具有增强弹性模量特征的轻质钢、钢板及其制造方法

具有增强弹性模量特征的轻质钢、钢板及其制造方法
【专利摘要】本发明公开了一种具有增强弹性模量特征的轻质钢，所述轻质钢的化学成分质量百分数为：0.001％≤C≤0.30％，0.05％≤Mn≤4.0％，1.5％＜Al＜3.0％，1.5％≤Ti≤7.0％，0.5％≤B≤3.6％，其余为Fe和不可避免的杂质元素；所述轻质钢的微观组织包括基体和基体中均匀弥散分布的细小的硬质增强颗粒，其中所述基体全部地或部分地为铁素体和/或贝氏体，所述硬质增强颗粒至少包括TiB2。此外，本发明还公开了采用所述轻质钢制得的钢板及其制造方法。本发明利用在基体中形成细小弥散分布的具有高弹性模量的硬质增强颗粒，来提高钢板材料的整体弹性模量，并使钢板具有较高的强度和断裂延伸率。
【专利说明】
具有増强弹性模量特征的轻质钢、钢板及其制造方法
技术领域
[0001] 本发明设及一种轻质钢、钢板及其制造方法，尤其设及一种具有增强弹性模量特 征的轻质钢、钢板及其制造方法。
【背景技术】
[0002] 应用高强钢和先进高强钢替代传统低强度级别钢材，可W提高汽车用钢的比强度 (强度与密度之比）和减小结构件用钢板的厚度，实现汽车车身结构轻量化。目前正在研发 的富侣低密度、高强初性钢板可W进一步提高钢板的比强度，从而能满足潜在的更为严苛 的轻量化需求。
[0003] 然而，尽管富侣轻质钢具有高比强度，但是随侣含量增加，钢的弹性模量不断降低 (如Fe-8.5wt%Al轻质钢的弹性模量约为170G化，与常规C-Mn钢所具有约205G化的弹性模 量相比较，降低达17%之多）。由材料力学理论可知，在钢板材料的弹性模量一定的条件下， 构件刚度需求限制了高强钢钢板的厚度减薄。因此，为满足构件刚度需求，在不改变构件形 状的前提下，如能增加高强度钢板材料本身的弹性模量，则可W实现钢板厚度进一步减薄 和车身整体的进一步减重。另外，提高高强钢的弹性模量可W减少钢板在冲压成型时的回 弹，从而有助于制造形状精确的饭金件。富侣轻质钢弹性模量的降低显著削弱了由密度降 低和比强度升高而带来的减重效果。所W，针对富侣轻质高强钢，提高其弹性模量是钢种开 发和推动钢种应用所必须要考虑的重要因素之一。
[0004] 通过在钢的基体中添加碳化物和棚化物等硬质陶瓷颗粒(如TiC、VC和TiB2)可W 提高钢板材料整体的弹性模量。运是由于上述陶瓷颗粒具有约300~565G化的高弹性模量， 远高于作为基体材料的常规钢板的弹性模量。另外，与常规钢板相比较，上述陶瓷颗粒具有 相对低的密度，因此通过添加增强颗粒而形成的钢铁基复合材料同样具有轻质的特征。研 究表明，TiBs颗粒尤其适用于做钢板基体的增强相，运是因为TiBs与铁或铁基合金之间易于 建立直接的热力学平衡关系，并且两相（基体和TiBs增强相）在相界面处形成共格关系。另 夕F，TiB2颗粒的弹性模量要显著高于碳化物增强颗粒的弹性模量。
[0005] 现有技术中，颗粒增强钢铁基复合材料（W下称之为具有增强弹性模量的轻质钢） 通常通过粉末冶金工艺来制备，即将不同成分的金属粉末依次经均匀混合、压实成形和高 溫烧结。TiBs等陶瓷颗粒通过不同成分的金属粉末之间的化学反应而原位生成。然而运种 工艺明显具有W下缺点:粉末在烧结前容易被污染和氧化，从而使钢质基体-陶瓷颗粒界面 无法形成良好结合;烧结后轻质钢内部残留孔隙，从而诱发材料在服役过程中易于发生应 力集中和过早破坏；制造工艺只适合少量生产，无法满足汽车工业中大批量生产制造的需 求。
[0006] 通过原位反应铸造法可W工业规模化生产具有增强弹性模量的轻质钢。该技术方 法中，硬质增强颗粒在钢水凝固过程中通过共晶反应原位生成，因而钢质基体中能均匀弥 散分布适量体积分数的细小硬质增强颗粒。并且，该工艺还具有颗粒与基体相容性好W及 材料制备成本低等特点。然而，目前WFe-Ti-B为主要成分并适量添加 C、Mn、Al和Si元素的 成分体系（其中Al含量不超过I. 5%)所制备的轻质钢的铸造组织中，TiB2等增强颗粒易于 在铁素体晶界呈网状连续分布，从而影响铸巧的后序加工变形能力。

【发明内容】

[0007] 本发明的目的之一在于提供一种具有增强弹性模量特征的轻质钢，其具有低密 度、高比强度、高抗拉强度W及高弹性模量的特性，可W工业规模化生产，且能抑制硬质增 强颗粒在基体晶界处连续分布，从而改善材料的加工变形能力，具有优良延展性。
[0008] 为了实现上述目的，本发明提出了一种具有增强弹性模量特征的轻质钢，所述轻 质钢的化学成分质量百分数为：0.001%<C<0.30%，0.05%<Mn<4.0%，1.5% <A1 < 3.0%，1.5% <Ti<7.0%，0.5% <B<3.6%，其余为Fe和不可避免的杂质元素;所述轻质 钢的微观组织包括基体和基体中均匀弥散分布的细小的硬质增强颗粒，其中所述基体全部 地或部分地为铁素体和/或贝氏体，所述硬质增强颗粒至少包括TiB2。
[0009] 在本发明所述的具有增强弹性模量特征的轻质钢中，不可避免的杂质主要是S、P 和N元素，其中，P是固溶强化元素，但是P会增加钢的冷脆性，降低钢的塑性，使冷弯性能和 焊接性能变坏，因此，可W控制P含0.02% ;S使钢产生热脆性，降低钢的延展性和初性，使焊 接性能变坏，降低钢的耐蚀性，因此，可W控制S含0.01% ;N与Al形成A1N，过量粗大AlN会降 低钢的热塑性，因此，可W控制N < 0.01 %。
[0010] 本发明所述的具有增强弹性模量特征的轻质钢中的各化学元素的设计原理为：
[0011] c:c是固溶强化元素，可W显著提高钢板的屈服强度和抗拉强度。C还是奥氏体稳 定化元素，可W用来控制和调节钢质基体的显微组织，该显微组织可W部分或全部为铁素 体和(或）贝氏体。另外，C和Ti可W形成TiC硬质颗粒W提高轻质钢的弹性模量。然而，过高 的C含量会恶化轻质钢的焊接性能。因此，所述轻质钢中C含量控制为:0.0 Ol~0.30%。 [0012] Mn:Mn增加奥氏体稳定性和促进奥氏体生成，因而能用来控制和调节钢质基体的 显微组织。Mn能提高钢质基体的泽透性和固溶强化钢质基体，从而增加轻质钢的强度。Mn还 可W减弱或消除S所引起的钢的热脆性，从而改善轻质钢的热加工性能。但是，过高Mn含量 会引起铸造板巧中Mn偏析W及热社板中明显的带状组织分布，从而最终降低轻质钢的综合 力学性能。因此，所述轻质钢中Mn含量控制为:0.05~4.0%。
