一種冷成型用高強(qiáng)薄帶鋼及其制造方法
【專(zhuān)利摘要】一種冷成型用高強(qiáng)薄帶鋼及其制造方法，鑄帶出結(jié)晶輥后采用高壓噴灑干冰方式，對(duì)鑄帶進(jìn)行均勻強(qiáng)化冷卻，快速將鑄帶冷卻至1280℃以下，冷卻速率200-300℃/s，采用硼處理的帶鋼在這樣的冷卻方式下，可以促進(jìn)粗大BN的析出，防止低熔點(diǎn)相B2O3的出現(xiàn)以及細(xì)小AlN的析出，達(dá)到均勻化奧氏體晶粒、降低屈強(qiáng)比的目的；然后經(jīng)過(guò)奧氏體在線再結(jié)晶軋制；經(jīng)霧化冷卻，對(duì)熱軋后的帶鋼進(jìn)行冷卻，霧化冷卻的冷卻速率10～70℃/s；卷取溫度650～750℃。通過(guò)本發(fā)明，可以得到屈強(qiáng)比較低、沖壓性能優(yōu)良的汽車(chē)?yán)涑尚陀酶邚?qiáng)薄帶鋼。該方法生產(chǎn)的冷成型用高強(qiáng)熱軋薄帶鋼，可以直接“以熱代冷”使用，取消冷軋工序，大大降低生產(chǎn)成本。
【專(zhuān)利說(shuō)明】一種冷成型用高強(qiáng)薄帶鋼及其制造方法
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001]本發(fā)明涉及連鑄工藝，特別涉及一種冷成型用高強(qiáng)薄帶鋼及其制造方法。
【背景技術(shù)】
[0002]在傳統(tǒng)流程鋼鐵生產(chǎn)中，錫(Sn)是鋼中典型的殘余元素或有害元素，煉鋼過(guò)程中要充分地去除Sn非常困難而且也是非常昂貴，一旦鋼中含有Sn，基本是無(wú)法徹底消除的，只能通過(guò)稀釋鋼水來(lái)降低Sn的含量，這些都造成鋼鐵產(chǎn)品成本的升高。
[0003]近年來(lái)，由于廢鋼的連續(xù)循環(huán)利用，導(dǎo)致鋼中的Sn等殘余元素的含量逐漸升高，鋼中的Sn是易偏析元素，容易富集在晶界導(dǎo)致裂紋等缺陷發(fā)生，因此在傳統(tǒng)的工藝中Sn元素的含量是被嚴(yán)格控制的，在普通結(jié)構(gòu)用鋼中，對(duì)Sn的含量均有明確的要求:Sn(wt% ) ( 0.005%。
[0004]因此，如果能對(duì)鋼(特別是廢鋼)中Sn等殘余元素做到“化害為利”，將對(duì)整個(gè)冶金界產(chǎn)生積極的影響；可以實(shí)現(xiàn)對(duì)現(xiàn)有廢鋼或低品質(zhì)劣質(zhì)礦資源(高錫礦)的有效利用，促進(jìn)鋼的循環(huán)利用，降低生產(chǎn)成本，實(shí)現(xiàn)鋼鐵業(yè)可持續(xù)發(fā)展。
[0005]傳統(tǒng)的薄帶大都是由厚達(dá)70_200mm的鑄坯經(jīng)過(guò)多道次連續(xù)軋制生產(chǎn)出來(lái)的，傳統(tǒng)熱軋工藝流程是:連鑄+鑄坯再加熱保溫+粗軋+精軋+冷卻+卷取，即首先通過(guò)連鑄得到厚度為200mm左右的鑄坯，對(duì)鑄坯進(jìn)行再加熱并保溫后，再進(jìn)行粗軋和精軋，得到厚度一般大于2_的鋼帶，最后對(duì)鋼帶進(jìn)行層流冷卻和卷取，完成整個(gè)熱軋生產(chǎn)過(guò)程。如果要生產(chǎn)厚度小于1.5mm(含)的鋼帶，則難度相對(duì)較大，通常要對(duì)熱軋鋼帶進(jìn)行后續(xù)冷軋以及退火來(lái)完成。且工藝流程長(zhǎng)、能耗高、機(jī)組設(shè)備多、基建成本高，導(dǎo)致生產(chǎn)成本較高。
[0006]薄板坯連鑄連軋工藝流程是:連鑄+鑄坯保溫均熱+熱連軋+冷卻+卷取。該工藝與傳統(tǒng)工藝的主要區(qū)別是:薄板坯工藝的鑄坯厚度大大減薄，為50-90mm，由于鑄坯薄，鑄坯只要經(jīng)過(guò)I~2道次粗軋(鑄坯厚度為70-90mm時(shí))或者不需要經(jīng)過(guò)粗軋(鑄坯厚度為50_時(shí))，而傳統(tǒng)工藝的連鑄坯要經(jīng)過(guò)反復(fù)多道次軋制，才能減薄到精軋前所需規(guī)格；而且薄板坯工藝的鑄坯不經(jīng)冷卻，直接進(jìn)入均熱爐進(jìn)行均熱保溫，或者少量補(bǔ)溫，因此薄板坯工藝大大縮短了工藝流程，降低了能耗，減少了投資，從而降低了生產(chǎn)成本。但薄板坯連鑄連軋由于較快的冷速會(huì)導(dǎo)致鋼材強(qiáng)度提高，屈強(qiáng)比提高，從而增加軋制載荷，使得可經(jīng)濟(jì)地生產(chǎn)熱軋產(chǎn)品的厚度規(guī)格也不可能太薄，一般為≥1.5mm，見(jiàn)專(zhuān)利CN200610123458.1，CN200610035800.2以及CN200710031548.2，且這些專(zhuān)利均未涉及元素B和Sn。解決薄板坯連鑄連軋組織較細(xì)且不均勻，屈強(qiáng)比偏高的問(wèn)題作為一個(gè)很重要的問(wèn)題被提出。
[0007]比薄板坯連鑄連軋更短的工藝流程是薄帶連鑄連軋工藝，薄帶連鑄技術(shù)是冶金及材料研究領(lǐng)域內(nèi)的一項(xiàng)前沿技術(shù)，它的出現(xiàn)為鋼鐵工業(yè)帶來(lái)一場(chǎng)革命，它改變了傳統(tǒng)治金工業(yè)中鋼帶的生產(chǎn)過(guò)程，將連續(xù)鑄造、軋制、甚至熱處理等整合為一體，使生產(chǎn)的薄帶坯經(jīng)過(guò)一道次在線熱軋就一次性形成薄鋼帶，大大簡(jiǎn)化了生產(chǎn)工序，縮短了生產(chǎn)周期，其工藝線長(zhǎng)度僅50m左右；設(shè)備投資也相應(yīng)減少，產(chǎn)品成本顯著降低，是一種低碳環(huán)保的熱軋薄帶生產(chǎn)工藝。雙輥薄帶連鑄工藝是薄帶連鑄工藝的一種主要形式，也是世界上唯一實(shí)現(xiàn)產(chǎn)業(yè)化的一種薄帶連鑄工藝。
