CN103667968B - 一种利用低温在线静态再结晶生产钢带的方法 - Google Patents

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Abstract

一种利用低温在线静态再结晶生产钢带的方法,采用双辊薄带连铸生产含硼耐大气腐蚀钢,铸带出结晶辊后采用喷洒干冰的方式,对铸带进行均匀强化冷却,将铸带冷却至1280℃以下,冷却速率200-300℃/s,在这样的冷却方式下,可以促进粗大BN的析出,防止低熔点相B2O3的出现以及细小AlN的析出,达到均匀化奥氏体晶粒、降低屈强比的目的;后经双机架低温奥氏体在线静态再结晶轧制,再经过防氧化快速冷却。通过本发明得到屈强比较低的钢种,有效解决薄带连铸生产的钢种普遍存在的组织不均匀、屈强比偏高、难成型,不能满足冷轧用料要求的问题。生产的耐大气腐蚀薄带钢,满足冷轧基料使用要求,也可以“以热代冷”直接使用。

Description

-种利用低温在线静态再结晶生产钢带的方法
技术领域
[0001] 本发明设及连铸工艺,特别设及一种利用低溫在线静态再结晶生产钢带的方法。
背景技术
[0002] 传统的薄带大都是由厚达70-200mm的铸巧经过多道次连续社制生产出来的,而 采用双漉薄带连铸工艺生产的铸带经过一道次或两道次社制成为热社带,即可W投入市场 使用。相比传统带钢的生产工艺,前者的生产线比较短,所需要的能源比较少,是一种低碳 环保的热社薄带生产工艺。
[0003] 双漉薄带连铸典型的工艺流程为:大包中的烙融钢水通过大包长水口、中间包W 及布流装置直接诱注在一个由两个相对转动并能够快速冷却的结晶漉和侧封装置围成的 烙池中,钢水在结晶漉旋转的周向表面凝固形成凝固壳并逐渐生长,进而在两结晶漉漉缝 隙最小处(nip点)形成l-5mm厚的钢带,钢带经由导板导向被夹送漉送入社机中社制成 0. 7-2. 5mm的薄带,随后经过冷却装置冷却,经飞剪装置切头后,最后送入卷取机卷取成卷。 薄带连铸生产的带钢,由于厚度较薄,用于冷社基料,可W大大降低后续冷社减薄的道次, 大大节约生产成本;此外,对于厚度小于2mm的薄规格热社带,如果性能允许,可W直接用 来替代冷社产品(W热代冷),使得薄带连铸的产品领域得到大大的拓展。
[0004] 但是,薄带连铸由于其本身的工艺特性,生产的钢种普遍存在组织细化、屈强比偏 高、成型性不好的现象,而对薄带连铸生产线配备的冷社机组所需的冷社基料,W及汽车行 业需要一些"W热代冷"且要求具有良好成型性的产品,一般要求热社卷的屈强比较低,容 易折弯成型。因此,薄带连铸在生产此类钢种时,需要解决组织不均匀、屈强比偏高的问题, 从而满足冷社基料的使用要求。
[0005] 带钢作为冷社基料使用时,带钢需要经过酸洗-除憐工序,为了利于酸洗去除表 面氧化皮,要求带钢表面氧化皮的厚度越薄越好,运就需要在铸带各个阶段控制氧化铁皮 的生成,在典型工艺中,在结晶漉直至社机入口均采用密闭室装置防止铸带氧化,在密闭室 装置内如专利US6920912添加氨气W及在专利US20060182989中控制氧气含量小于5%,均 可W控制铸带表面的氧化皮厚度。但是在社机至卷取运段输送过程如何控制氧化皮的厚度 很少有关专利设及,尤其是在采用层流冷却或喷淋冷却对带钢进行冷却的过程中,高溫的 带钢与冷却水接触,铸带表面的氧化皮厚度增长很快;同时,高溫的带钢与冷却水接触还会 带来很多问题:其一,会在带钢表面形成水斑(诱斑),影响表面质量;其二,层流冷却或喷淋 冷却用的冷却水容易造成带钢表面局部冷却不均匀,造成带钢内部微观组织的不均匀,从 而造成带钢性能的不均匀,影响产品质量;其=,带钢表面局部冷却不均匀,会造成板形的 恶化,影响板形质量。
[0006] 带钢作为"W热代冷"产品使用时,一般要求钢种具有良好的成型性,其本质也是 要求钢种具有较低的屈强比。此外作为汽车零部件、集装箱板使用时还需要钢种具有一定 的耐腐蚀性,利用薄带连铸生产耐大气腐蚀钢钢种时,具有一种天然的优势,即带钢表面层 会富集一层耐腐蚀性元素,如化、P、化等元素,可W大大提高带钢的抗腐蚀性能。
[0007] 带钢具有运样的表面层,客观上也要求带钢表面氧化铁皮厚度越薄越好,便于酸 洗。因为较厚的氧化铁皮会使酸洗时间变长,从而破坏带钢表面富集的耐腐蚀性元素层,如 化、P、化等消失或减少,从而降低带钢耐腐蚀性能。
[0008] 目前国内外已就耐大气腐蚀钢及其制造方法,其中450MPa及其W上强度级别的 耐大气腐蚀钢大都采用佩、V、Ti、Mo复合微合金化技术,通过细晶强化和沉淀强化来提高 耐大气腐蚀钢的综合力学性能,具体专利成分和性能见表1。
[0009] 表1耐候钢的专利对比(wt%)
Figure CN103667968BD00041
Figure CN103667968BD00051