[0013] Al :A1在本发明中是重要合金元素。添加 Al元素有助于改善轻质钢铸巧的微观组 织，减少硬质增强颗粒(主要指TiBs颗粒)在基体晶界处连续分布，抑制薄膜状硬质增强相 (如TiB2)包裹基体晶界，从而增加材料的后续可加工变形能力和断裂延伸率。另外添加 Al 可降低钢板密度，从而进一步增加轻质钢的减重效果。然而，添加过量Al会降低铸造板巧的 可铸造性。因此，所述轻质钢中Al含量控制为:1.5~3.0%的范围W内。
[0014] Ti:Ti在本发明中是重要合金元素，与B结合形成主要增强轻质钢弹性模量的硬质 颗粒TiB2。另外，Ti与C结合形成TiC硬质颗粒同样可W用来增强轻质钢的弹性模量。当Ti含 量低于1.5%时，钢质基体中形成的TiBs颗粒体积分数较低，不足W显著改善轻质钢的弹性 模量；当Ti含量高于7.0%时，钢质基体中容易生成粗大的TiBs初生相颗粒，运会给复合钢 质材料的可铸造性和后续可加工性带来不利影响。因此，所述轻质钢中Ti含量控制为：1.5 ~7.0%。
[0015] B:B在本发明中同样是重要合金元素，与Ti结合形成主要增强复合钢质材料弹性 模量的硬质颗粒TiB2。由化学计量可知，为生成TiB2颗粒，B含量约为Ti含量的0.45倍。添加 过量的B会生成FesB硬质相，从而降低钢的延展性;添加过少量的B会使钢中固溶较多的Ti, 从而降低Ti的使用经济性。因此，所述轻质钢中B含量控制为:0.5~3.6%。
[0016] 进一步地，本发明所述的轻质钢中，Ti和B元素还满足:-1.2%含（Ti-2.22*B) < 1.2%。
[0017] 在该限定公式中，Ti和B分别表示Ti元素和B元素的质量百分含量，例如，当Ti的含 量为1.6%，B的含量为0.6%时，代入公式中的Ti的值为1.6,而不是0.016,代入公式中的B 的值为0.6,而不是0.006。
[0018] 上述轻质钢中，Ti和B元素的含量需要同时满足-1.2% < (Ti-2.22地）< 1.2%。当 (Ti-2.2巧B)>1.2%时，钢质基体中固溶较多的Ti而降低Ti的使用经济性；当（Ti-2.22*B) <-1.2%时，钢质基体中会形成过多的FesB硬质相而显著降低钢的延展性。
[0019] 更进一步地，在上述轻质钢中，所述硬质颗粒的体积分数占全部微观组织的至少 3%。
[0020] 上述轻质钢中，当Ti和B元素的含量满足-1.2% < (Ti-2.22地）2%时，所述轻 质钢的显微组织结构中硬质增强颗粒的体积分数之和占全部微观组织的至少3%，可W有 效地增强轻质钢的弹性模量。在本技术方案中，主要是控制硬质增强颗粒所占比例的下限， 对于上限并没有特别严格的要求。一般来说，可W控制硬质增强颗粒的体积分数之和占全 部微观组织的3-25%，该比例超过25%，一般在工业生产中是难W实现的。
[0021] 更进一步地，在上述轻质钢中，所述轻质钢板的抗拉强度>500M化、弹性模量> 200GPa、密度 < 7600kg/m3。
[0022] 优选地，在前述轻质钢中，所述Ti元素含量为3.0% <6.0%，所述B元素含量 为1.2% < B。.0% ,Ti和B元素还满足:-0.6% < (Ti-2.22地）<0.6%;所述硬质颗粒的体 积分数占全部微观组织至少6%。
[0023] 上述轻质钢中，在含有适量C的情况下，当0.6%<(Ti-2.22*B) < 1.2%时，钢质基 体中会形成较多TiC颗粒，从而影响轻质钢的弹性模量增强效果。当-1.2%含（Ti-2.22*B) <-0.6%时，钢质基体中的FesB硬质相会降低轻质钢的延展性。本发明优选轻质钢的化学 成分中Ti和B元素的含量满足3.0% <6.0%，1.2%非。.0%，使钢质基体中所包含 的增强颗粒的体积分数之和不小于6%，同时，优选Ti和B元素的含量满足-0.6% ^ (Ti-2.2巧B)含0.6%，使钢质基体中的增强颗粒主要为TiB2, W提高硬质颗粒对轻质钢弹性模 量的增强效果。
[0024] 更进一步地，在上述轻质钢中，所述轻质钢板的抗拉强度>500M化、弹性模量> 21 OGPa、密度 < 7400kg/m3。
[0025] 进一步地，本发明所述的或W上更进一步的任一方案所述的轻质钢中，所述硬质 增强颗粒还包括TiC和化2B的至少其中之一。
[0026] 进一步地，本发明所述的或W上更进一步的任一方案所述的轻质钢中，所述硬质 增强颗粒的平均尺寸小于15皿。
[0027] 本发明中，合金元素含量使钢质基体中硬质增强颗粒主要来源于钢水在凝固时发 生的共晶反应，粗大初生相的形成受到抑制，因而硬质增强颗粒能够在钢质基体中均匀细 小分布，进而使轻质钢具有良好的后续可加工性W及良好的机械性能。当硬质增强颗粒的 平均尺寸不超过15WI1时，轻质钢具有良好的断裂延伸率。
[0028] 进一步地，本发明所述的或W上更进一步的任一方案所述的轻质钢中，所述轻质 钢的化学成分还包括如下元素的至少其中之一 :0.01 %< Si <1.5%，0.01%< Cr <2.0%， 0.01% < Mo < 1.0% ,0.01% < Nb <0.2% ,0.01% <V< 0.5% ,0.05% < Ni < 1.0% ,0.05% <Cu< 1.0% ,0.001% < Ca <0.2%。
[0029] 上述具有增强弹性模量特征的轻质钢中的各化学元素的设计原理为：
[0030] Si :Si是铁素体固溶强化元素，可提高强度；另外，添加 Si可W显著提高奥氏体的 力学稳定性，有助于轻质钢获取良好强度和塑性的匹配。但是，过高Si含量会降低轻质钢的 塑性;另外，对于热锻锋轻质钢钢板来说，过高Si含量使轻质钢基板的可锻性变差。因此，所 述轻质钢中Si含量控制为:0.01~1.5%。