[0008]雙輥薄帶連鑄典型的工藝流程為:大包中的熔融鋼水通過(guò)大包長(zhǎng)水口、中間包以及布流裝置直接澆注在一個(gè)由兩個(gè)相對(duì)轉(zhuǎn)動(dòng)并能夠快速冷卻的結(jié)晶輥和側(cè)封裝置圍成的熔池中，鋼水在結(jié)晶輥旋轉(zhuǎn)的周向表面凝固形成凝固殼并逐漸生長(zhǎng)，進(jìn)而在兩結(jié)晶輥輥縫隙最小處(nip點(diǎn))形成l_5mm厚的鑄帶，鑄帶經(jīng)由導(dǎo)板導(dǎo)向夾送輥送入軋機(jī)中軋制成
0.7-2.5mm的薄帶，隨后經(jīng)過(guò)冷卻裝置冷卻，經(jīng)飛剪裝置切頭后，最后送入卷取機(jī)卷取成卷。
[0009]采用薄帶連鑄來(lái)生產(chǎn)冷成型用高強(qiáng)鋼，由于厚度較薄，對(duì)于厚度小于1.5mm(含)的薄規(guī)格熱軋產(chǎn)品，薄帶連鑄工藝具有較強(qiáng)的制造和成本優(yōu)勢(shì)。冷成型用高強(qiáng)薄帶鋼在全世界范圍內(nèi)的用量非常大，光汽車(chē)用冷成型高強(qiáng)薄帶鋼年需求量就達(dá)300wt以上，熱軋板狀態(tài)直接供貨的產(chǎn)品規(guī)格特征厚度為1.0、1.2、1.25mm和1.5mm，由于產(chǎn)品厚度較薄，因此采用傳統(tǒng)熱連軋工藝生產(chǎn)的成本較高，很多廠家由于傳統(tǒng)熱連軋線的能力限制，原先可用熱軋板供貨的廠家轉(zhuǎn)為采用冷軋薄鋼板或者冷軋熱鍍鋅薄鋼板代替供貨，這也增加了冷成型用高強(qiáng)鋼的生產(chǎn)成本。[0010]熱軋帶鋼作為薄規(guī)格熱軋板或者“以熱代冷”產(chǎn)品使用時(shí)，對(duì)帶鋼表面質(zhì)量要求很高。一般要求帶鋼表面氧化皮的厚度越薄越好，這就需要在鑄帶后續(xù)的各個(gè)階段控制氧化鐵皮的生成，即在鑄輥直至軋機(jī)入口均采用密閉室防止鑄帶氧化，在密閉室內(nèi)如專(zhuān)利US6920912添加氫氣以及在專(zhuān)利US20060182989中控制氧氣含量小于5%，均可以控制鑄帶表面的氧化皮厚度。但是在軋機(jī)至卷取這段輸送過(guò)程如何控制氧化皮的厚度很少有關(guān)專(zhuān)利涉及，尤其是在采用層流冷卻或噴淋冷卻對(duì)帶鋼進(jìn)行冷卻的過(guò)程中，高溫的帶鋼與冷卻水接觸，鑄帶表面的氧化皮厚度增長(zhǎng)很快。同時(shí)，高溫的帶鋼與冷卻水接觸還會(huì)帶來(lái)很多問(wèn)題:
[0011]一,會(huì)在帶鋼表面形成水斑(銹斑)，影響表面質(zhì)量；
[0012]二，層流冷卻或噴淋冷卻用的冷卻水容易造成帶鋼表面局部冷卻不均勻，造成帶鋼內(nèi)部微觀組織的不均勻，從而造成帶鋼性能的不均勻，影響產(chǎn)品質(zhì)量；
[0013]三，帶鋼表面局部冷卻不均勻，會(huì)造成板形的惡化，影響板形質(zhì)量。
[0014]但是，薄帶連鑄由于其本身的快速凝固工藝特性，生產(chǎn)的鋼種普遍存在組織不均勻、延伸率偏低、屈強(qiáng)比偏高、成型性不好的問(wèn)題；同時(shí)鑄帶奧氏體晶粒具有明顯不均勻性，會(huì)導(dǎo)致奧氏體相變后所獲得的最終產(chǎn)品組織也不均勻，從而導(dǎo)致產(chǎn)品的性能不穩(wěn)定。因此采用薄帶連鑄生產(chǎn)線來(lái)生產(chǎn)一些汽車(chē)行業(yè)、石化行業(yè)需要的具有良好成型性的產(chǎn)品，具有一定難度。薄規(guī)格熱軋帶鋼作為冷成型用高強(qiáng)鋼產(chǎn)品使用時(shí)，要求鋼種在力學(xué)性能上具有較好的強(qiáng)塑性匹配，具有較高的延伸率，以及在工藝性能上具有良好的沖壓成型性能。面對(duì)這樣高的性能要求，對(duì)采用薄帶連鑄來(lái)生產(chǎn)該鋼種具有一定的挑戰(zhàn)，因此，采用薄帶連鑄生產(chǎn)冷成型用高強(qiáng)薄帶鋼時(shí)，照搬傳統(tǒng)的成分工藝是無(wú)法生產(chǎn)合格的冷成型用高強(qiáng)鋼的，需要在成分和工藝上有突破。
[0015]中國(guó)專(zhuān)利申請(qǐng)?zhí)?00880023157.9,200880023167.2,200880023586.6 公開(kāi)了一種利用薄帶連鑄連軋工藝生產(chǎn)厚度在0.3-3mm的微合金鋼薄帶的方法。該方法采用的化學(xué)成分為 K 0.25%，Mn:0.20 ~2.0%，S1:0.05 ~0.50%, Al: ^ 0.01%，此外，還包含Nb:0.01~0.20%，V:0.01~0.20%，Mo:0.05~0.50%中至少一種。在熱軋壓下率為20-40%，卷取溫度< 700°C工藝條件下，熱軋帶的顯微組織為貝氏體+針狀鐵素體。專(zhuān)利認(rèn)為，鑄帶中主要以固熔態(tài)存在的合金元素抑制了熱軋后奧氏體的再結(jié)晶，即使壓下率達(dá)到40%，奧氏體的再結(jié)晶也非常有限。由于20-40%的熱軋壓下率均沒(méi)有使奧氏體發(fā)生再結(jié)晶，使得粗大奧氏體的淬透性在熱軋后得以保持，從而獲得貝氏體+針狀鐵素體的室溫組織。在專(zhuān)利中沒(méi)有給出熱軋所采用的溫度范圍，但在與這些專(zhuān)利相關(guān)的文章中(C.R.Killmore, etc.Development of Ultra-Thin Cast Strip Products bythe CASTRIP? Process.AIS Tech, Indianapolis, Indiana, USA, May 7-10, 2007),報(bào)導(dǎo)了所采用的熱軋溫度為950°C。
[0016]利用這種方法生產(chǎn)的薄帶連鑄低碳微合金鋼產(chǎn)品，強(qiáng)度較高，在以上成分體系范圍內(nèi)，屈服強(qiáng)度可達(dá)到650MPa，抗拉強(qiáng)度可達(dá)到750MPa，但最主要的問(wèn)題是產(chǎn)品的延伸率不高((6%或者< 10% )。導(dǎo)致延伸率不高主要原因是:通過(guò)薄帶連鑄工藝獲得的鑄帶，奧氏體晶粒尺寸不均勻，小到幾十微米，大到七八百微米。而薄帶連鑄工藝后一般只跟1-2機(jī)架軋機(jī)，其熱軋壓下率通常很難超過(guò)50%，通過(guò)形變細(xì)化晶粒的效果非常小，如果不通過(guò)再結(jié)晶細(xì)化奧氏體晶粒，不均勻的奧氏體組織很難在熱軋后得到有效改善，由尺寸不均勻的奧氏體相變后產(chǎn)生的貝氏體+針狀鐵素體組織也很不均勻，因此延伸率不高。