[0012] 上述高强耐大气腐蚀钢,均采用了微合金化路线,在成分体系中均含有Nb, V,Ti, Mo等合金元素,并且均采用传统热社工艺生产。传统热社工艺流程是:连铸+铸巧再加热 保溫+粗社+精社+冷却+卷取,即首先通过连铸得到厚度为200mm左右的铸巧,对铸巧 进行再加热并保溫后,再进行粗社和精社,得到厚度一般大于2mm的钢带,最后对钢带进行 层流冷却和卷取,完成整个热社生产过程。如果要生产厚度小于2mm的钢带,一般要对热社 钢带继续进行冷社W及后续退火来完成。上述专利也有提及钢中添加棚(B)元素,比如专 利CN200610125125. 2和US6315946,但公开的发明内容中没有设及棚(B)元素添加后具体 的工艺控制方法,而且添加的量也比较少。
[0013] 利用传统工艺生产微合金高强耐大气腐蚀钢,存在的主要问题有:
[0014] (1)工艺流程长、能耗高、机组设备多、基建成本高,导致生产成本高。
[0015] (2)耐候钢中含有较高含量的提高钢带耐大气腐蚀性能的憐、铜等易偏析元素,传 统工艺由于铸巧凝固冷却速度慢,容易造成憐、铜等元素的宏观偏析,从而导致铸巧的各向 异性和出现宏观裂纹,成才率较低。
[0016] (3)耐候钢的耐侯性主要取决于憐和铜的共同作用,由于其在传统工艺中存在易 偏析特征,因此在利用传统工艺生产高强耐大气腐蚀钢的成分设计中,往往不添加憐,其含 量按照杂质元素水平来控制,通常《0. 025% ;铜的添加量在0. 2-0. 55%的范围,实际生产中 通常取下限。其结果造成钢带的耐侯性不高。
[0017] (4)传统工艺中,由于微合金元素在热社过程中不能保持为固溶体,发生部分析 出,导致钢材组织晶粒细小,屈强比提高,成型性能差,因此会显著增加社制载荷,增加能耗 和漉耗,对装备的损伤较大,从而就限制了可经济地和实际地生产高强耐候钢热社产品的 厚度范围,通常是《2mm。对传统热社产品继续进行冷社,可进一步降低钢带厚度,然而热社 钢带的高强度导致冷社也存在困难。一是高的冷社载荷对装备的要求较高,损伤较大;二是 热社产品中由合金元素析出的第二相,使冷社后钢带的再结晶退火溫度显著增加。
[0018] 如果采用薄板巧连铸连社工艺生产微合金高强耐候钢,可在一定程度上克服传统 工艺的缺点。薄板巧连铸连社工艺流程是:连铸+铸巧保溫均热+热连社+冷却+卷取。 该工艺与传统工艺的主要区别是:薄板巧工艺的铸巧厚度大大减薄,为50-90mm,由于铸巧 薄,铸巧只要经过1~2道次粗社(铸巧厚度为70-90mm时)或者不需要经过粗社(铸巧厚度 为50mm时),而传统工艺的连铸巧要经过反复多道次社制,才能减薄到精社前所需规格;而 且薄板巧工艺的铸巧不经冷却,直接进入均热炉进行均热保溫,或者少量补溫,因此薄板巧 工艺大大缩短了工艺流程,降低了能耗,减少了投资,从而降低了生产成本;另外薄板巧工 艺的铸巧凝固冷却速度加快,可在一定程度上减少元素宏观偏析,从而减少了产品缺陷,提 高了成材率,也正是因为运点,利用薄板巧工艺生产微合金高强耐大气腐蚀钢的成分设计 适当放宽了提高耐腐蚀性的元素憐、铜的含量范围,运对于提高钢的耐候性能是有利的。
[0019] 中国专利CN200610123458. 1公开了 一种基于薄板巧连铸连社流程采用Ti微 合金化工艺生产700MPa级高强耐候钢的方法,该方法制造耐候钢板的化学成分为:C : 0. 03-0. 07%,Si :0. 3-0. 5%,Mn :1. 2-1. 5, P:《0. 04%,S:《0. 008%,Al :0. 025-0. 05%,Cr : 0. 3-0. 7%,Ni :0. 15-0. 35%,Cu :0. 2-0. 5%,Ti :0. 08-0. 14%,N:《0. 008%,余量为化和不可 避免的杂质。钢板的屈服强度> 700MPa,抗拉强度> 775MPa,延伸率> 21%。在该专利中, 憐是按照杂质元素来控制的,含量《0. 04%,较传统工艺的《0. 025%,有所放宽。
[0020] 中国专利CN200610035800. 2公开了一种基于薄板巧连铸连社工艺生产700MPa 级V-N微合金化耐大气腐蚀钢的方法,该方法制造耐候钢板的化学成分为:C《0. 08%,Si : 0. 25-0. 75%,Mn :0. 8-2, P《0. 07-0. 15%,S:《0. 04%,Cr :0. 3-1. 25%,Ni《0. 65%,Cu : 0. 25-0. 6%,V :0. 05-0. 2%,N :0. 015-0. 03%,余量为化和不可避免的杂质。钢板的屈服强度 > TOOMPa,抗拉强度> 785MPa,延伸率> 21%。在该专利中,憐是按照提高耐腐蚀性的元素 来控制的,含量为0. 07-0. 15% ;铜的含量为0. 25-0. 6%,其下限和上限分别高于传统工艺的 铜含量下限0. 2%和上限0. 55〇/〇。
[0021] 虽然薄板巧工艺在生产微合金高强耐大气腐蚀钢上存在如上优势,但传统工艺生 产中存在的某些问题,在薄板巧工艺中仍然存在,例如:微合金元素在热社过程中也不能保 持为固溶体,发生部分析出,导致钢材强度提高,从而增加社制载荷,增加能耗和漉耗,使得 可经济地和实际地生产高强耐候钢热社产品的厚度规格也不可能太薄,为> 1. 5mm,见专利 CN20061012:M58. 1,CN200610035800. 2 U及 CN200710031548. 2。