[0031] Cr: Cr可W细化晶粒组织和抑制热加工时晶粒粗化，但是过高Cr含量会破坏钢的 延展性。因此，所述轻质钢中化含量控制为:0.01~2.0%。
[0032] Mo :Mo的作用与Cr相似。Mo元素含量过高时会增加生产成本。因此，所述轻质钢中 Mo含量控制为:0.01~1.0%。
[0033] Nb: Nb与C、N结合会形成师(C，N )，可有效地抑制热加工过程中晶粒粗化。Nb会强烈 抑制动态再结晶的发生，从而增加社制变形抗力。Nb可W细化铁素体晶粒。但添加过量的Nb 会减弱轻质钢的热加工性能和轻质钢钢板的初性。因此，所述轻质钢中Nb含量控制为:0.01 ~0.2%。
[0034] V:V有助于细化晶粒组织和提高组织热稳定性，V还可W提高轻质钢的强度，但是 添加 V增加了轻质钢的成本。因此，所述轻质钢中V含量控制为:0.01%~0.5%。
[0035] Ni :Ni是奥氏体稳定化元素，可阻碍高溫下晶粒粗化，但是Ni的价格昂贵从而增加 生产成本。因此，所述轻质钢中Ni含量控制为:0.05~1.0%。
[0036] Cu: Cu的作用和Ni相近，但Cu含量过高时对热变形加工不利。因此，所述轻质钢中 Cu含量控制为:0.05~1.0%。
[0037] Ca:化用来脱SW改善轻质钢的热加工性能，过量的化会降低轻质钢的延展性。因 此，所述轻质钢中化含量控制为:0.001~0.2%。
[0038] 本发明的另一目的在于提供一种采用W上任一方案所述的轻质钢制得的钢板。
[0039] 为了达到上述发明目的，本发明还提出了一种钢板，其采用W上任一方案所述的 轻质钢制得。
[0040] 本发明的再一目的还在于提供一种可用于制造上述钢板的制造方法，该方法可W 采用W上任一方案所述的轻质钢生产上述钢板。
[0041] 为了达到上述发明目的，本发明还提出了上述钢板的一种制造方法，包括步骤：
[0042] (1)冶炼并连铸，得到板巧，板巧厚度为120~300mm;
[0043] (2)热社，得到热社板。
[0044] 可选地，本发明所述的一种制造方法中，在所述步骤(2)后还具有步骤(3)再结晶 退火。
[0045] 上述方案考虑到若热社板基体存在未再结晶显微组织时，对热社板实施再结晶退 火处理，W增加热社板的延展性，并使热社板在后序冷社变形时具有良好的社制变形能力。 若热社板组织为完全再结晶组织，热社钢板已具有良好的冷社变形能力和延展性时，该再 结晶退火步骤可W省略。
[0046] 进一步地，本发明所述的一种制造方法中，在所述步骤(2)中，加热溫度为1000~ 1250°C，保溫时间为0.5~化，终社溫度> 850°C，然后在400~750°C下卷取。
[0047] 更进一步地，在前述的一种制造方法中，当所述步骤(3)采用连续退火方式对热社 板进行再结晶退火时，将热社板加热至均热溫度800~1000°C，保溫30~600s，然后冷却至 室溫。
[0048] 上述方案中，步骤(3)采用连续退火方式时相关参数选择范围的理由是：当均热溫 度低于800°C或保溫时间少于30s时，钢板基体组织未发生明显的再结晶；当均热溫度高于 IOOCTC时，钢板基体组织会迅速粗化，进而影响其后续变形能力。保溫时间不超出600s是出 于生产经济性考虑。
[0049] 更进一步地，在前述的一种制造方法中，当所述步骤(3)采用罩式炉退火方式对热 社板进行再结晶退火时，将热社板加热至均热溫度650~900°C，保溫时间0.5~4她，然后随 炉冷却至室溫。
[0050] 上述方案中，步骤(3)采用罩式炉退火方式时相关参数选择范围的理由是：当均热 溫度低于650°C和保溫时间少于0.化时，钢板基体组织未发生明显的再结晶；当均热溫度高 于900°C时，钢板基体组织会发生显著粗化，进而影响其后续变形能力。保溫时间不超过48 小时是出于保溫时间过长影响生产效率考虑。
[0051] 此外，为了达到上述发明目的，本发明还提出了上述钢板的另一种制造方法，包括 步骤：
[0052] (1)冶炼并薄带连铸，得到厚度不超过IOmm的薄带巧；
[0053] (2)热社，得到热社板。
[0054] 本发明提出的上述钢板的另一种制造方法中，所述步骤（1)采用薄带连铸工艺:将 具有所述轻质钢成分的钢水注入一对反向旋转的冷却铸漉之间，钢水在两漉间凝固形成厚 度不超过1 Omm的薄带巧，凝固冷却速率大于80 °C/s。薄带连铸工艺制造过程中，钢水快速凝 固可W避免合金元素偏析，W及使生成的硬质增强颗粒细小均匀地分布在薄带巧基体中。 通常硬质增强颗粒的平均尺寸可W细化至lOwnW下。细小均匀分布的硬质增强颗粒W及合 金元素均匀分布对改善最终轻质钢的延展性有益。此外，采用薄带连铸工艺制备的薄带巧 在无需外部加热的条件下直接被热社成规定厚度的热社卷，大大简化带钢生产工艺，从而 降低生产成本。
[0055] 可选地，本发明所述的另一种制造方法中，在所述步骤(2)后还具有步骤(3)再结 晶退火。
[0056] 上述方案考虑到若热社板基体存在未再结晶显微组织时，对热社板实施再结晶退 火处理，W增加热社板的延展性，并使热社板在后序冷社变形时具有良好的社制变形能力。 若热社板组织为完全再结晶组织，热社钢板已具有良好的冷社变形能力和延展性时，该再 结晶退火步骤可W省略。
[0057] 进一步地，本发明所述的另一种制造方法中，在所述步骤(2)中，将薄带巧在无外 部辅助加热的情况下立刻进行热社，控制终社溫度^ 850°C，热社压下量为20-60%，然后在 400~750°C下卷取。
[0058] 更进一步地，在前述的另一种制造方法中，当所述步骤(3)采用连续退火方式对热 社板进行再结晶退火时，将热社板加热至均热溫度800~1000°C，保溫30~600s，然后冷却 至室溫。