[0017]為了改善薄帶連鑄微合金鋼的強(qiáng)塑性匹配，中國(guó)專(zhuān)利02825466.X提出了另外一種利用薄帶連鑄連軋工藝生產(chǎn)厚度在1-6_的微合金鋼薄帶的方法。該方法所采用的微合金鋼成分體系為 C:0.02 ~0.20%, Mn:0.1 ~1.6%，Si:0.02 ~2.0%，Al ≤ 0.05%,S ≤ 0.03 %，P ≤ 0.1 %，Cr:0.01 ~1.5 %，N1:0.01 ~0.5 %，Mo ≤ 0.5 %，N:0.003 ~
0.012%,余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)。鑄帶的熱軋?jiān)?150-(Arl-100) °C范圍內(nèi)，對(duì)應(yīng)奧氏體區(qū)、奧氏體鐵素體兩相區(qū)、或者鐵素體區(qū)進(jìn)行熱軋，熱軋壓下率為15-80%。該方法在薄帶連鑄連軋機(jī)組后，設(shè)計(jì)了在線加熱系統(tǒng)，加熱溫度范圍是670-1150°C，目的是使得鑄帶在不同相區(qū)熱軋后，保溫一段時(shí)間后發(fā)生完全再結(jié)晶，從而使鋼帶獲得較好的強(qiáng)塑性匹配。利用這種方法進(jìn)行生產(chǎn)，需要在產(chǎn)線設(shè)計(jì)時(shí)增加在線加熱系統(tǒng)，而且由于加熱時(shí)間的長(zhǎng)短，取決于帶速和加熱爐長(zhǎng)度，加熱爐必須有足夠長(zhǎng)度，才能保證加熱均勻性。這不僅增加了投資成本，也會(huì)顯著增加薄帶連鑄連軋產(chǎn)線的占地面積，降低了該產(chǎn)線的優(yōu)勢(shì)。

【發(fā)明內(nèi)容】

[0018]本發(fā)明的目的在于提供一種冷成型用高強(qiáng)薄帶鋼及其制造方法，通過(guò)在含Sn的低碳鋼中添加Nb、V、T1、Mo等微合金元素和B元素，在薄帶連鑄帶鋼出結(jié)晶輥后，向帶鋼兩側(cè)采用高壓噴灑干冰(固態(tài)CO2)的方式對(duì)帶鋼進(jìn)行快速均勻冷卻，提高冷卻均勻性和冷卻強(qiáng)度以及達(dá)到防氧化、均勻奧氏體晶粒組織、降低軋制溫度的效果；同時(shí)采用奧氏體在線再結(jié)晶軋制，實(shí)現(xiàn)鑄帶熱軋后的奧氏體在線再結(jié)晶；然后采用霧化冷卻方法可以減小帶鋼表面氧化皮厚度，改善帶鋼溫度均勻性，提高帶鋼表面質(zhì)量。薄帶連鑄在生產(chǎn)此類(lèi)鋼種時(shí)，能夠解決薄帶連鑄工藝過(guò)程中組織不均勻、延伸率偏低、屈強(qiáng)比偏高、成型性不好的問(wèn)題，滿足折彎成型、沖壓成型等使用要求，從而滿足冷軋基料和“以熱代冷”產(chǎn)品的使用要求。
[0019]為達(dá)到上述目的，本發(fā)明的技術(shù)方案是:
[0020]本發(fā)明的冷成型用高強(qiáng)薄帶鋼的化學(xué)成分為:C:0.04~0.12%，S1:0.2~
0.5 %，Mn:0.4 ~1.7 %，P ≤ 0.055 %，S ≤0.008 %，N:0.004 ~0.010 %，Al:0.015 ~
0.06%, Sn:0.005 ~0.04%, B:0.001 ~0.006%，以及 Nb、V、T1、Mo 中一種以上，最多三種，Nb:0.01 ~0.08%,V:0.01 ~0.08%,Ti:0.01 ~0.08%,Mo:0.1 ~0.4%，其余為 Fe
和不可避免雜質(zhì)。
[0021]本發(fā)明成分設(shè)計(jì)中:
[0022]C:C是鋼中最經(jīng)濟(jì)、最基本的強(qiáng)化元素，通過(guò)固溶強(qiáng)化和析出強(qiáng)化來(lái)提高鋼的強(qiáng)度。C是奧氏體轉(zhuǎn)變過(guò)程中析出滲碳體必不可少的元素，因此C含量的高低在很大程度上決定鋼的強(qiáng)度級(jí)別，即較高的C含量對(duì)應(yīng)較高的強(qiáng)度級(jí)別。但是，由于C的間隙固溶和析出對(duì)鋼的塑性和韌性有較大危害，而且，過(guò)高的C含量對(duì)焊接性能不利，因此C含量不能過(guò)高，鋼的強(qiáng)度通過(guò)適當(dāng)添加合金元素來(lái)彌補(bǔ)。故本發(fā)明采用的C含量范圍是0.04-0.12%。
[0023]Si =Si在鋼中起固溶強(qiáng)化作用，且鋼中加Si能提高鋼質(zhì)純凈度和脫氧，但Si含量過(guò)高會(huì)導(dǎo)致可焊性和焊接熱影響區(qū)韌性惡化。故本發(fā)明采用的Si含量范圍是0.2-0.5%。
[0024]Mn:Mn是價(jià)格最便宜的合金元素之一，它能提高鋼的淬透性，在鋼中具有相當(dāng)大的固溶度，通過(guò)固溶強(qiáng)化提高鋼的強(qiáng)度，同時(shí)對(duì)鋼的塑性和韌性基本無(wú)損害，是在降低C含量情況下提高鋼的強(qiáng)度最主要的強(qiáng)化元素。但Mn含量過(guò)高會(huì)導(dǎo)致可焊性和焊接熱影響區(qū)韌性惡化。故本發(fā)明采用的Mn含量范圍是0.4-1.7%。
[0025]P:P可顯著提高鋼的耐腐蝕性能，并且能提高強(qiáng)度。但高含量的P容易在晶界偏析，增加鋼的冷脆性，使焊接性能變壞，降低塑性，使冷彎性能變壞。在薄帶連鑄工藝中，鑄帶的凝固和冷卻速率極快，可有效抑制P的偏析，從而可有效避免P的劣勢(shì)，充分發(fā)揮P的優(yōu)勢(shì)，比如汽車(chē)?yán)涑尚陀酶邚?qiáng)薄帶鋼在客觀上也要求鋼種具有一定的耐腐蝕性。故在本發(fā)明中，采用較傳統(tǒng)工藝生產(chǎn)冷成型用高強(qiáng)鋼時(shí)更高的P含量，適當(dāng)放寬P元素的含量，煉鋼工序中取消脫磷工序，在實(shí)際操作中，不需要刻意進(jìn)行脫磷工序，也不需要額外添加磷，P含量的范圍≤0.055%。
[0026]S:在通常情況下S是鋼中有害元素，使鋼產(chǎn)生熱脆性，降低鋼的延展性和韌性，在軋制時(shí)造成裂紋。S還會(huì)降低焊接性能和耐腐蝕性。故在本發(fā)明中，S也作為雜質(zhì)元素來(lái)控制，其含量范圍是≤ 0.008%。