[0022] 薄带连铸技术是冶金及材料研究领域内的一项前沿技术,它的出现为钢铁工业带 来一场革命,它改变了传统治金工业中钢带的生产过程,将连续铸造、社制、甚至热处理等 整合为一体,使生产的薄带巧经过一道次在线热社就一次性形成薄钢带,大大简化了生产 工序,缩短了生产周期,其工艺线长度仅50m左右。设备投资也相应减少,产品成本显著降 低。双漉薄带连铸工艺是薄带连铸工艺的一种主要形式,也是世界上唯一实现产业化的一 种薄带连铸工艺。
[0023] 国际专利 WO 2008137898、WO 2008137899、WO 2008137900, W 及中国专利 CN200880023157. 9、CN200880023167. 2、CN200880023586. 6 公开 了一种利用薄带连铸 连社工艺生产厚度在0. 3-3mm的微合金钢薄带的方法。该方法采用的化学成分为C : 《0. 25%,Mn:0. 20~2. 0%,Si :0. 05~0. 50%,Al 0. 01%,此外,还包含佩:0.0 l~0. 20%,V : 0.0 l~0. 20%,Mo :0. 05~0. 50%中至少一种。在热社压下率为20-40%,卷取溫度《700°C工 艺条件下,热社带的显微组织为贝氏体+针状铁素体。专利认为,铸带中主要W固烙态存 在的合金元素抑制了热社后奥氏体的再结晶,即使压下率达到40%,奥氏体的再结晶也非 常有限。由于20-40%的热社压下率均没有使奥氏体发生再结晶,使得粗大奥氏体的泽透 性在热社后得W保持,从而获得贝氏体+针状铁素体的室溫组织。在专利中没有给出热社 所采用的溫度范围,但在与运些专利相关的文章中(C. R. Killmore, etc. Development of Ultra-Hiin Cast Strip Products by theCAST民IP衝Process. AIS Tech, Indianapoli s,Indiana,USA,May 7-10, 2007),报导了所采用的热社溫度为 950°C。
[0024] 利用运种方法生产的薄带连铸低碳微合金钢产品,强度较高,在W上成分体系范 围内,屈服强度可达到650MPa,抗拉强度可达到750MPa,但最主要的问题是产品的延伸率 不高6%或者《10%)。导致延伸率不高主要原因是:通过薄带连铸工艺获得的铸带,奥 氏体晶粒尺寸不均匀,小到几十微米,大到屯八百微米。而薄带连铸工艺后一般只跟1-2机 架社机,其热社压下率通常很难超过50%,通过形变细化晶粒的效果非常小,如果不通过再 结晶细化奥氏体晶粒,不均匀的奥氏体组织很难在热社后得到有效改善,由尺寸不均匀的 奥氏体相变后产生的贝氏体+针状铁素体组织也很不均匀,因此延伸率不高。
[00巧]为了改善薄带连铸微合金钢的强塑性匹配,中国专利02825466. X提出了另外一 种利用薄带连铸连社工艺生产厚度在l-6mm的微合金钢薄带的方法。该方法所采用的微合 金钢成分体系为 C :0. 02~0. 20%,Mn :0. 1~1. 6%,Si :0. 02~2. 0%,Al 0. 05%,S 0. 03〇/〇, P 0. 1%,化:0.0 l~1. 5%,Ni :0.0 l~0. 5%,Mo 0. 5%,N :0. 003~0. 012%,余量为化和不可 避免的杂质。铸带的热社在IlSO-(Arl-IOO) °C范围内,对应奥氏体区、奥氏体铁素体两相 区、或者铁素体区进行热社,热社压下率为15-80%。该方法在薄带连铸连社机组后,设计了 在线加热系统,加热溫度范围是670-115(TC,目的是使得铸带在不同相区热社后,保溫一段 时间后发生完全再结晶,从而使钢带获得较好的强塑性匹配。利用运种方法进行生产,需要 在产线设计时增加在线加热系统,而且由于加热时间的长短,取决于带速和加热炉长度,加 热炉必须有足够长度,才能保证加热均匀性。运不仅增加了投资成本,也会显著增加薄带连 铸连社产线的占地面积,降低了该产线的优势。
发明内容
[0026] 本发明的目的在于提供一种利用低溫在线静态再结晶生产钢带的方法,通过在微 合金耐大气腐蚀钢的成份中添加微量元素棚(B),在薄带连铸带钢出带后,向带钢两侧采用 高压喷洒干冰(固态C02)的方式对带钢进行快速均匀冷却,提高冷却均匀性和冷却强度W 及达到防氧化、降低社制溫度的效果;同时采用双机架低溫奥氏体在线静态再结晶社制(开 社溫度900 - 1050°C,总压下量50-70%),实现铸带热社后的奥氏体在线静态再结晶社制; 然后采用防氧化快速冷却方法可W减小带钢表面氧化皮厚度,改善带钢溫度均匀性,提高 带钢表面质量。薄带连铸在生产此类钢种时,能够解决组织不均匀、屈强比偏高、成型性不 好的问题,从而满足冷社基料和"W热代冷"产品的使用要求。
[0027] -种利用低溫在线静态再结晶生产钢带的方法,其包括如下步骤:
[002引 a)冶炼
