面缺陷，且由于低的冷速，其铁素体晶粒和马氏体晶粒都较为粗大，对强度和扩孔率产生不利影响。对比例5在成分设计中采用了较低C含量和Si含量，导致其最终成品强度和扩孔率不高，且在退火中时间长，露点较高，导致其表面产生缺陷。对比例6在成分设计时采用了较高的C和Si，其酸轧后表面粗糙，且在退火中采用了较高的退火温度以及高的露点，导致至成品表面质量较差。

Claims

1.一种高表面质量热镀锌高强钢，其特征在于，所述热镀锌高强钢的化学成分以质量分数计包括：C：0.08％-0.15％，Mn：1.80％-2.70％，Si：0.50％-1.50％，Als：0.010-0.05％，P：≤0.015％，S：≤0.008％，N：≤0.008％，Nb：0.01-0.05％，Cr：0.30-0.60％，Mo：0.10-0.30％，其余为Fe和不可避免的杂质。

2.根据权利要求1所述的热镀锌高强钢，其特征在于，所述热镀锌高强钢的金相组织，以体积分数计，包括10％-40％马氏体、10％-30％贝氏体和30-80％铁素体。

3.根据权利要求1所述的热镀锌高强钢，其特征在于，所述铁素体中晶粒的平均直径为0.5-5.0μm。

4.根据权利要求1所述的热镀锌高强钢，其特征在于，所述马氏体中晶粒的平均直径为0.5-3.0μm。

5.根据权利要求1所述的热镀锌高强钢，其特征在于，所述热镀锌高强钢的性能包括：抗拉强度≥780MPa，延伸率A≥20％和扩孔率≥25％。

6.一种高表面质量热镀锌高强钢的制备方法，其特征在于，所述方法包括，

获取含有所述化学成分的铸坯；

7.根据权利要求6所述的方法，其特征在于，所述加热的温度为1150-1250℃，所述加热的时间≤50min，所述加热时的氧的质量分数≤3％。

8.根据权利要求6所述的方法，其特征在于，所述热轧的终轧温度900-960℃，所述热轧中，采用≥5道次的高压除鳞，道次除鳞压力≥10MPa。

9.根据权利要求6所述的方法，其特征在于，所述轧后冷却的速率≥25℃/s，所述卷取的温度≤650℃，所述酸轧后板面粗糙度Ra≤2.0μm。

10.根据权利要求6所述的方法，其特征在于，所述连续退火包括加热、均热和冷却，所述均热的温度为760-850℃，均热时间为100-300s；所述连续退火的保护气氛包括：露点温度为-30～-50℃，氢气的质量分数为5-15％，氧的体积浓度≤20ppm。