[0027]Al:A1是為了脫氧而加入鋼中的元素，添加0.015-0.06%含量的Al有利于改善鋼材的強(qiáng)韌性能。
[0028]N:與C元素類(lèi)似，N元素可通過(guò)間隙固溶提高鋼的強(qiáng)度，本發(fā)明要利用鋼中的N跟B作用生成BN的析出相，需要鋼中有一定的N含量。但是，N的間隙固溶對(duì)鋼的塑性和韌性有較大危害，自由N的存在會(huì)提高鋼的屈強(qiáng)比，因此N含量也不能過(guò)高。本發(fā)明采用的N含量范圍是 0.004-0.010%。
[0029]Nb:在常用的Nb、V、T1、Mo四種微合金元素中，Nb是最強(qiáng)的抑制熱軋后奧氏體再結(jié)晶的合金元素。在傳統(tǒng)控制軋制用的微合金鋼中，一般都添加Nb，一是起到強(qiáng)化的作用，二是抑制熱軋后奧氏體發(fā)生再結(jié)晶，實(shí)現(xiàn)形變細(xì)化奧氏體晶粒的目的。Nb可通過(guò)溶質(zhì)原子拖曳機(jī)制，以及所析出的碳氮化鈮第二相質(zhì)點(diǎn)釘扎機(jī)制而有效地阻止大角晶界及亞晶界的遷移，從而顯著地阻止再結(jié)晶過(guò)程，其中第二相質(zhì)點(diǎn)阻止再結(jié)晶的作用更為顯著。
[0030]在薄帶連鑄工藝中，由于其獨(dú)特的鋼帶快速凝固和快速冷卻特性，可以使添加的合金元素Nb主要以固溶態(tài)存在于鋼帶中，即使鋼帶冷卻到室溫，也幾乎觀察不到Nb的析出。因此，盡管Nb元素可有效地抑制奧氏體再結(jié)晶，但在薄帶連鑄工藝中僅靠溶質(zhì)原子而不發(fā)揮第二相質(zhì)點(diǎn)的作用來(lái)阻止再結(jié)晶，在很多情況下是非常困難的，例如在形變溫度較高、形變量較大的情況下，即使添加Nb元素，奧氏體也會(huì)發(fā)生再結(jié)晶。另一方面，固溶于鋼中的Nb元素，可通過(guò)溶質(zhì)原子拖曳奧氏體晶界，在一定程度上抑制奧氏體晶粒長(zhǎng)大，從而細(xì)化奧氏體晶粒，從這一點(diǎn)上講，Nb對(duì)于促進(jìn)奧氏體熱軋后再結(jié)晶是有利的。
[0031]本發(fā)明既要發(fā)揮Nb的固溶強(qiáng)化作用提高鋼的強(qiáng)度，又要盡量降低Nb對(duì)再結(jié)晶的抑制作用，設(shè)計(jì)其含量范圍是0.01-0.08%。
[0032]V:在常用的Nb、V、T1、Mo四種微合金元素中，V對(duì)奧氏體再結(jié)晶的抑制作用最弱。在再結(jié)晶控軋鋼中，通常是添加V，既可以起到強(qiáng)化作用，同時(shí)對(duì)再結(jié)晶的抑制作用相對(duì)來(lái)說(shuō)又比較小，實(shí)現(xiàn)再結(jié)晶細(xì)化奧氏體晶粒的目的。
[0033]在薄帶連鑄工藝中，V也主要以固溶態(tài)存在于鋼帶中，即使鋼帶冷卻到室溫，也幾乎觀察不到V的析出。因此，V元素對(duì)奧氏體再結(jié)晶的抑制作用非常有限。在既要發(fā)揮合金元素的固溶強(qiáng)化作用提高鋼的強(qiáng)度，又要降低合金元素對(duì)再結(jié)晶抑制作用的情況下，V是比較理想的合金元素，最為符合本發(fā)明的構(gòu)思。另一方面，固溶于鋼中的V元素，可通過(guò)溶質(zhì)原子拖曳奧氏體晶界，在一定程度上抑制奧氏體晶粒長(zhǎng)大，從而細(xì)化奧氏體晶粒，從這一點(diǎn)上講，V對(duì)于促進(jìn)奧氏體熱軋后再結(jié)晶是有利的。
[0034]本發(fā)明采用V的含量范圍是0.01-0.08%。
[0035]T1:在常用的Nb、V、T1、Mo四種微合金元素中，Ti對(duì)奧氏體再結(jié)晶的抑制作用次于Nb，但高于Mo、V。從這一點(diǎn)上講，Ti對(duì)促進(jìn)奧氏體再結(jié)晶是不利的。但Ti有一個(gè)突出的優(yōu)點(diǎn)，它的固溶度很低，它可以在高溫下形成相當(dāng)穩(wěn)定的尺寸約為IOnm左右的第二相質(zhì)點(diǎn)TiN，可阻止均熱時(shí)奧氏體晶粒粗化，由此起到促進(jìn)再結(jié)晶的作用。因此，在再結(jié)晶控軋鋼中，通常添加微量Ti，細(xì)化奧氏體晶粒，促進(jìn)奧氏體再結(jié)晶。
[0036]在薄帶連鑄工藝中`，Ti主要以固溶態(tài)存在于熱態(tài)鋼帶中，如果鋼帶冷卻到室溫，可能觀察到少許Ti的析出。因此，Ti元素對(duì)奧氏體再結(jié)晶的抑制作用是有限的。另一方面，固溶于鋼中的Ti元素，可通過(guò)溶質(zhì)原子拖曳奧氏體晶界，在一定程度上抑制奧氏體晶粒長(zhǎng)大，從而細(xì)化奧氏體晶粒，從這一點(diǎn)上講，對(duì)于促進(jìn)奧氏體熱軋后再結(jié)晶是有利的。
[0037]本發(fā)明既要發(fā)揮Ti的強(qiáng)化作用提高鋼的強(qiáng)度，又要盡量降低Ti對(duì)再結(jié)晶的抑制作用，設(shè)計(jì)其含量范圍是0.01-0.08%。
[0038]Mo:在常用的Nb、V、T1、Mo四種微合金元素中，Mo對(duì)奧氏體再結(jié)晶的抑制作用相對(duì)來(lái)說(shuō)也是較弱的，僅高于V。
[0039]在薄帶連鑄工藝中，Mo也主要以固溶態(tài)存在于鋼帶中，即使鋼帶冷卻到室溫，也幾乎觀察不到Mo的析出。因此，Mo元素對(duì)奧氏體再結(jié)晶的抑制作用非常有限。另一方面，固溶于鋼中的Mo元素，可通過(guò)溶質(zhì)原子拖曳奧氏體晶界，在一定程度上抑制奧氏體晶粒長(zhǎng)大，從而細(xì)化奧氏體晶粒，從這一點(diǎn)上講，對(duì)于促進(jìn)奧氏體再結(jié)晶是有利的。
[0040]本發(fā)明采用Mo的含量范圍是0.1-0.4%。