[0029] 按照下述成分冶炼,钢水化学成分重量百分比为:C :0. 02-0. 06%,Si :0. 2-0. 4%, Mn :0. 6-1. 5〇/〇, P :0. 07-0. 22〇/〇, S《0. 008〇/〇, N :0. 004-0. 010〇/〇, Al :0. 01-0. 06〇/〇, Cu : 0. 20-0. 8%,Cr :0. 3-0. 8%,Ni :0. 12-0. 4%,B :0. 001-0. 006%,此外,还包含佩、V、Ti、Mo 中一种 W上,最多S种,其含量为:Nb :0. 01-0. 08%,V :0. 01-0. 08%,Ti :0. 01-0. 08%,Mo : 0. 1-0. 4%,其余为化和不可避免的杂质;
[0030] b)双漉薄带连铸
[003。 将钢水连铸形成l-5mm厚的铸带,结晶漉直径500-1500mm,诱铸速度60-150m/ mi打;
[003引C)二次冷却
[0033] 薄带连铸铸带出结晶漉后,铸带溫度在1420-1480°C,在铸带的两侧沿铸带宽 度方向设置二冷装置,二冷装置的开始冷却点设置在离两结晶漉漉缝隙最小处nip点 250-750mm,整个二冷冷却段长度200-500mm;铸带出结晶漉后立即向铸带两侧采用喷洒干 冰的方式对铸带进行快速均匀冷却至1280°C W下,铸带冷却速率200-300°C /s;
[0034] d)在线热社
[0035] 二次冷却后铸带出密闭室后经夹送漉送至双机架社机中社制成0. 5-2. Omm厚度 的带钢,社制采用双机架社制,社制溫度为900-1050°C,热社总压下率为50-70% ;
[003引 e)带钢社后冷却
[0037] 对在线热社后的带钢进行社后冷却采用防氧化快速冷却的方式,将干冰直接喷射 在带钢表面,W加速带钢的冷却,冷却速率80-200°C /s;
[0038] f)卷取
[0039] 冷却后的热社带钢经切头剪切除质量较差的头部后,直接进行卷取成卷,卷取溫 度500-600°C ;经过上述制造过程,最终的薄带连铸含B微合金耐大气腐蚀钢带材的性能 达到屈服强度SOOMPa W上,抗拉强度达到750MPa W上,延伸率达到18% W上,屈强比低于 0. 8。
[0040] 进一步,二次冷却在铸带下密闭室内进行,采用强化冷却方法将干冰直接喷射在 铸带表面,其中干冰与惰性气体或氮气混合体积比例为5:1~10:1,W 0. 5-5MPa的压力直接 将干冰喷射在铸带表面。
[0041] 又,本发明防氧化快速冷却的方式将干冰直接喷射在带钢表面,其中干冰与惰性 气体或压缩氮气混合体积比例为5:1~10:1,W 0. 2-3MPa的压力直接将干冰喷射在带钢表 面。
[0042] 另外,本发明卷取采用双卷取机形式。
[0043] 在本发明钢的化学成分设计中,
[0044] 微合金高强耐大气腐蚀的化学成分为:C :0. 02-0. 06%,Si : 0. 2-0. 4%,Mn : 0. 6-1. 5%,P :0. 07-0. 22%,S 0. 008%,N :0. 004-0. 010%,Al :0. 01-0. 06%,Cu :0. 20-0. 8〇/〇, Cr :0. 3-0. 8%,Ni :0. 12-0. 4%,B :0. 001-0. 006%,此外,还包含佩、V、Ti、Mo 中的一种,或 两种,或S种,最多S种,其含量为:Nb :0. 01-0. 08%,V :0. 01-0. 08%,Ti :0. 01-0. 08%,Mo : 0. 1-0. 4%,余量为化和不可避免杂质。
[0045] 本发明设及的含棚微合金高强耐大气腐蚀钢化学成分的限定理由如下:
[0046] C :C是钢中最经济、最基本的强化元素,通过固溶强化和析出强化来提高钢的强 度。C是奥氏体转变过程中析出渗碳体必不可少的元素,因此C含量的高低在很大程度上决 定钢的强度级别,即较高的C含量对应较高的强度级别。但是,由于C的间隙固溶和析出对 钢的塑性和初性有较大危害,而且,过高的C含量对焊接性能不利,因此C含量不能过高,钢 的强度通过适当添加合金元素来弥补。故本发明采用的C含量范围是0. 02-0. 06%。
[0047] Si :Si在钢中起固溶强化作用,且钢中加Si能提高钢质纯净度和脱氧,但Si含量 过高会导致可焊性和焊接热影响区初性恶化。故本发明采用的Si含量范围是0. 2-0. 4%。
[0048] Mn :Mn是价格最便宜的合金元素之一,它能提高钢的泽透性,在钢中具有相当大 的固溶度,通过固溶强化提高钢的强度,同时对钢的塑性和初性基本无损害,是在降低C含 量情况下提高钢的强度最主要的强化元素。但Mn含量过高会导致可焊性和焊接热影响区 初性恶化。故本发明采用的Mn含量范围是0. 6-1. 5%。
[0049] P :P可显著提高钢的耐大气腐蚀性能,并且能显著细化奥氏体晶粒。但高含量的 P容易在晶界偏析,增加钢的冷脆性,使焊接性能变坏,降低塑性,使冷弯性能变坏。因此目 前在传统工艺生产的高强耐大气腐蚀钢中,P大多作为杂质元素来控制,含量很低。
[0050] 在薄带连铸工艺中,铸带的凝固和冷却速率极快,可有效抑制P的偏析,从而可有 效避免P的劣势,充分发挥P的优势,从而提高钢的耐大气腐蚀性能,并通过细化奥氏体晶 粒促进奥氏体再结晶。故在本发明中,采用较传统工艺生产的耐大气腐蚀钢更高的P含量, 范围是 0.07-0. 22〇/〇。