[0059] 上述方案中，步骤(3)采用连续退火方式时相关参数选择范围的理由是：当均热溫 度低于800°C或保溫时间少于30s时，钢板基体组织未发生明显的再结晶；当均热溫度高于 IOOCTC时，钢板基体组织会迅速粗化，进而影响其后续变形能力。保溫时间不超出600s是出 于生产经济性考虑。
[0060] 更进一步地，在前述的另一种制造方法中，当所述步骤(3)采用罩式炉退火方式对 热社板进行再结晶退火时，将热社板加热至均热溫度650~900°C，保溫时间0.5~4她，然后 随炉冷却至室溫。
[0061] 上述方案中，步骤(3)采用罩式炉退火方式时相关参数选择范围的理由是：当均热 溫度低于650°C和保溫时间少于0.化时，钢板基体组织未发生明显的再结晶；当均热溫度高 于900°C时，钢板基体组织会发生显著粗化，进而影响其后续变形能力。保溫时间不超过48 小时是出于保溫时间过长影响生产效率考虑。
[0062] 此外，为了达到上述发明目的，本发明还提出了上述钢板的又一种制造方法，包括 步骤：
[0063] (1)冶炼并连铸，得到板巧，板巧厚度为120~300mm;
[0064] (2)热社；
[0065] (3)酸洗；
[0066] (4)冷社，得到冷社板；
[0067] (5)冷社板再结晶退火。
[0068] 本发明提出的上述钢板的又一种制造方法中，所述步骤(5)利用冷社后再结晶退 火工艺，将钢板基体的变形组织转变为等轴状再结晶组织，W显著提高钢板的变形能力和 断裂延伸率。
[0069] 可选地，本发明所述的又一种制造方法中，在所述步骤(2)后还具有步骤(2a)热社 后再结晶退火。
[0070] 上述方案考虑到若热社板基体存在未再结晶显微组织时，对热社板实施再结晶退 火处理，W增加热社板的延展性，使热社板在后序冷社变形时具有良好的社制变形能力。若 热社板组织为完全再结晶组织，热社钢板已具有良好的冷社变形能力时，该再结晶退火步 骤可W省略。
[0071] 进一步地，本发明所述的又一种制造方法中，在所述步骤(2)中，加热溫度为1000 ~1250°C，保溫时间为0.5~化，终社溫度> 850°C，然后在400~750°C下卷取。
[0072] 更进一步地，在前述的又一种制造方法中，当所述步骤(2a)采用连续退火方式进 行热社后再结晶退火时，将热社板加热至均热溫度800~1000°C，保溫30~600s，然后冷却 至室溫。
[0073] 上述方案中，步骤(2a)采用连续退火方式时相关参数选择范围的理由是：当均热 溫度低于800°C或保溫时间少于30s时，钢板基体组织未发生明显的再结晶；当均热溫度高 于1000°C时，钢板基体组织会迅速粗化，进而影响其后续变形能力。保溫时间不超出600s是 出于生产经济性考虑。
[0074] 更进一步地，在前述的又一种制造方法中，当所述步骤(2a)采用罩式炉退火方式 进行热社后再结晶退火时，将热社板加热至均热溫度650~900°C，保溫时间0.5~4她，然后 随炉冷却至室溫。
[0075] 上述方案中，步骤(2a)采用罩式炉退火方式时相关参数选择范围的理由是：当均 热溫度低于650°C和保溫时间少于0.化时，钢板基体组织未发生明显的再结晶；当均热溫度 高于900°C时，钢板基体组织会发生显著粗化，进而影响其后续变形能力。保溫时间不超过 48小时是出于保溫时间过长影响生产效率考虑。
[0076] 进一步地，本发明所述的又一种制造方法中，在所述步骤(4)中，控制冷社压下量 为 25-75%。
[0077] 上述方案步骤(4)中，对酸洗后的热社钢板实施冷社变形至规定厚度，冷社压下量 为25~75%，优选40~60%。增加冷社压下量，可W在后续退火过程中有助于细化基体显微 组织W及提高退火钢板的组织均匀性，从而提高退火钢板的延展性。但是冷社压下量如果 过大，因加工硬化导致材料的变形抗力非常高，会使得制备规定厚度和良好板形的冷社钢 板变得异常困难;并且，过高冷社变形量会诱发钢板内部在基体和硬质增强颗粒之间形成 微裂纹，进而使材料发生破坏。
[0078] 进一步地，本发明所述的又一种制造方法中，当所述步骤(5)采用连续退火方式进 行冷社板再结晶退火时，将冷社板加热至均热溫度700~900°C，保溫30~600s，然后冷却至 室溫。
[0079] 上述方案步骤（5)采用连续退火方式时相关参数选择范围的理由是：当均热溫度 低于700°C或保溫时间少于30s时，钢板基体变形组织未发生明显的再结晶；当均热溫度高 于900°C时，钢板基体组织在完成再结晶后会迅速粗化，进而影响退火钢板的断裂延伸率。 保溫时间不超出600s是出于生产经济性考虑。
[0080] 进一步地，本发明所述的又一种制造方法中，当所述步骤(5)采用罩式炉退火方式 进行冷社板再结晶退火时，将冷社板加热至均热溫度600~800°C，保溫时间0.5~4她，然后 随炉冷却至室溫。
[0081] 上述方案步骤（5)采用罩式炉退火方式时相关参数选择范围的理由是：当均热溫 度低于600°C和保溫时间少于0.化时，钢板基体变形组织未发生明显的再结晶；当均热溫度 高于800°C时，钢板基体变形组织在完成再结晶后会发生显著粗化，进而影响退火钢板的断 裂延伸率。保溫时间不超过48小时是出于保溫时间过长影响生产效率考虑。
[0082] 此外，为了达到上述发明目的，本发明还提出了上述钢板的再一种制造方法，包括 步骤：
[0083] (1)冶炼并薄带连铸，得到厚度不超过IOmm的薄带巧；
[0084] (2)热社；
[0085] (3)酸洗；
[0086] (4)冷社，得到冷社板；
[0087] (5)冷社板再结晶退火。
[0088] 本发明提出的上述钢板的再一种制造方法中，所述步骤（1)采用薄带连铸工艺:将 具有所述轻质钢成分的钢水注入一对反向旋转的冷却铸漉之间，钢水在两漉间凝固形成厚 度不超过1 Omm的薄带巧，凝固冷却速率大于80 °C/s。薄带连铸工艺制造过程中，钢水快速凝 固可W避免合金元素偏析，W及使生成的硬质增强颗粒细小均匀地分布在薄带巧基体中。 通常硬质增强颗粒的平均尺寸可W细化至lOwnW下。细小均匀分布的硬质增强颗粒W及合 金元素均匀分布对改善最终轻质钢的延展性有益。此外，采用薄带连铸工艺制备的薄带巧 在无需外部加热的条件下直接被热社成规定厚度的热社卷，大大简化带钢生产工艺，从而 降低生产成本。薄带连铸工艺将钢水直接诱注出薄带巧，不经热社或稍经热社（1~2个道 次），然后再经冷社便可生产冷社薄板。