[0041]Sn:Sn元素被公認(rèn)為鋼中的有害元素，因?yàn)镾n是易偏析元素,少量的Sn就會(huì)在晶界富集，導(dǎo)致是裂紋等缺陷發(fā)生，因此在傳統(tǒng)的工藝中Sn元素的含量是被嚴(yán)格控制的。薄帶連鑄由于快速凝固的特點(diǎn)，元素在枝晶間的偏析大大減小，可以大大提高元素的固溶量，因此在薄帶連鑄工藝條件下，Sn元素的范圍可以擴(kuò)大，因此可以大大降低煉鋼成本。圖3是Sn元素與平均熱流密度的關(guān)系。由圖3可見(jiàn)，當(dāng)Sn加入量小于0.04%時(shí)，對(duì)熱流密度的影響不大，即對(duì)薄帶凝固過(guò)程沒(méi)有影響。圖4是Sn含量與表面粗糙度的關(guān)系。因?yàn)殍T帶表面的裂紋通常都是在鑄帶表面凹凸不平的皺褶處產(chǎn)生，用表面粗糙度來(lái)表征表面裂紋發(fā)生情況。如果粗糙度大，則裂紋發(fā)生的概率高。由圖4可知，Sn含量的增加，在快速凝固條件下并沒(méi)有對(duì)鑄帶的表面質(zhì)量產(chǎn)生不良的影響。由圖3和圖4的結(jié)果可知，Sn沒(méi)有對(duì)鑄帶的凝固和表面質(zhì)量產(chǎn)生不良影響。Sn的含量范圍在0.005-0.04%。
[0042]B:B在鋼中的顯著作用是:極微量的硼就可以使鋼的淬透性成倍增加，B可以在高溫奧氏體中優(yōu)先析出粗大的BN顆粒從而抑制細(xì)小AlN的析出，減弱細(xì)小AlN對(duì)晶界的釘扎作用，提高晶粒的生長(zhǎng)能力，從而粗化奧氏體晶粒；同時(shí)還有一部分固溶B偏聚在奧氏體晶界抑制了鐵素體形核，降低了鐵素體的形核率，從而達(dá)到降低屈強(qiáng)比、提高成型性能的作用；另外B與N的結(jié)合可以有效防止晶界低熔點(diǎn)相B2O3的出現(xiàn)。
[0043]B是活潑易偏析元素，容易在晶界偏聚，傳統(tǒng)工藝生產(chǎn)含B鋼時(shí)，B含量一般控制的非常嚴(yán)格，一般在0.001-0.003%左右；而在薄帶連鑄工藝中，凝固和冷卻速率較快，可有效抑制B的偏析，固溶更多的B含量，因此B的含量可以適當(dāng)放寬；還可以通過(guò)合理的工藝控制生成粗大的BN顆粒,抑制細(xì)小的AlN析出，起到固氮的作用,解決薄帶連鑄生產(chǎn)的帶鋼屈強(qiáng)比偏高、成型性不好的劣勢(shì)。故在本發(fā)明中，采用較傳統(tǒng)工藝更高的B含量，范圍是
0.001-0.006%。
[0044]本發(fā)明的一種冷成型用高強(qiáng)薄帶鋼的制造方法，其包括如下步驟:
[0045]a)冶煉
[0046]按下述成分冶煉，化學(xué)成分重量百分比為:C:0.04~0.12%，S1:0.2~0.5%，Mn:0.4 ~L 7%，P 0.055%, S^0.008%, N:0.004 ~0.010%, Al:0.015 ~0.06%,Sn:0.005 ~0.04%, B:0.001 ~0.006%,以及 Nb、V、T1、Mo 中一種以上，最多三種，Nb:
0.01 ~0.08%，V:0.01 ~0.08%，Ti:0.01 ~0.08%，Mo:0.1 ~0.4%，其余為 Fe 和不可避免雜質(zhì)；
[0047]b)鑄造
[0048]采用雙輥薄帶連鑄，鑄輥直徑在500~1500mm，鑄機(jī)的澆鑄速度60~150m/min ；
[0049]c) 二次冷卻
[0050]在薄帶連鑄鑄帶出結(jié)晶輥后，鑄帶溫度在1420~1480°C，在鑄帶的兩側(cè)沿鑄帶寬度方向設(shè)置二冷裝置，二冷裝置的開(kāi)始冷卻點(diǎn)設(shè)置在離nip點(diǎn)250~750mm，整個(gè)二冷冷卻段長(zhǎng)度200~500mm ;鑄帶出結(jié)晶輥后立即向鑄帶兩側(cè)采用噴灑干冰即固態(tài)CO2的方式對(duì)鑄帶進(jìn)行急速均勻冷卻至1280°C以下，鑄帶冷卻速率200~300°C /s ；
[0051]d)在線熱軋
[0052]二次冷卻后的鑄帶送至軋機(jī)中軋制成0.7~2.5mm厚度的帶鋼；其中，軋制溫度1050~1200°C，熱軋壓下率20~50% ;熱軋后鋼帶的厚度為0.7~2.5mm ;
[0053]e)帶鋼軋后冷卻
[0054]對(duì)在線熱軋后的帶鋼進(jìn)行軋后冷卻，冷卻采用霧化冷卻的方式，冷卻速率為10~70 0C /s ；
[0055]f)帶鋼卷取
[0056]冷卻后的熱軋帶鋼經(jīng)切頭剪切除質(zhì)量較差的頭部后，直接進(jìn)行卷取成卷，卷取溫度為650~750°C，最終的冷成型用高強(qiáng)薄帶鋼的性能達(dá)到屈服強(qiáng)度345MPa以上，抗拉強(qiáng)度達(dá)到450MPa以上，延伸率達(dá)到22%以上，屈強(qiáng)比低于0.8。[0057]進(jìn)一步，二次冷卻過(guò)程中，干冰與惰性氣體或高壓氮?dú)饣旌?，干冰與氣體的混合體積比為5: I~10: 1，以0.5~5MPa的壓力直接將干冰噴射在鋼帶表面。
[0058]優(yōu)選地，霧化冷卻的冷卻速率為30~70°C /s。
[0059]優(yōu)選地，熱軋壓下率是30~50%。熱軋軋制溫度1050~1150°C。熱軋后鋼帶的厚度為1.2~2.0mm。
[0060]在本發(fā)明制造方法中:
[0061]二次冷卻，采用噴灑干冰(固態(tài)CO2)的方式對(duì)鑄帶進(jìn)行急速均勻冷卻至1280°C以下，可以顯著提高鑄帶的冷卻均勻性和冷卻強(qiáng)度，促進(jìn)鋼中BN的析出。
[0062]上述二次冷卻在鑄帶下密閉室內(nèi)進(jìn)行，采用的強(qiáng)化冷卻方法將干冰(固態(tài)CO2)直接噴射在鑄帶表面，以加速鑄帶的冷卻，其中干冰與惰性氣體或氮?dú)饣旌象w積比例為5:1~10: 1，以0.5-5MPa的壓力直接將干冰噴射在鑄帶表面，一方面起到了降低鑄帶溫度的作用，另一方面固態(tài)的干冰噴到熱態(tài)的鑄帶表面會(huì)氣化，在鑄帶表面形成高密度的霧狀氣體，二氧化碳(CO2)屬于一種惰性氣氛，能夠包覆在鑄帶表面，起到鑄帶防氧化的作用，從而有效控制了鑄帶表面氧化皮的生長(zhǎng)。
[0063]上述二次冷卻所在的密閉室內(nèi)不用另外通惰性氣體保護(hù)鑄帶，直接利用高壓噴灑干冰揮發(fā)出來(lái)的CO2氣體實(shí)現(xiàn)對(duì)鑄帶的防氧化保護(hù)。在密閉室上面設(shè)置氣體搜集裝置，以用來(lái)搜集過(guò)多的高密度二氧化碳?xì)怏w。