[0051] S :在通常情况下S也是钢中有害元素,使钢产生热脆性,降低钢的延展性和初性, 在社制时造成裂纹。S还会降低焊接性能和耐腐蚀性。故在本发明中,S是作为杂质元素来 控制,其含量范围是《0. 008%。
[0052] Al :A1是为了脱氧而加入钢中的元素,添加0. 01-0. 06%含量的Al有利于细化晶 粒,改善钢材的强初性能。
[0053] N :与C元素类似,N元素可通过间隙固溶提高钢的强度,本发明要利用钢中的N跟 B作用生成BN的析出相,需要钢中有一定的N含量。但是,N的间隙固溶对钢的塑性和初性 有较大危害,自由N的存在会提高钢的屈强比,因此N含量也不能过高。本发明采用的N含 量范围是 0. 004-0. 010〇/〇。
[0054] 化:化可有效提高钢的耐大气腐蚀性能,提高钢的泽透性,提高钢的强度,但其含 量高会恶化钢的焊接性能。故本发明采用的化含量范围是0. 3-0. 8%。
[00巧]Ni :Ni能提高泽透性,显著改善钢材的低溫初性,是提高钢的耐候性和强初性的 有利元素,不会对钢的可焊性和焊接热影响区初性造成不利影响。Ni还能有效阻止化的热 脆。但Ni含量高会显著提高钢材成本。故本发明采用的Ni含量范围是0. 12-0. 4%。
[0056] 化:化是提高钢的耐大气腐蚀性能的关键元素,与P配合使用效果更为显著。化还 能发挥固溶强化作用提高钢的强度,而对焊接性能没有不利的影响。但化是易偏析元素, 容易引起钢材热加工时的热脆。因此目前在传统工艺生产的耐大气腐蚀钢中,化含量一般 不超过0. 6%。
[0057] 在薄带连铸工艺中,铸带的凝固和冷却速率较快,可有效抑制化的偏析,从而可 有效避免化的劣势,充分发挥化的优势。故在本发明中,采用较传统工艺生产的耐大气腐 蚀钢更高的化含量,范围是0. 20-0. 8%。
[005引 Nb :在常用的佩、V、Ti、Mo四种微合金元素中,佩是最强的抑制热社后奥氏体再 结晶的合金元素。在传统控制社制用的微合金钢中,一般都添加Nb,-是起到强化的作用, 二是抑制热社后奥氏体发生再结晶,实现形变细化奥氏体晶粒的目的。佩可通过溶质原子 拖曳机制,W及所析出的碳氮化妮第二相质点钉扎机制而有效地阻止大角晶界及亚晶界的 迁移,从而显著地阻止再结晶过程,其中第二相质点阻止再结晶的作用更为显著。
[0059] 在薄带连铸工艺中,由于其独特的钢带快速凝固和快速冷却特性,可W使添加的 合金元素Nb主要W固溶态存在于钢带中,即使钢带冷却到室溫,也几乎观察不到Nb的析 出。因此,尽管Nb元素可有效地抑制奥氏体再结晶,但在薄带连铸工艺中仅靠溶质原子而 不发挥第二相质点的作用来阻止再结晶,在很多情况下是非常困难的,例如在形变溫度较 高、形变量较大的情况下,即使添加Nb元素,奥氏体也会发生再结晶。另一方面,固溶于钢 中的Nb元素,可通过溶质原子拖曳奥氏体晶界,在一定程度上抑制奥氏体晶粒长大,从而 细化奥氏体晶粒,从运一点上讲,Nb对于促进奥氏体热社后再结晶是有利的。
[0060] 本发明既要发挥Nb的固溶强化作用提高钢的强度,又要尽量降低Nb对再结晶的 抑制作用,设计其含量范围是0. 01-0. 08%。
[006。 V :在常用的Nb、V、Ti、Mo四种微合金元素中,V对奥氏体再结晶的抑制作用最弱。 在再结晶控社钢中,通常是添加V,既可W起到强化作用,同时对再结晶的抑制作用相对来 说又比较小,实现再结晶细化奥氏体晶粒的目的。
[0062] 在薄带连铸工艺中,V也主要W固溶态存在于钢带中,即使钢带冷却到室溫,也几 乎观察不到V的析出。因此,V元素对奥氏体再结晶的抑制作用非常有限。在既要发挥合 金元素的固溶强化作用提高钢的强度,又要降低合金元素对再结晶抑制作用的情况下,V是 比较理想的合金元素,最为符合本发明的构思。另一方面,固溶于钢中的V元素,可通过溶 质原子拖曳奥氏体晶界,在一定程度上抑制奥氏体晶粒长大,从而细化奥氏体晶粒,从运一 点上讲,V对于促进奥氏体热社后再结晶是有利的。
[0063] 本发明采用V的含量范围是0. 01-0. 08%。
[0064] Ti :在常用的佩、V、Ti、Mo四种微合金元素中,Ti对奥氏体再结晶的抑制作用次 于Nb,但高于Mo、V。从运一点上讲,Ti对促进奥氏体再结晶是不利的。但Ti有一个突出 的优点,它的固溶度很低,它可W在高溫下形成相当稳定的尺寸约为IOnm左右的第二相质 点TiN,可阻止均热时奥氏体晶粒粗化,由此起到促进再结晶的作用。因此,在再结晶控社钢 中,通常添加微量Ti,细化奥氏体晶粒,促进奥氏体再结晶。
[0065] 在薄带连铸工艺中,Ti主要W固溶态存在于热态钢带中,如果钢带冷却到室溫,可 能观察到少许Ti的析出。因此,Ti元素对奥氏体再结晶的抑制作用是有限的。另一方面, 固溶于钢中的Ti元素,可通过溶质原子拖曳奥氏体晶界,在一定程度上抑制奥氏体晶粒长 大,从而细化奥氏体晶粒,从运一点上讲,对于促进奥氏体热社后再结晶是有利的。
[0066] 本发明既要发挥Ti的强化作用提高钢的强度,又要尽量降低Ti对再结晶的抑制 作用,设计其含量范围是0. 01-0. 08%。
[0067] Mo :在常用的佩、V、Ti、Mo四种微合金元素中,Mo对奥氏体再结晶的抑制作用相 对来说也是较弱的,仅高于V。