[0089] 本发明提出的上述钢板的再一种制造方法中，所述步骤(5)利用冷社后再结晶退 火工艺，将钢板基体的变形组织转变为等轴状再结晶组织，W显著提高钢板的变形能力和 断裂延伸率。
[0090] 可选地，本发明所述的再一种制造方法中，在所述步骤(2)后还具有步骤(2a)热社 后再结晶退火。
[0091] 上述方案考虑到若热社板基体存在未再结晶显微组织时，对热社板实施再结晶退 火处理，W增加热社板的延展性，使热社板在后序冷社变形时具有良好的社制变形能力。若 热社板组织为完全再结晶组织，热社钢板已具有良好的冷社变形能力和延展性时，该再结 晶退火步骤可W省略。
[0092] 进一步地，本发明所述的再一种制造方法中，在所述步骤(2)中，将薄带巧在无外 部辅助加热的情况下立刻进行热社，控制终社溫度^ 850°C，热社压下量为20-60%，然后在 400~750°C下卷取。
[0093] 更进一步地，在前述的再一种制造方法中，当所述步骤(2a)采用连续退火方式进 行热社后再结晶退火时，将热社板加热至均热溫度800~1000°C，保溫30~600s，然后冷却 至室溫。
[0094] 上述方案中，步骤(2a)采用连续退火方式时相关参数选择范围的理由是：当均热 溫度低于800°C或保溫时间少于30s时，钢板基体组织未发生明显的再结晶；当均热溫度高 于1000°C时，钢板基体组织会迅速粗化，进而影响其后续变形能力。保溫时间不超出600s是 出于生产经济性考虑。
[00%]更进一步地，在前述的再一种制造方法中，当所述步骤(2a)采用罩式炉退火方式 进行热社后再结晶退火时，将热社板加热至均热溫度650~900°C，保溫时间0.5~4她，然后 随炉冷却至室溫。
[0096] 上述方案中，步骤(2a)采用罩式炉退火方式时相关参数选择范围的理由是：当均 热溫度低于650°C和保溫时间少于0.化时，钢板基体组织未发生明显的再结晶；当均热溫度 高于900°C时，钢板基体组织会发生显著粗化，进而影响其后续变形能力。保溫时间不超过 48小时是出于保溫时间过长影响生产效率考虑。
[0097] 进一步地，本发明所述的再一种制造方法中，在所述步骤(4)中，控制冷社压下量 为 25-75%。
[0098] 上述方案步骤(4)中，对酸洗后的热社钢板实施冷社变形至规定厚度，冷社压下量 为25~75%，优选40~60%。增加冷社压下量，可W在后续退火过程中有助于细化基体组织 W及提高退火钢板的组织均匀性，从而提高退火钢板的延展性。但是冷社压下量如果过大， 因加工硬化导致材料的变形抗力非常高，会使得制备规定厚度和良好板形的冷社钢板变得 异常困难;并且，过高冷社变形量会诱发钢板内部在基体和硬质增强颗粒之间形成微裂纹， 进而使材料发生破坏。
[0099] 进一步地，本发明所述的再一种制造方法中，当所述步骤(5)采用连续退火方式进 行冷社板再结晶退火时，将冷社板加热至均热溫度700~900°C，保溫30~600s，然后冷却至 室溫。
[0100] 上述方案步骤（5)采用连续退火方式时相关参数选择范围的理由是：当均热溫度 低于700°C或保溫时间少于30s时，钢板基体变形组织未发生明显的再结晶；当均热溫度高 于900°C时，钢板基体组织在完成再结晶后会迅速粗化，进而影响退火钢板的断裂延伸率。 保溫时间不超出600s是出于生产经济性考虑。
[0101] 进一步地，本发明所述的再一种制造方法中，当所述步骤(5)采用罩式炉退火方式 进行冷社板再结晶退火时，将冷社板加热至均热溫度600~800°C，保溫时间0.5~4她，然后 随炉冷却至室溫。
[0102] 上述方案步骤（5)采用罩式炉退火方式时相关参数选择范围的理由是：当均热溫 度低于600°C和保溫时间少于0.化时，钢板基体变形组织未发生明显的再结晶；当均热溫度 高于800°C时，钢板基体变形组织在完成再结晶后会发生显著粗化，进而影响退火钢板的断 裂延伸率。保溫时间不超过48小时是出于保溫时间过长影响生产效率考虑。
[0103] 本发明利用在钢的基体中形成细小弥散分布的具有高弹性模量的硬质增强颗粒， 来提高上述钢板材料的整体弹性模量，并使上述钢板具有较高的强度和断裂延伸率。上述 钢板具有的微观组织特征和宏观力学性能通常除了通过控制上述轻质钢成分外，还需要结 合上述制造方法来实现。
[0104] 本发明的增强弹性模量特征的轻质钢、钢板及其制造方法有益效果如下：
[0105] 1)本发明的轻质钢主要利用TiBs硬质颗粒来增强钢板的弹性模量。TiBs与轻质钢 基体之间易于建立热力学平衡关系，并且两者在相界面处能形成共格关系。运意味着硬质 颗粒TiBs与基体之间存在强结合能力，轻质钢具有良好的可加工性和断裂延伸率(硬质颗 粒与基体之间不易发生分裂）。另外，TiBs的密度低于基体的密度，从而降低轻质钢整体的 密度，显著提高轻质钢的比弹性模量(弹性模量与密度之比）。
[0106] 2)本发明利用合金元素 Al来有效地改善含有第二相硬质相的轻质钢的铸态组织， 抑制或减少第二相硬质增强颗粒在轻质钢基体晶界处连续分布，从而显著改善轻质钢的可 加工性能和提高轻质钢的断裂延伸率。另外，添加 Al能降低轻质钢的密度和提高轻质钢的 比弹性模量。
[0107] 3)本发明轻质钢的显微组织部分或全部W铁素体和/或贝氏体为基体，所包含的 TiBs等硬质颗粒的体积分数可达12% W上，轻质钢的弹性模量可增加到230G化W上，密度 降低至7400kg/VW下，钢板的抗拉强度>500MPa。利用本发明轻质钢制备的钢板可W用于 汽车零部件的制造，实现汽车结构进一步轻量化的目标。
[0108] 4)当采用连铸工艺制备板巧时，本发明的制造方法可W在现有高强钢生产线上完 成而无需做较大调整。因此，本发明的制造方法具有很好的推广应用前景。
