铁素体区轧制xiugai

铁素体区轧制高强IF钢
摘要
本发明涉及一种铁素体区轧制高强IF钢的方法。

该高强IF钢是在普通
Nb+Ti-IF钢种添加微量的Mn≤1.8%、P≤0.1%、Cr≤0.5%、Mo≤0.5%等固容强化行合金元素，以提高IF钢的强度。

生产该高强IF钢加热温度≤1150℃，保温0.5～1小时，开轧温度1100℃，粗轧在奥氏体区进行，粗轧压下率为80%，以细化粗轧后奥氏体晶粒；精轧在铁素体区轧制进行，终轧温度≤780℃，层流冷却后进行卷取。

专利要求
1.本发明涉及一种用于在铁素体区轧制生产高强IF钢的方法，在普通Nb+Ti-IF 钢中添加微量的Mn1.2~1.8%、P≤0.01~0.1%、Cr≤0.1~0.5%、Mo≤0.1~0.5%等固溶强化行合金元素，以提高IF钢的强度。

生产该高强IF钢加热温度1100¬1220℃，保温2～3小时，粗轧在奥氏体区进行以细化粗轧后奥氏体晶粒；精轧在铁素体区轧制进行，终轧温度800-850℃，并所有精轧机的机架上进行有润滑的轧制，保证热轧板发生完全再结晶，降低轧制力，获得高表面质量，层流冷却后进行卷取。

2.如专利1要求的高强IF钢的成分，其特征在于采用固溶强化、析出强化和细晶强化等强化手段，获得较高的强度和优良的深冲性。

3.按照专利1要求的轧制方法，其特征为在初轧轧机至少一个机架上进行有润滑的轧制，采用无碳热轧润滑剂，以防止轧件表面增碳。

粗轧之后采用保温罩进行保温，以保证中间坯料头尾的温度均匀性。

4．如前所述，带钢在离开最终轧制装置之后采用层流冷却装置，冷却到600℃进行卷曲，在冷却装置中，用以高的位置密度放置的喷嘴将水喷在带钢上。

铁素体区轧制高强IF钢的实施办法
技术领域
本发明不但涉及高强度和优良深冲性的高强IF钢，还涉及到通过在加热温度≤1150℃，粗轧在奥氏体区进行，精轧在铁素体区轧制进行，终轧温度≤780℃的方法，最终形成具有所要求的最终厚度的铁素体带钢的方法。

技术背景
伴随工业技术的发展，能源和环境问题成为重大的社会课题，汽车工业也不例外。

近年来，我国汽车工业正以10％～15％的年增长率快速发展，汽车市场需求的不断变化对钢铁材料的产量和质量持续提出要求。

特别是汽车的减重、节能、安全和环保等方面的要求使得高强度钢板的开发和应用受到越来越多的重视。

钢的强度和塑性一般是矛盾的，钢强度的提高必然会导致塑性下降，如碳锰钢（CMn）、高强低合金钢（HSLA）、各向同性钢（IS）、烘烤硬化钢（BH）、高强IF钢（HSSIF）等。

IF钢是在超低碳中(一般碳含量在0.005%以下)加入微量的合金元素(主要是Ti、Nb)，使钢中的C、N间隙原子完全被固定成碳氮化合物，钢中无间隙原子存在，使得该钢种具有极优良的成形性和非时效性，但这种钢的强度往往都比较低，而传统的高强IF钢通过添加P、Mn等合金元素来获得比较高的强度的同时，也极大的损害了深冲性，为满足汽车工业的发展和用户的需求的要求，这就要求一种既具有良好的深冲性又具有比较高强度的汽车用钢。

而发明的该高强汽车用钢通过在普通Nb+Ti-IF钢的基础上添加微量的
Mn≤1.8%、P≤0.1%、Cr≤0.5%、Mo≤0.5%等合金元素。

Nb、Ti不仅保证了无间隙原子的存在，而且形成很多细小弥散的铌碳氮化合物和钛化合物。

这些细小的沉淀物通过析出强化和细晶强化提高了钢的抗拉强度。

Cr和Mo也可以和C、N 结合形成化合物。

P、Mn、Cr也起固溶强化作用，Mo也是一种固溶强化元素，但是它可以在退火后通过阻止晶粒长大而产生细晶强化的作用并且可以起到延迟再结晶的作用。

研究表明，均匀细小的热轧铁素体晶粒、退火前粗大稀硫的二相粒子形态以及无C、N间隙固溶原子状态，是有利于在退火过程中形成<111>//ND有利织构
的三个重要因素。

大量研究表明，粗大稀硫的第二相粒子形态及均匀细小的铁素体晶粒是保证IF钢{111}织构充分发展获得优异成形性能的重要条件。

一般来讲，IF钢的轧制在奥氏体区进行，即粗轧精轧温度均在Ar3以上，但IF钢在奥氏体区变形时呈现出典型的加工硬化和动态回复。

并且由于IF钢γ-α转变温度较高，难以保证IF钢在奥氏体区终轧，而容易实现铁素体区轧制，在铁素体区变形时，由于溶解的Nb 阻止动态回复，变形较小时，由于不可移动位错的增加，就会引起流动应力的迅速、近似线性的增加。