[0068] 在薄带连铸工艺中,Mo也主要W固溶态存在于钢带中,即使钢带冷却到室溫,也几 乎观察不到Mo的析出。因此,Mo元素对奥氏体再结晶的抑制作用非常有限。另一方面, 固溶于钢中的Mo元素,可通过溶质原子拖曳奥氏体晶界,在一定程度上抑制奥氏体晶粒长 大,从而细化奥氏体晶粒,从运一点上讲,对于促进奥氏体再结晶是有利的。
[0069] 本发明采用Mo的含量范围是0. 1-0. 4〇/〇。
[0070] B :B在钢中的显著作用是极微量的棚就可W使钢的泽透性成倍增加,B可W在高 溫奥氏体中优先析出粗大的BN颗粒从而抑制细小AlN的析出,减弱细小AlN对晶界的钉 扎作用,提高晶粒的生长能力,从而粗化奥氏体晶粒;同时还有一部分固溶B偏聚在奥氏体 晶界抑制了铁素体形核,降低了铁素体的形核率,从而达到降低屈强比、提高成型性能的作 用;另外B与N的结合可W有效防止晶界低烙点相B203的出现。
[0071] B是活泼易偏析元素,容易在晶界偏聚,传统工艺生产含B钢时,B含量一般控制 的非常严格,一般在0. 001-0. 003%左右;而在薄带连铸工艺中,凝固和冷却速率较快,可有 效抑制B的偏析,固溶更多的B含量,因此B的含量可W适当放宽;还可W通过合理的工艺 控制生成粗大的BN颗粒,抑制细小的AlN析出,起到固氮的作用,解决薄带连铸生产的带 钢屈强比偏高、成型性不好的劣势。故在本发明中,采用较传统工艺更高的B含量,范围是 0.001-0. 006%〇
[0072] 在本发明制造方法中:
[0073] 采用双漉薄带连铸生产上述成份的高强度耐大气腐蚀钢时,带钢表面会富集一层 耐腐蚀性元素,如化、P、化等,可W大大提高带材的抗腐蚀性能。富集在基体表面层的耐腐 蚀元素,它们会由于酸洗遭受破坏而变薄,从而影响板带材的抗腐蚀性能,因此在后续的工 序中十分注重带钢表面氧化皮的厚度控制。
[0074] 二次冷却,向铸带两侧采用喷洒干冰(固态0)2)的方式对铸带进行快速均匀冷却 至1280°C W下,可W显著提高铸带的冷却均匀性和冷却强度,促进钢中BN的析出。
[00巧]上述二次冷却在铸带下密闭室内进行,采用的强化冷却方法将干冰(固态C〇2)直 接喷射在铸带表面,W加速铸带的冷却,一方面起到了降低铸带溫度的作用,另一方面固态 的干冰喷到热态的铸带表面会气化,在铸带表面形成高密度的雾状气体,二氧化碳(0)2)属 于一种惰性气氛,能够包覆在铸带表面,起到铸带防氧化的作用,从而有效控制了铸带表面 氧化皮的生长。
[0076] 本发明设计的铸带二次冷却设及到的BN析出相的理论基础:
[0077] 钢中棚与氮、侣和氮在丫-Fe中的热力学方程如下:
[0078] BN=B+N ;Log巧][闲=-13970/T+5. 24 (1)
[0079] A1N=A1+N ;Log[Al] [N] =-6770/1+1. 03 (2)
[0080] 如图2所示,钢中BN的开始析出溫度在1280°C左右,980°C时BN的析出趋于平衡, 而此时AlN的析出才刚刚开始(A1N的析出溫度在980°C左右),从热力学上讲,BN的析出要 优先于A1N。因此本发明通过合理的工艺控制手段,促进B与N的结合,生成粗大的BN颗 粒,抑制细小的AlN析出。
[0081] 通常,薄带连铸下密闭室内不采用任何冷却措施,长期诱铸情况下,密闭室的环境 溫度高达800°C W上,钢结构的密闭室下框架和密闭室墙壁在长期的高溫下承重服役,会发 生变形,影响整个机械框架结构的强度和精度,还容易发生下框架焊接接口处的开裂等危 险。因此很多厂家在密闭室的冷却方面做了很多工作,比如新日铁的光厂薄带连铸就报导 了下密闭室墙壁采用水冷壁的形式达到冷却的目的,具体方案是下密闭室墙壁采用两块钢 板焊接,中间通循环水;美国Nucor的化strip (见专利US5960856A)采用"水冷枕"的形式 达到冷却的目的,具体方案是在离带钢稍近的地方设置水冷枕,里面通循环水,形式就如在 大的房间里(密闭室)设置一个小隔热房间(水冷枕围成),带钢穿过水冷枕围成的小隔热房 间,溫度被吸收,在带钢冷却的同时,起到对大房间(密闭室)的溫降作用。本发明在密闭室 内高压喷洒干冰,采用干冰自身的"升华"物理特性,可W吸收大量的热量,在对带钢实现急 速冷却的同时,对密闭室的溫度也起到有效降溫的作用;密闭室溫度的有效降低,对整个密 闭室的下框架(一般是钢结构)及密闭室墙壁起到冷却作用,可W有效防止密闭室下框架的 变形。
[0082] 在线热社,二次冷却后的铸带出密闭室后经夹送漉将带钢送至双机架社机中社制 成0. 5-2. Omm厚度的带钢,社制采用双机架社制,控制社制溫度为900-1050°C,控制热社总 压下率为50-70%,可W保证较低溫度下的奥氏体在线静态再结晶。
[0083] 通过控制二冷装置的冷速和诱铸的拉速来实现相对较低的社制溫度900-1050°C, 相对较低的社制溫度,对于社制来说是有利的,社制溫度越低,越有利于社制板形质量的控 审IJ,在常规薄带工艺过程中,社机前的溫度往往高达1200°C W上,甚至1250°C W上,此时的 带钢非常软,无法施加较大的社制力,很难有效社制。因此,在薄带连铸过程中降低社制溫 度是一个普遍研究的问题。本发明是通过控制二次冷却速率和拉速来实现相对较低的社制 溫度的。