[0109] 5)当采用快速凝固的方式（即薄带连铸工艺)制备薄带巧时，本发明的制造方法可 W使钢板基体弥散分布着更为细小的硬质增强颗粒(平均尺寸小于lOwn)，并且基体组织也 得到细化。同样地，钢板具有良好的热力加工性能和断裂延伸率。因此，本发明的制造方法 具有很好的推广应用前景。
【附图说明】
[0110] 图1为轻质钢对比例B2的板巧低倍金相组织照片。
[0111] 图2为轻质钢对比例B2的板巧高倍金相组织照片。
[0112] 图3为轻质钢实施例A6的板巧低倍金相组织照片。
[0113] 图4为轻质钢实施例A6的板巧高倍金相组织照片。
[0114] 图5为钢板对比例CS2的热社后形貌照片。
[0115] 图6为钢板实施例丽6-HM8的热社后形貌照片。
[0116] 图7钢板实施例丽6热社后的低倍金相组织照片。
[0117] 图8钢板实施例丽6热社后的高倍金相组织照片。
【具体实施方式】
[0118] 下面将结合【附图说明】和具体的实施例对本发明所述的具有增强弹性模量特征的 轻质钢、钢板及其制造方法做进一步的解释和说明，然而该解释和说明并不对本发明的技 术方案构成不当限定。
[0119] 轻质钢成分实施例A1-A9及对比例B1-B3
[0120] 表1列出了具有增强弹性模量特征的轻质钢的实施例A1-A9及对比例B1-B3中的化 学元素的质量百分配比。
[0121] 表
[0122]
[0123]
[0124] 钢板及其制造方法实施例丽1-HM9及对比例CS1-CS3
[0125] 上述实施例及对比例中的钢板采用W下步骤制得：
[0126] (1)实施例歷1-HM9分别对具有表1中A1-A9的轻质钢材料进行冶炼并连铸，对比例 CS1-CS3分别对具有表1中B1-B3的轻质钢材料进行冶炼并连铸，得到厚度为120~300mm的 板巧，其中S、P和N是不可避免的杂质，余量为化；
[0127] (2)热社，得到3.2mm厚的热社板:该步骤中，加热溫度为1000~1250°C，保溫时间 为0.5~化，终社溫度> 850°C，然后在400~750°C下卷取。
[0128] (3)热社后再结晶退火:采用连续退火方式对热社板进行再结晶退火时，将热社板 加热至均热溫度800~IOOCTC，保溫30~600s，然后冷却至室溫;采用罩式炉退火方式对热 社板进行再结晶退火时，将热社板加热至均热溫度650~900°C，保溫时间0.5~4她，然后随 炉冷却至室溫。
[0129] 将步骤(2)中的热社板快速冷却至卷取溫度下保溫1小时，然后随炉冷却至室溫， 用W模拟热社板的卷取溫降过程。在某些热社板基体不存在未再结晶显微组织的实施例 中，可W不进行步骤(3)。
[0130] 表2列出了实施例丽1-HM9及对比例CS1-CS3的钢板制造方法的具体工艺参数。
[0131] 表2. rniw
[0134] 对上述实施例歷1-HM9及对比例CS1-CS3的钢板取样后，进行包括力学性能在内的 各项测试，将测得的相关数据列于表3中。
[0135] 表3.
[0136]
[0137] 由表3可知，钢板的抗拉强度>500M化、密度<7600kg/m3、弹性模量>200G化，因 此，本发明通过合理的成分和工艺设计可W获取低密度、高抗拉强度、高弹性模量W及优良 延展性的热社轻质钢板。
[013引图1和图2分别显示了轻质钢对比例B2的低倍和高倍铸态组织，图3和图4分别显示 了轻质钢实施例A6的低倍和高倍铸态组织。图2和图4中箭头所指为硬质增强颗粒。
[0139] 从图1和图2可W观察到，轻质钢对比例B2的板巧微观组织中，铁素体基体被连续 分布的硬质增强相(主要是TiBs颗粒)所包裹，从图3和图4可W观察到，轻质钢实施例A6的 初生相和共晶产物（即硬质增强相)离散分布在铁素体基体中。实际上，对比例B3和实施例 A1-A5、A7-A9也分别观察到与上述对比例B2和实施例A6相似的现象，而对比例B2-B3不含有 Al元素，实施例A1-A9含有Al元素，因此，添加 Al元素有助于改善轻质钢铸巧的微观组织，减 少硬质增强颗粒在基体晶界处连续分布，抑制薄膜状硬质增强相包裹基体晶界。
[0140] 图5和图6分别显示了钢板对比例CS2和钢板实施例丽6-HM8的热社后形貌。
[0141] 从图5可W观察到，钢板对比例CS2无法进行良好的热社变形，从图6可W观察到， 钢板实施例歷6-歷8可W被热社成所需厚度的钢板。实际上，对比例CS3和实施例丽1-HM5、 HM9也分别观察到与上述对比例CS2和实施例歷6-HM8相似的现象，而对比例CS2-CS3不含有 Al元素，实施例歷1-HM9含有Al元素，因此，添加 Al元素有益于钢板的热社变形能力。
[0142] 图7和图8分别显示了钢板实施例丽6热社后的低倍和高倍显微组织。图7和图8中 箭头所指为硬质增强颗粒。
[0143] 从图7和图8可W观察到热社板中硬质增强颗粒在铁素体基体中的分布情况，图中 显示铸态组织中细长的硬质增强相由于热力变形的缘故被破碎和细化。
[0144] 钢板制造方法实施例丽10-HM13
[0145] 上述实施例中的钢板采用W下步骤制得：
[0146] (1)具有表1中的轻质钢材料经冶炼后通过薄带连铸的方式将钢水诱注压社制成 厚度为不超过IOmm的薄带巧，其中S、P和N是不可避免的杂质，余量为化;钢水凝固冷却速度 约为 320°C/s;
[0147] (2)热社，得到1.3mm厚的热社板:将薄带巧在无外部辅助加热的情况下立刻进行 热社，控制终社溫度^ 850°C，热社压下量为20-60%，然后在400~750°C下卷取。
[0148] (3)热社后再结晶退火:采用连续退火方式对热社板进行再结晶退火时，将热社板 加热至均热溫度800~IOOCTC，保溫30~600s，然后冷却至室溫;采用罩式炉退火方式对热 社板进行再结晶退火时，将热社板加热至均热溫度650~900°C，保溫时间0.5~4她，然后随 炉冷却至室溫。
[0149] 表4.列出了实施例丽10-HM13的钢板制造方法的具体工艺参数。
[0150] 表4.