对于奥氏体区轧制，主要的软化过程是数秒内所发生的静态再结晶（Static Recrystallization），而对于铁素体区轧制，软化主要是回复引起的。

在铁素体区精轧时，发生动态再结晶和随后的亚动态再结晶，并出现1～3μm的超细铁素体晶粒（Ultrafine Ferrite Grain）。

IF 钢在铁素体区大变形后，产生细小的等轴晶粒，这种细小的等轴晶粒产生于由显微带发展而来的亚晶结构。

通过铁素体区热轧，可以生产具有相同或更优性能的冲压和深冲ELC钢。

用铁素体区热轧代替奥氏体区轧制能节约能源。

采用这一技术，可以以更少的能耗生产更宽更薄的热轧板带。

铁素体区轧制该高强IF钢的生产工艺如下：生产该高强IF钢加热温度
≤1150℃，保温0.5～1小时，粗轧在奥氏体区进行，粗轧压下率为80%，以细化粗轧后奥氏体晶粒；精轧在铁素体区轧制进行，终轧温度≤780℃，层流冷却至卷取温度，有必要的可以进行随后的冷轧和退火工艺。

发明内容
本发明涉及一种用于在铁素体区轧制高强IF钢的方法，其中，高强IF钢通过在普通Nb+Ti-IF钢的基础上添加微量的Mn、P、Cr、Mo等合金元素。

Nb、Ti不仅保证了无间隙原子的存在，而且形成很多细小弥散的铌碳氮化合物和钛化合物。

这些细小的沉淀物通过析出强化和细晶强化提高了钢的抗拉强度。

Cr和Mo也可以和C、N结合形成化合物。

P、Mn、Cr也起固溶强化作用，Mo也是一种固溶强化元素，但是它可以在退火后通过阻止晶粒长大而产生细晶强化的作用并且可以起到延迟再结晶的作用。

铁素体区轧制该强IF钢的的工艺示意图如图1所示，图2 是一曲线图，它表示了在带刚生产过程中温度的分布图。

众所周之，当IF钢的化学成分确定之后，IF钢中第二相粒子的析出形态、大小和分布与板坯加热温度有重要关系。

在板坯加热过程中会发生第二相粒子的溶解。

C，N化物在IF钢中的固溶度是C，N，Ti，Nb，S，Al等元素含量和温度的函数。

对于碳氮化合物，如NbC在1000℃完全溶解，AlN在1250℃完全溶解，而Ti(CN)在1250℃尚未完全溶解。

且Ti-IF钢中Ti(CN)粒子在1250℃加热温度下比在1000℃更细小弥散。

显然加热未溶解的碳氮化合物一定粗大，所以低温加热容易得到粗大的析出物，这对r值有利。

实验发现，当加热温度大于1150℃，卷取温度为650℃时，才有粗大的Ti4C2S2析出，且同时细小弥散分布的TiN减少。

因此，要想得到超深冲性能优良的IF钢，板坯加热温度必须比一般生产的板坯加热温度低。

随板坯加热温度升高，粗大的Ti4C2S2粒子析出减少，损害IF钢的r值。

因此板坯在加热炉中的温度应控制在1150℃。

另外，低的加热温度节约能源、大幅度降低由此产生的氧化铁皮损耗，提高带钢质量。

板坯出加热炉后，首先经过粗轧机除鳞箱用高压水清除氧化铁皮，然后送到定宽压力机。

定宽压力机对板坯进行一道次侧压后送往R1粗轧机，R1粗轧机二辊可逆式，机前设立辊轧机E1。

之后进入R2粗轧机，板坯在粗轧机E2、R2上轧5-7道次后，轧成厚度为32-60mm的中间带坯。

R2后有宽度计和高温计。

为减少带坯在中间延迟辊道上的温度损失和带坯首尾温差，在中间辊道上设有保温罩，以精确控制带钢的温度。

在初轧装置中使初轧板坯在奥氏体范围内轧制，并且在奥氏体范围内轧制后，将带钢基本上冷却到基本上具有铁素体组织的温度。

粗轧带坯经中间延迟辊道，切头飞剪输入辊道，边部加热器，送往飞剪。

经飞剪剪切后，由粗轧除鳞箱进入精轧F1前的立辊E1轧制，再次进行宽度控制，然后进精轧F1-F7，并在第七架精轧机F7后进行测温、测宽和测厚，并对板形进行控制。

在精轧装置中，以基本上对应于其进入最终轧制装置和随后的减厚工序的速度轧制带钢，并且在最终轧制装置的至少2个机架中，使带钢以位于830℃至700℃之间的温度在铁素体范围内轧制。

精轧温度降低100-200℃，轧制力不仅没有上升，反而下降。

造成温度降低轧制力也降低的原因是铁素体和奥氏体的晶体结构不同，一般认为体心立方结构的铁素体晶体滑移系较面心立方的奥氏体晶体滑移系多，因而在一定温度范围内容易变形，变形抗力减小。

成品带钢经精轧机组后输出辊道上的层流冷却装置后，使带钢迅速冷却到600℃的卷取温度。

原因在于，对于高强IF钢磷元素含量较高，磷原子的半径远比铁原子的小，固溶的磷原子与晶界产生相互作用，严重阻碍了晶界迁移。

在卷取过程中，钢中固溶的磷原子钉扎于铁素体晶界，阻碍了再结晶过程中的形核及长大，致使大部分铁素体晶粒仍处于轧制状态，阻碍了< 111 > ∥N D 再结晶织构的生成，所以织构类型主要为轧制织构，这对钢板深冲性能不利。

1100℃
920℃
880℃760℃680℃图2图11150℃。