[0084] 对在线热社后的带钢进行社后冷却采用防氧化快速冷却的方式,将干冰(固态 0)2)直接喷射在钢带表面,W加速钢带的冷却,一方面起到了降低钢带溫度的作用,另一方 面%属于一种惰性气氛,其比重比氧大,能够包覆在带钢表面,起到带钢防氧化的作用,从 而有效控制了热社带钢表面氧化皮的生长。该种冷却方式可W避免传统层流冷却带来的 问题,使带钢表面溫度均匀下降,提高带钢溫度均匀性,从而达到均匀化内部微观组织的效 果;同时冷却均匀,可W提高带钢的板形质量;减少带钢表面的氧化皮厚度,便于作冷社基 料时的后续酸洗。
[0085] 本发明采用高速气体夹裹干冰(C〇2)喷射带钢表面用于破憐和强化冷却,由于干 冰接触到热的带钢会快速吸收热量后会变成C〇2气体,所W不会嵌入带钢表面而影响带材 表面质量和成分;另外,由于干冰的快速吸热作用,会对带材起到了快速冷却作用;更重要 的是,干冰挥发后变成气体二氧化碳(0)2),隔绝了与氧气(化)的接触,限制带材表面的氧 化皮进一步生成。
[0086] 冷却后的热社带钢经切头剪切除质量较差的头部后,直接进行卷取成卷。控制热 社带的卷取溫度为500-60(TC,W使热社带具有贝氏体的组织特征。卷取机采用双卷取形 式,保证带钢的连续生产。
[0087] 耐大气腐蚀钢是一类比较特殊的产品,要求其具有较好的强塑性匹配,即使是对 于较高强度级别的产品,也要求其同时具有较高的延伸率,否则难W满足成形加工工艺的 要求。利用薄带连铸工艺生产的含有佩、¥、11、1〇等微合金元素的产品,由于微合金元素对 热社后奥氏体具有明显的再结晶抑制作用,从而保留其铸带粗大奥氏体晶粒的不均匀性, 由运种不均匀的奥氏体相变后所获得的最终产品组织也很不均匀,从而导致产品的延伸率 不高。本发明在含有Nb、V、Ti、Mo等微合金元素的耐大气腐蚀钢中添加B元素,可W显著 均匀化奥氏体晶粒组织,解决薄带连铸工艺过程中组织不均匀、屈强比偏高的问题,从而满 足冷社基料的使用要求;同时易于折弯成型。
[0088] 综上所述,在耐大气腐蚀钢中添加Nb、V、Ti、Mo等微合金元素已见大量文献报导, 但是利用薄带连铸技术生产含棚(B )的微合金化高强耐大气腐蚀钢,迄今为止尚未见报导, 归纳优点如下:
[0089] (1)省去了板巧加热、多道次反复热社等复杂过程,对薄铸带直接进行一道次在线 热社,生产成本大幅降低。
[0090] (2)铸带厚度通常在l-5mm,通过在线热社至期望产品厚度,通常在l-3mm,薄规格 产品的生产不需要经过冷社,直接"W热代冷";另一方面,由于厚度较薄,用于冷社基料时, 可W大大降低后续冷社减薄的道次,大大节约生产成本。
[0091] (3)添加佩、¥、1'1、1〇等微合金元素,可^显著提高钢板的强度;添加6元素,可^ 解决薄带连铸工艺过程中组织不均匀、屈强比偏高的问题,从而满足冷社基料的使用要求; 同时易于折弯成型。
[0092] (4)传统工艺板巧冷却过程中发生合金元素析出,板巧再加热时往往会由于合金 元素回溶不充分而降低合金元素利用率。薄带连铸工艺中,高溫铸带直接热社,所添加的微 合金元素主要W固溶态存在,可提高合金利用率。
[009引我们通过试验发现,在900-1050°C的溫度范围内,虽然热社压下率在20-40%范围 内,奥氏体很难发生动态再结晶,但是当热社总压下率达到50% W上时,奥氏体会发生静态 再结晶,达到均匀化组织,提高延伸率的目的,运点将作为本发明区别于上述专利的一个重 要区别点。
[0094] 综上所述,为了利用薄带连铸工艺生产具有较好的强塑性匹配的微合金高强耐大 气腐蚀钢,在本发明中添加合适的元素,在薄带连铸带钢出带后,向铸带两侧采用喷洒干冰 (固态C〇2)的方式对铸带进行快速均匀冷却,提高冷却均匀性和冷却强度W及达到防氧化、 降低社制溫度的效果;社制后的带钢采用防氧化快速冷却方式可W减小带钢表面氧化皮厚 度,改善带钢溫度均匀性,提高带钢表面质量。薄带连铸在生产此类钢种时,能够解决薄带 连铸工艺过程中组织不均匀、屈强比偏高、成型性不好的问题,从而满足冷社基料和"W热 代冷"产品的使用要求。
[0095] 本发明的主要优点:
[0096] 1.采用薄带连铸工艺生产高强度耐大气腐蚀钢带材,进行热社后直接供给市场使 用,达到满足冷社基料要求和"W热带冷"目的,可W显著提高板带材的性价比。
[0097] 2.本发明采用添加微量的棚元素可W弥补佩、V、Ti、Mo微合金化带来的副作用, 达到有效降低带钢屈强比,提高带钢成型性能的效果,生产成本较传统和薄板巧生产工艺 明显低廉。
[0098] 3.采用本工艺可W提高板带的性能,可W生产高强度等级的钢种,同时可W遗传 薄带连铸铸带的优良性能,比如铸带表面富集的耐腐蚀元素层。
[0099] 4.采用二次冷却装置来实现相对较低的社制溫度,有利于在线热社,有利于社制 板形质量的控制;此外利用干冰"升华"的物理吸热作用,起到有效降低密闭室溫度和防止 密闭室钢结构框架变形的作用。