[0151]
[0152] 对上述实施例歷10-HM13的钢板取样后，进行包括力学性能在内的各项测试，将测 得的相关数据列于表5中。
[0153] 表5.
[0154]
[0155] 同时，对上述实施例歷10-HM13进行金相观察，发现热社板基体为等轴状铁素体组 织，分布在基体中的WTiBs为主的硬质增强颗粒的平均尺寸约为3~扣m。
[0156] 钢板制造方法实施例丽14-HM18
[0157] 上述实施例中的钢板采用W下步骤制得：
[015引 a)实施例丽14-丽18分别对具有表l中Al、A3、A5、A6W及A9的轻质钢材料进行冶 炼并连铸，得到厚度为120~300mm的板巧，其中S、P和N是不可避免的杂质，余量为化；
[0159] (2)热社，得到热社板:加热溫度为1000~1250°C，保溫时间为0.5~化，终社溫度 > 850°C，然后在400~750°C下卷取；
[0160] (3)热社后再结晶退火:采用连续退火方式对热社板进行再结晶退火时，将热社板 加热至均热溫度800~IOOCTC，保溫30~600s，然后冷却至室溫;采用罩式炉退火方式对热 社板进行再结晶退火时，将热社板加热至均热溫度650~900°C，保溫时间0.5~4她，然后随 炉冷却至室溫；
[0161] (4)酸洗；
[0162] (5)冷社:控制冷社压下量为25-75% ;
[0163] (6)冷社板再结晶退火:采用连续退火方式进行冷社后再结晶退火时，将冷社板加 热至均热溫度700~900°C，保溫30~600s，然后冷却至室溫;采用罩式炉退火方式进行冷社 后再结晶退火时，将冷社板加热至均热溫度600~800°C，保溫时间0.5~4她，然后随炉冷却 至室溫。
[0164] 表6列出了实施例丽14-HM18的钢板制造方法的具体工艺参数。
[01化]表6.
[016引表6.(续）
[01AAl
[C
[0169]
[0170] 对上述实施例歷14-HM18的钢板取样后，进行包括力学性能在内的各项测试，将测 得的相关数据列于表7中。
[0171] 表7.
[01721
[0173 ]由表7可知，钢板的抗拉强度> SOOMPa、弹性模量> 200G化，因此，本发明可W获取 低密度、高抗拉强度、高弹性模量W及优良延展性的热社轻质钢板。
[0174] 钢板制造方法实施例丽19-HM22
[0175] 上述实施例中的钢板采用W下步骤制得：
[0176] (1)具有表1中的轻质钢材料经冶炼后通过薄带连铸的方式将钢水诱注压社制成 厚度为不超过IOmm的薄带巧，其中S、P和N是不可避免的杂质，余量为化;钢水凝固冷却速度 约为 200°C/s;
[0177] (2)热社，得到热社板:将薄带巧在无外部辅助加热的情况下立刻进行热社，控制 终社溫度> 850°(：，热社压下量为20-60%，然后在400~750°(：下卷取；
[0178] (3)热社后再结晶退火:采用连续退火方式进行热社后再结晶退火时，将热社板加 热至均热溫度800~IOOCTC，保溫30~600s，然后冷却至室溫;采用罩式炉退火方式对热社 板进行再结晶退火时，将热社板加热至均热溫度650~900°C，保溫时间0.5~4她，然后随炉 冷却至室溫；
[0179] (4)酸洗；
[0180] (5)冷社。该步骤中，冷社压下量为25-75% ;
[0181] (6)冷社板再结晶退火:采用连续退火方式进行冷社后再结晶退火时，将冷社板加 热至均热溫度700~900°C，保溫30~600s，然后冷却至室溫;采用罩式炉退火方式进行冷社 后再结晶退火时，将冷社板加热至均热溫度600~800°C，保溫时间0.5~4她，然后随炉冷却 至室溫。
[0182] 表8列出了实施例丽19-HM22的钢板制造方法的具体工艺参数。
[0183] 表8.
[01841
[i
[i
[i
[0188] 对上述实施例歷19-HM22的钢板取样后，进行包括力学性能在内的各项测试，将测 得的相关数据列于表9中。
[0189] 表9.
[0190]
[0191] 对上述实施例HM19-HM22进行金相观察，发现冷社板经退火后基体为等轴状铁素 体组织，分布在基体中的WTiB2为主的硬质增强颗粒的平均尺寸约为3~6wii。
[0192]需要注意的是，W上列举的仅为本发明的具体实施例，显然本发明不限于W上实 施例，随之有着许多的类似变化。本领域的技术人员如果从本发明公开的内容直接导出或 联想到的所有变形，均应属于本发明的保护范围。
【主权项】
1. 一种具有增强弹性模量特征的轻质钢，其特征在于： 所述轻质钢的化学成分质量百分数为：0.001 % 0.30 %，0.05% < Μη <4.0%， 1·5%<Α1<3·0%，1·5% <Ti<7.0%，0.5% <Β<3·6%，其余为Fe和不可避免的杂质元 素； 所述轻质钢的微观组织包括基体和基体中均匀弥散分布的细小的硬质增强颗粒，其中 所述基体全部地或部分地为铁素体和/或贝氏体，所述硬质增强颗粒至少包括TiB2。2. 如权利要求1所述的轻质钢，其特征在于，1^和8元素还满足:-1.2%<(1^-2.22吨） < 1.2%〇3. 如权利要求2所述的轻质钢，其特征在于，所述硬质颗粒的体积分数占全部微观组织 的至少3 %。4. 如权利要求3所述的轻质钢，其特征在于，所述轻质钢板的抗拉强度>500MPa、弹性 模量 > 200GPa、密度 < 7600kg/m3。5. 如权利要求2所述的轻质钢，其特征在于，所述Ti元素含量为3.0% 6.0%，所 述B元素含量为1.2% <B<3.0%，Ti和B元素还满足:-0.6% < (Ti-2.22*BH〇.6%;所述 硬质颗粒的体积分数占全部微观组织的至少6%。6. 如权利要求5所述的轻质钢，其特征在于，所述轻质钢板的抗拉强度>500MPa、弹性 模量 > 21 OGPa、密度 < 7400kg/m3。7. 如权利要求1-6中任意一项所述的轻质钢，其特征在于，所述硬质增强颗粒还包括 TiC和Fe2B的至少其中之一。8. 如权利要求1-6中任意一项所述的轻质钢，其特征在于，所述硬质增强颗粒的平均尺 寸小于15μηι。