[0064]鋼中硼與氮、鋁和氮在Y-Fe中的熱力學(xué)方程如下:
[0065]BN = B+N ;Log[B] [N] =-13970/T+5.24(1)
[0066]AlN = Al+N ;Log[Al] [N] =-6770/T+1.03(2)
[0067]如圖2所示，鋼中BN的開(kāi)始析出溫度在1280°C左右，980°C時(shí)BN的析出趨于平衡，而此時(shí)AlN的析出才剛剛開(kāi)始(AlN的析出溫度在980°C左右)，從熱力學(xué)上講，BN的析出要優(yōu)先于A1N。因此本發(fā)明通過(guò)合理的工藝控制手段，促進(jìn)B與N的結(jié)合，生成粗大的BN顆粒，從而均勻奧氏體晶粒組織，抑制細(xì)小的AlN析出。
[0068]通常，薄帶連鑄下密閉室內(nèi)不采用任何冷卻措施，長(zhǎng)期澆鑄情況下，密閉室的環(huán)境溫度高達(dá)800°C以上，鋼結(jié)構(gòu)的密閉室下框架和密閉室墻壁在長(zhǎng)期的高溫下承重服役，會(huì)發(fā)生變形，影響整個(gè)機(jī)械框架結(jié)構(gòu)的強(qiáng)度和精度，還容易發(fā)生下框架焊接接口處的開(kāi)裂等危險(xiǎn)。因此很多廠家在密閉室的冷卻方面做了很多工作，比如新日鐵的光廠薄帶連鑄就報(bào)導(dǎo)了下密閉室墻壁采用水冷壁的形式達(dá)到冷卻的目的，具體方案是下密閉室墻壁采用兩塊鋼板焊接，中間通循環(huán)水；美國(guó)Nucor的Castrip (見(jiàn)專(zhuān)利US5960856A)采用“水冷枕”的形式達(dá)到冷卻的目的，具體方案是在離帶鋼稍近的地方設(shè)置水冷枕，里面通循環(huán)水，形式就如在大的房間里(密閉室)設(shè)置一個(gè)小隔熱房間(水冷枕圍成)，帶鋼穿過(guò)水冷枕圍成的小隔熱房間，溫度被吸收，在帶鋼冷卻的同時(shí)，起到對(duì)大房間(密閉室)的溫降作用。本發(fā)明在密閉室內(nèi)高壓噴灑干冰，采用干冰自身的“升華”物理特性，可以吸收大量的熱量，在對(duì)帶鋼實(shí)現(xiàn)急速冷卻的同時(shí)，對(duì)密閉室的溫度也起到有效降溫的作用；密閉室溫度的有效降低，對(duì)整個(gè)密閉室的下框架(一般是鋼結(jié)構(gòu))及密閉室墻壁起到冷卻作用，可以有效防止密閉室下框架的變形。
[0069]在線熱軋，二次冷卻后的帶鋼出密閉室后經(jīng)夾送輥將帶鋼送至軋機(jī)中軋制成
0.7-2.5mm厚度的帶鋼，控制軋制溫度為1050-1200°C (可通過(guò)二冷速率來(lái)控制)，目的是保證熱軋后奧氏體發(fā)生完全再結(jié)晶?？刂茻彳垑合侣蕿?0-50 %，熱軋壓下量增加會(huì)促進(jìn)奧氏體再結(jié)晶，優(yōu)選地，熱軋壓下率范圍是30-50%。熱軋后鋼帶的厚度范圍是0.7-2.5mm，優(yōu)選地，厚度為1.2-2.0mm。
[0070]通過(guò)二次冷卻裝置來(lái)實(shí)現(xiàn)相對(duì)較低的軋制溫度1050-1200°C，相對(duì)較低的軋制溫度，對(duì)于軋制來(lái)說(shuō)是有利的，軋制溫度越低，越有利于軋制板形質(zhì)量的控制，在常規(guī)薄帶工藝過(guò)程中，軋機(jī)前的溫度往往高達(dá)1200°C以上，甚至1250°C以上，此時(shí)的帶鋼非常軟，無(wú)法施加較大的軋制力，很難有效軋制。在保證奧氏體在線再結(jié)晶的前提下，優(yōu)選地，軋制溫度1050-1150°C。
[0071]帶鋼軋后冷卻，對(duì)在線熱軋后的帶鋼進(jìn)行軋后冷卻，冷卻采用霧化冷卻的方式，霧化冷卻裝置將霧化的冷卻水霧直接噴灑在鋼帶表面，霧化冷卻可以避免傳統(tǒng)層流冷卻帶來(lái)的問(wèn)題，使帶鋼表面溫度均勻下降，提高帶鋼溫度均勻性，從而達(dá)到均勻化內(nèi)部微觀組織的效果；同時(shí)噴霧冷卻均勻，可以提高帶鋼的板形質(zhì)量；減少帶鋼表面的氧化皮厚度，便于作冷軋基料時(shí)的后續(xù)酸洗。霧化冷卻的冷卻速率范圍為10-70°C /s，優(yōu)選地，冷卻速率范圍為30-70 0C /s。
[0072]我們通過(guò)試驗(yàn)發(fā)現(xiàn)，在1050-1200°C的溫度范圍內(nèi)，熱軋壓下率大于20%，奧氏體就可以較容易地發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，可以進(jìn)一步達(dá)到均勻化組織，提高延伸率的目的。
[0073]綜上所述，為了利用薄帶連鑄工藝生產(chǎn)具有較好的強(qiáng)塑性匹配的冷成型用高強(qiáng)鋼，本發(fā)明在含Sn的低碳鋼中添加Nb、V、T1、Mo等微合金元素和B元素，通過(guò)合理的二冷模式，在薄帶連鑄帶鋼出結(jié)晶輥后，向帶鋼兩側(cè)采用噴灑干冰(固態(tài)CO2)的方式對(duì)帶鋼進(jìn)行急速均勻冷卻，提高冷卻均勻性和冷卻強(qiáng)度以及達(dá)到防氧化、均勻奧氏體晶粒組織、降低軋制溫度的效果；軋制后的帶鋼采用霧化冷卻方式可以減小帶鋼表面氧化皮厚度，改善帶鋼溫度均勻性，提高帶鋼表面質(zhì)量。薄帶連鑄在生產(chǎn)此類(lèi)鋼種時(shí)，能夠解決薄帶連鑄工藝過(guò)程中組織不均勻、延伸率偏低、屈強(qiáng)比偏高、成型性不好的問(wèn)題，從而滿足折彎成型、沖壓成型等使用要求。`
[0074]利用薄帶連鑄技術(shù)生產(chǎn)含硼(B)冷成型用高強(qiáng)鋼，迄今為止尚未見(jiàn)報(bào)導(dǎo)，歸納優(yōu)點(diǎn)如下:
[0075](I)省去了板坯加熱、多道次反復(fù)熱軋等復(fù)雜過(guò)程，對(duì)薄鑄帶直接進(jìn)行一道次在線熱軋，生產(chǎn)成本大幅降低。
[0076](2)鑄帶厚度本身較薄，通過(guò)在線熱軋至期望產(chǎn)品厚度，薄規(guī)格產(chǎn)品的生產(chǎn)不需要經(jīng)過(guò)冷軋，直接“以熱代冷”;另一方面，由于厚度較薄，用于冷軋基料時(shí)，可以大大降低后續(xù)冷軋減薄的道次，大大節(jié)約生產(chǎn)成本。