9. 如权利要求1-6中任意一项所述的轻质钢，其特征在于，所述轻质钢的化学成分还包 括如下元素的至少其中之一：〇.〇1%<31<1.5%，0.01%<0<2.0%，0.01%<]\1〇< 1.0%,0.01%<Nb<0.2%,0.01% < V < 0.5% ,0.05% < Ni < 1.0%,0.05% <Cu< 1.0%, 0.001% <Ca<0.2%。10. -种钢板，其采用如权利要求1-9中任意一项所述的轻质钢制得。11. 如权利要求10所述的钢板的制造方法，其特征在于，包括步骤： (1) 冶炼并连铸，得到板坯，板坯厚度为120~300mm; (2) 热乳，得到热乳板。12. 如权利要求11所述的制造方法，其特征在于，在所述步骤(2)后还具有步骤(3)再结 晶退火。13. 如权利要求11所述的制造方法，其特征在于，在所述步骤(2)中，加热温度为1000~ 1250 °C，保温时间为0.5~3h，终乳温度2 850 °C，然后在400~750 °C下卷取。14. 如权利要求12所述的制造方法，其特征在于，当所述步骤(3)采用连续退火方式对 热乳板进行再结晶退火时，将热乳板加热至均热温度800~1000°C，保温30~600s，然后冷 却至室温。15. 如权利要求12所述的制造方法，其特征在于，当所述步骤(3)采用罩式炉退火方式 对热乳板进行再结晶退火时，将热乳板加热至均热温度650~900°C，保温时间0.5~48h，然 后随炉冷却至室温。16. 如权利要求10所述的钢板的制造方法，其特征在于，包括步骤： (1) 冶炼并薄带连铸，得到厚度不超过l〇mm的薄带坯； (2) 热乳，得到热乳板。17. 如权利要求16所述的制造方法，其特征在于，在所述步骤(2)后还具有步骤(3)再结 晶退火。18. 如权利要求16所述的制造方法，其特征在于，在所述步骤(2)中，将薄带坯在无外部 辅助加热的情况下立刻进行热乳，控制终乳温度2 850°C，热乳压下量为20-60 %，然后在 400~750°C下卷取。19. 如权利要求17所述的制造方法，其特征在于，当所述步骤(3)采用连续退火方式对 热乳板进行再结晶退火时，将热乳板加热至均热温度800~1000°C，保温30~600s，然后冷 却至室温。20. 如权利要求17所述的制造方法，其特征在于，当所述步骤(3)采用罩式炉退火方式 对热乳板进行再结晶退火时，将热乳板加热至均热温度650~900°C，保温时间0.5~48h，然 后随炉冷却至室温。21. 如权利要求10所述的钢板的制造方法，其特征在于，包括步骤： (1) 冶炼并连铸，得到板坯，板坯厚度为120~300mm; (2) 热乳； (3) 酸洗； (4) 冷乳，得到冷乳板； (5) 冷乳板再结晶退火。22. 如权利要求21所述的制造方法，其特征在于，在所述步骤(2)后还具有步骤(2a)热 乳后再结晶退火。23. 如权利要求21所述的制造方法，其特征在于，在所述步骤(2)中，加热温度为1000~ 1250 °C，保温时间为0.5~3h，终乳温度2 850 °C，然后在400~750 °C下卷取。24. 如权利要求22所述的制造方法，其特征在于，当所述步骤(2a)采用连续退火方式进 行热乳后再结晶退火时，将热乳板加热至均热温度800~1000°C，保温30~600s，然后冷却 至室温。25. 如权利要求22所述的制造方法，其特征在于，当所述步骤(2a)采用罩式炉退火方式 进行热乳后再结晶退火时，将热乳板加热至均热温度650~900°C，保温时间0.5~48h，然后 随炉冷却至室温。26. 如权利要求21所述的制造方法，其特征在于，在所述步骤(4)中，控制冷乳压下量为 25-75% 〇27. 如权利要求21所述的制造方法，其特征在于，当所述步骤(5)采用连续退火方式进 行冷乳板再结晶退火时，将冷乳板加热至均热温度700~900 °C，保温30~600s，然后冷却至 室温。28. 如权利要求21所述的制造方法，其特征在于，当所述步骤(5)采用罩式炉退火方式 进行冷乳板再结晶退火时，将冷乳板加热至均热温度600~800°C，保温时间0.5~48h，然后 随炉冷却至室温。29. 如权利要求10所述的钢板的制造方法，其特征在于，包括步骤： (1) 冶炼并薄带连铸，得到厚度不超过l〇mm的薄带坯； (2) 热乳； (3) 酸洗； (4) 冷乳，得到冷乳板； (5) 冷乳板再结晶退火。30. 如权利要求29所述的制造方法，其特征在于，在所述步骤(2)后还具有步骤(2a)热 乳后再结晶退火。31. 如权利要求29所述的制造方法，其特征在于，在所述步骤(2)中，将薄带坯在无外部 辅助加热的情况下立刻进行热乳，控制终乳温度2 850°C，热乳压下量为20-60 %，然后在 400~750°C下卷取。32. 如权利要求30所述的制造方法，其特征在于，当所述步骤(2a)采用连续退火方式进 行热乳后再结晶退火时，将热乳板加热至均热温度800~1000°C，保温30~600s，然后冷却 至室温。33. 如权利要求30所述的制造方法，其特征在于，当所述步骤(2a)采用罩式炉退火方式 进行热乳后再结晶退火时，将热乳板加热至均热温度650~900°C，保温时间0.5~48h，然后 随炉冷却至室温。34. 如权利要求29所述的制造方法，其特征在于，在所述步骤(4)中，控制冷乳压下量为 25-75% 〇35. 如权利要求29所述的制造方法，其特征在于，当所述步骤(5)采用连续退火方式进 行冷乳板再结晶退火时，将冷乳板加热至均热温度700~900 °C，保温30~600s，然后冷却至 室温。36. 如权利要求29所述的制造方法，其特征在于，当所述步骤(5)采用罩式炉退火方式 进行冷乳板再结晶退火时，将冷乳板加热至均热温度600~800°C，保温时间0.5~48h，然后 随炉冷却至室温。
【文档编号】C22C38/04GK105838993SQ201610209295
【公开日】2016年8月10日
【申请日】2016年4月5日
【发明人】杨旗, 王利
【申请人】宝山钢铁股份有限公司