[0077](3)利用含Sn的廢鋼，對(duì)鋼中的Sn做到“化害為利”，實(shí)現(xiàn)對(duì)現(xiàn)有廢鋼或低品質(zhì)劣質(zhì)礦資源(高錫礦)的有效利用，促進(jìn)鋼的循環(huán)利用，降低生產(chǎn)成本，實(shí)現(xiàn)鋼鐵業(yè)可持續(xù)發(fā)展。
[0078](4)添加Nb、V、T1、Mo等微合金元素，可以顯著提高鋼板的強(qiáng)度；添加B元素，可以解決薄帶連鑄工藝過(guò)程中組織不均勻、屈強(qiáng)比偏高的問(wèn)題，從而滿足冷軋基料的使用要求；同時(shí)易于折彎、沖壓成型。
[0079](5)傳統(tǒng)工藝板坯冷卻過(guò)程中發(fā)生合金元素析出，板坯再加熱時(shí)往往會(huì)由于合金元素回溶不充分而降低合金元素利用率。薄帶連鑄工藝中，高溫鑄帶直接熱軋，所添加的合金元素主要以固溶態(tài)存在，可提高合金利用率。
[0080]本發(fā)明的主要優(yōu)點(diǎn):
[0081]1.采用薄帶連鑄工藝生產(chǎn)冷成型用高強(qiáng)薄帶鋼，進(jìn)行熱軋后直接供給市場(chǎng)使用，達(dá)到薄規(guī)格熱軋板供貨的目的以及滿足冷軋基料要求和“以熱帶冷”目的，可以顯著提高板帶材的性?xún)r(jià)比。
[0082]2.本發(fā)明采用添加微量的硼元素，達(dá)到有效降低帶鋼屈強(qiáng)比，提高帶鋼成型性能的效果，生產(chǎn)成本較傳統(tǒng)和薄板坯生產(chǎn)工藝明顯低廉。同時(shí)進(jìn)一步提高對(duì)鋼中有害殘余元素P的綜合利用量，取消煉鋼中的脫磷工序，使生產(chǎn)成本較傳統(tǒng)和薄板坯生產(chǎn)工藝明顯低廉
[0083]3.利用含Sn的廢鋼，對(duì)鋼中的Sn做到“化害為利”，實(shí)現(xiàn)對(duì)現(xiàn)有廢鋼或低品質(zhì)劣質(zhì)礦資源(高錫礦)的有效利用，促進(jìn)鋼的循環(huán)利用，降低生產(chǎn)成本，實(shí)現(xiàn)鋼鐵業(yè)可持續(xù)發(fā)展。
[0084]4.采用二次冷卻裝置來(lái)實(shí)現(xiàn)相對(duì)較低的軋制溫度，有利于在線熱軋，有利于軋制板形質(zhì)量的控制；此外利用干冰“升華”的物理吸熱作用，起到有效降低密閉室溫度和防止密閉室鋼結(jié)構(gòu)框架變形的作用。采用軋后霧化冷卻有效減小熱軋帶鋼表面的氧化鐵皮厚度，可以大大提聞鋼板表面質(zhì)量。
[0085]5.合理靈活的工藝參數(shù)控制拓寬了生產(chǎn)線的工藝空間，可以滿足不同產(chǎn)品規(guī)格的
生產(chǎn)需要。
[0086]本發(fā)明與現(xiàn)有技術(shù)相比:
[0087]現(xiàn)有的薄帶連鑄生產(chǎn)薄帶材產(chǎn)品和工藝的專(zhuān)利有很多，但采用薄帶連鑄生產(chǎn)含B冷成型用高強(qiáng)薄帶鋼，還未見(jiàn)直接報(bào)導(dǎo)，但在工藝控制和設(shè)備上認(rèn)為有以下幾篇專(zhuān)利和本發(fā)明具有一定可比性，詳述如下:
[0088]專(zhuān)利EP0830223A1/CN1180325A/US5960856A/DE69700737D 中提到一種澆鑄黑色金屬帶的方法及裝置，在帶鋼凝固出雙輥后，設(shè)置一對(duì)用于帶鋼冷卻的非接觸式吸熱器，用來(lái)吸收帶鋼完全凝固后釋放出來(lái)的凝固潛熱。該專(zhuān)利與本發(fā)明相比，主要區(qū)別在于冷卻強(qiáng)度上，本發(fā)明采用高壓噴灑干冰的方法，直接與帶鋼接觸強(qiáng)制冷卻，可以實(shí)現(xiàn)200°C /s以上的冷卻強(qiáng)度，遠(yuǎn)遠(yuǎn)高于非接觸式吸熱器的冷卻效果，有效降低軋制溫度，有利于軋制板形質(zhì)量的提聞。
[0089]中國(guó)專(zhuān)利CN1472019A公開(kāi)了一種薄帶連鑄方法和裝置，在結(jié)晶輥出口處，對(duì)高溫鑄帶沿寬度方向噴吹氣體對(duì)鑄帶實(shí)現(xiàn)冷卻。該專(zhuān)利雖然能夠?qū)﹁T帶起到冷卻作用，但是采用氣冷的方式，冷卻速率的控制范圍有一定限制，本發(fā)明采用高壓噴灑干冰的方法，直接與帶鋼接觸強(qiáng)制冷卻，可以實(shí)現(xiàn)200°C /s以上的冷卻強(qiáng)度，有效降低軋制溫度，有利于軋制板形質(zhì)量的提聞。
[0090]日本發(fā)明JP-A-5-277654在結(jié)晶輥出口下端300_400mm增加了一對(duì)外徑Φ200ι?πι的從動(dòng)輥，通過(guò)從動(dòng)輥與鑄帶的接觸傳熱，達(dá)到對(duì)帶鋼的冷卻作用。本發(fā)明與該方法采用的手段完全不同，本發(fā)明是通過(guò)對(duì)帶鋼直接進(jìn)行高壓噴灑干冰的方法，帶走帶鋼熱量。日本發(fā)明JP-A-5-277654的主要缺點(diǎn)是冷卻強(qiáng)度有限，其次是結(jié)晶輥與小輥的速度匹配問(wèn)題，如果匹配不良，鑄帶易打折，生產(chǎn)操作不方便，控制不靈活。【專(zhuān)利附圖】

【附圖說(shuō)明】
[0091]圖1為本發(fā)明生產(chǎn)工藝布置示意圖。
[0092]圖2為BN，AlN析出的熱力學(xué)曲線示意圖。
[0093]圖3為Sn含量與平均熱流密度的關(guān)系示意圖。
[0094]圖4為Sn含量與鑄帶表面粗糖度的關(guān)系不意圖。
【具體實(shí)施方式】
[0095]參見(jiàn)圖1，其所示為本發(fā)明的工藝過(guò)程，鋼水從大包I通過(guò)大包長(zhǎng)水口 2、中間包3和布流裝置4直接澆注在一個(gè)由兩個(gè)相對(duì)轉(zhuǎn)動(dòng)并能夠快速冷卻的結(jié)晶輥5a、5b和側(cè)封板裝置6a、6b圍成的熔池7中，鋼水在結(jié)晶輥5a、5b旋轉(zhuǎn)的周向表面凝固，進(jìn)而形成凝固殼并逐漸生長(zhǎng)隨后在兩結(jié)晶輥輥縫隙最小處(nip點(diǎn))形成1.5-3mm厚的鑄帶11。鑄帶經(jīng)過(guò)在密閉室10內(nèi)的二冷裝置8，出帶后立即向鑄帶11兩側(cè)高壓噴灑干冰(固態(tài)CO2),控制其冷卻速率，使鑄帶11快速均勻冷卻至1280°C以下；然后通過(guò)擺動(dòng)導(dǎo)板9、夾送輥12將鑄帶送至熱軋機(jī)13，熱軋后形成0.7-2.5mm的熱軋帶，再經(jīng)軋后霧化冷卻裝置14，將霧化的冷卻水霧直接噴灑在鋼帶表面，控制冷卻速率，經(jīng)輸送輥道15輸送至飛剪裝置16切頭之后，切頭沿著飛剪導(dǎo)板17掉入飛剪坑18中，切頭后的熱軋帶進(jìn)入卷取機(jī)19、19’進(jìn)行卷取。將鋼卷從卷取機(jī)上取下后，自然冷卻至室溫。
[0096]上述二次冷卻所在的密閉室10內(nèi)不用另外通惰性氣體保護(hù)帶鋼，直接利用高壓噴灑干冰揮發(fā)出來(lái)的CO2氣體實(shí)現(xiàn)對(duì)帶鋼的防氧化保護(hù)。在密閉室10上面設(shè)置氣體搜集裝置20，以用來(lái)搜集過(guò)多的高密度二氧化碳?xì)怏w。
[0097]本發(fā)明實(shí)施例化學(xué)成分如表1所示。工藝參數(shù)以及熱軋帶冷卻到室溫后的性能見(jiàn)表2。對(duì)比例I為薄帶連鑄工藝成份中未添加B元素；對(duì)比例2為傳統(tǒng)熱軋工藝生產(chǎn)的冷成型用高強(qiáng)薄帶鋼，成份中未添加B元素。
[0098]綜上所述，利用薄帶連鑄工藝技術(shù)按本發(fā)明提供的鋼種成分設(shè)計(jì)范圍制造的冷成型用高強(qiáng)薄帶鋼，屈服強(qiáng)度達(dá)到345MPa以上，抗拉強(qiáng)度達(dá)到450MPa以上，延伸率達(dá)到22%以上，屈強(qiáng)比低于0.8，冷加工折彎性能合格。通過(guò)本發(fā)明得到冷成型用高強(qiáng)薄帶鋼，可以有效解決薄帶連鑄生產(chǎn)的鋼種普遍存在的組織不均勻、屈強(qiáng)比偏高、成型性不好的問(wèn)題，滿足冷成型用高強(qiáng)鋼沖壓成型的使用要求。
[0099]表1實(shí)施例鋼的化學(xué)成分(wt.% )
[0100]
【權(quán)利要求】
1.一種冷成型用高強(qiáng)薄帶鋼，其化學(xué)成分重量百分比為:C:0.04~0.12%,S1:0.2~0.5 %，Mn:0.4 ~1.7 %，P ≤ 0.055 %，S ≤ 0.008 %，N:0.004 ~0.010 %，Al:0.015 ~0.06%, Sn:0.005 ~0.04%, B:0.001 ~0.006%，以及 Nb、V、T1、Mo 中一種以上，最多三種，Nb:0.01 ~0.08%,V:0.01 ~0.08%,Ti:0.01 ~0.08%,Mo:0.1 ~0.4%，其余為 Fe和不可避免雜質(zhì)。
2.一種冷成型用高強(qiáng)薄帶鋼的制造方法，其包括如下步驟: a)冶煉 按下述成分冶煉，化學(xué)成分重量百分比為:C:0.04~0.12%，S1:0.2~0.5 %，Mn:0.4 ~1.7%，P ≤ 0.055%, S ≤ 0.008%, N:0.004 ~0.010%, Al:0.015 ~0.06%, Sn:0.005 ~0.04%,B:0.001 ~0.006%，以及 Nb、V、T1、Mo 中一種以上，最多三種，Nb:0.01 ~0.08%, V:0.01 ~0.08%, Ti:0.01 ~0.08%, Mo:0.1 ~0.4%，其余為 Fe 和不可避免雜質(zhì)； b)鑄造 采用雙輥薄帶連鑄，鑄輥直徑在500~1500mm，鑄機(jī)的澆鑄速度60~150m/min ； c)二次冷卻 在薄帶連鑄鑄帶出后，鑄帶溫度在1420~1480°C，在鑄帶的兩側(cè)沿鑄帶寬度方向設(shè)置二冷裝置，二冷裝置的開(kāi)始冷卻點(diǎn)設(shè)置在離nip點(diǎn)250~750mm，整個(gè)二冷冷卻段長(zhǎng)度200~500mm ;鑄帶出結(jié)晶輥后立即向鑄帶兩側(cè)采用噴灑干冰即固態(tài)CO2的方式對(duì)鑄帶進(jìn)行急速均勻冷卻至1280°C以下，鑄帶冷卻速率200~300°C /s ； d)在線熱軋 二次冷卻后的鑄帶送至軋機(jī)中軋制成0.7~2.5mm厚度的帶鋼；其中，軋制溫度1050~1200°C，熱軋壓下率20~50% ;熱軋后鋼帶的厚度為0.7~2.5mm ; e)帶鋼軋后冷卻 對(duì)在線熱軋后的帶鋼進(jìn)行軋后冷卻，冷卻采用霧化冷卻的方式，冷卻速率10~70°C /s ； f)卷取 冷卻后的熱軋帶鋼經(jīng)切頭剪切除質(zhì)量較差的頭部后，直接進(jìn)行卷取成卷，卷取溫度為650~750°C，最終的冷成型用高強(qiáng)薄帶鋼的性能達(dá)到屈服強(qiáng)度345MPa以上，抗拉強(qiáng)度達(dá)到450MPa以上，延伸率達(dá)到22%以上，屈強(qiáng)比低于0.8。
3.如權(quán)利要求2所述的冷成型用高強(qiáng)薄帶鋼的制造方法，其特征是，二次冷卻過(guò)程中，干冰與惰性氣體或氮?dú)饣旌希杀c氣體的混合體積比為5:1~10: 1，以0.5~5MPa的壓力直接將干冰噴射在帶鋼表面。
4.如權(quán)利要求2所述的冷成型用高強(qiáng)薄帶鋼的制造方法，其特征是，霧化冷卻的冷卻速率為30~70°C /s。
5.如權(quán)利要求2所述的冷成型用高強(qiáng)薄帶鋼的制造方法，其特征是，熱軋壓下率是30 ~50%。
6.如權(quán)利要求2所述的冷成型用高強(qiáng)薄帶鋼的制造方法，其特征是，熱軋軋制溫度為1050 ~1150?。
7.如權(quán)利要求2所述的冷成型用高強(qiáng)薄帶鋼的制造方法，其特征是，熱軋后帶鋼的厚度為1.2~ 2.0mm。
【文檔編號(hào)】C21D8/02GK103667895SQ201210319502
【公開(kāi)日】2014年3月26日 申請(qǐng)日期:2012年8月31日 優(yōu)先權(quán)日:2012年8月31日
【發(fā)明者】吳建春, 于艷, 方園 申請(qǐng)人:寶山鋼鐵股份有限公司