[0100] 5.采用防氧化快速冷却方式可W有效减小薄带材表面的氧化铁皮厚度,提高表面 质量。
[0101] 6.合理灵活的工艺参数控制拓宽了生产线的工艺空间,可W满足不同产品规格的 生产需要。
[0102] 本发明与已有技术的区别和改进之处:
[0103] 中国专利CN1633509A公开了一种薄带连铸所生产含铜碳钢产品的方法,该专利 强调要对运种的带钢在400-700°C范围内进行退火、回火等热处理工序使铜元素在带钢中 沉淀或再结晶。与本发明相对比,本发明成份中添加了微量元素B,具有明显区别特征,同时 后续处理工艺完全不一样,而且运种方法中没有设及带钢出带后的快速冷却方法。
[0104] 专利US2008264525/CN200580009354. 1中提到的一种高铜低合金薄带的制造方 法,其技术特点是,在进入社机前对所述的带钢在非氧化气氛中实施冷却至低于1080°C W 防止带钢发生"热脆"现象。与本发明相比,其权利要求范围中的铜含量与本发明有所不同, 且本发明中添加了微量元素B,对带钢出带后的一系列后续处理方法也有所不同。
[0105] 与现有利用薄带连铸工艺生产微合金高强钢的专利200880023157. 9、 200880023167. 2、200880023586. 6 相比,本发明的不同之处在于:专利 200880023157. 9、 200880023167. 2、200880023586. 6通过添加微合金元素是抑制奥氏体热社后的再结晶,因 此社制溫度偏低,最终钢带的组织为贝氏体加针状铁素体组织,强度较高,延伸率较低;且 上述专利均不含微量元素B。
[0106]专利 EP0830223A1/CN1180325A/US5960856A/DE69700737D 中提到一种诱铸黑色 金属带的方法及装置,在带钢凝固出双漉后,设置一对用于带钢冷却的非接触式吸热器,用 来吸收带钢完全凝固后释放出来的凝固潜热。该专利与本发明相比,主要区别在于冷却强 度上,本发明采用高压喷洒干冰的方法,直接与带钢接触强制冷却,可W实现200°C /s W上 的冷却强度,远远高于非接触式吸热器的冷却效果,有效降低社制溫度,有利于社制板形质 量的提高。
[0107] 中国专利CN1472019A公开了一种薄带连铸方法和装置,在结晶漉出口处,对高溫 铸带沿宽度方向喷吹气体对铸带实现冷却。该专利虽然能够对铸带起到冷却作用,但是采 用气冷的方式,冷却速率的控制范围有一定限制,本发明采用高压喷洒干冰的方法,直接与 带钢接触强制冷却,可W实现200°C /s W上的冷却强度,有效降低社制溫度,有利于社制板 形质量的提局。
[010引 日本发明JP-A-5-277654在结晶漉出口下端300-400mm增加了一对外径0200mm 的从动漉,通过从动漉与铸带的接触传热,达到对带钢的冷却作用。本发明与该方法采用的 手段完全不同,本发明是通过对带钢直接进行高压喷洒干冰的方法,带走带钢热量。专利 JP-A-5-277654的主要缺点是冷却强度有限,其次是结晶漉与小漉的速度匹配问题,如果匹 配不良,铸带易打折,生产操作不方便,控制不灵活。
附图说明
[0109] 图1为本发明生产工艺布置示意图。
[0110] 图2为BN、A1N析出的热力学曲线示意图。
具体实施方式
[0111] 参见图1,本发明的工艺过程:钢水经大包1,通过大包长水口 2、中间包3和布流 装置4直接诱注在一个由两个相对转动并能够快速冷却的结晶漉5曰、化和侧封板装置6曰、 化围成的烙池7中,钢水在结晶漉5曰、化旋转的周向表面凝固,进而形成凝固壳并逐渐生长 随后在两结晶漉漉缝隙最小处(nip点)形成l-5mm厚的铸带11 ;铸带经过在密闭室10内 的二冷装置8,出带后立即向铸带11两侧喷洒干冰(固态0)2),控制其冷却速率,使铸带11 快速均匀冷却至1280°C W下。然后通过摆动导板9、夹送漉12将铸带送至热社机13,热社 后形成0. 7-2. 5mm的热社带,再经社后防氧化快速冷却装置14,将干冰(固态C〇2)直接喷射 在带钢表面,W加速钢带的冷却,控制冷却速率,经输送漉道15至飞剪装置16切头之后,切 头沿着飞剪导板17掉入飞剪坑18中,切头后的热社带进入卷取机19、19'进行卷取。将钢 卷从卷取机上取下后,自然冷却至室溫。
[0112] 上述二次冷却所在的密闭室10内不用另外通惰性气体保护铸带,直接利用喷洒 干冰挥发出来的C〇2气体实现对铸带的防氧化保护。在密闭室10上面设置气体捜集装置 20, W用来捜集过多的高密度二氧化碳气体。
[0113] 本发明实施例的化学成分如表1所示。工艺参数W及热社带冷却到室溫后的拉伸 性能见表2,耐大气腐蚀性能测试结果见表3。
[0114] 综上所述,利用薄带连铸工艺技术按本发明提供的钢种成分设计范围制造的含棚 耐大气腐蚀钢,屈服强度达到SOOMPa W上,抗拉强度达到750MPa W上,延伸率达到18% W 上,屈强比低于0. 8,冷加工折弯性能合格;耐大气腐蚀性能对比结果亦表明发明钢种的耐 大气腐蚀性能与传统高强耐候钢Q450NQR1相当。通过本发明,可W得到屈强比较低的钢 种,有效解决薄带连铸生产的钢种普遍存在的组织不均匀、屈强比偏高、难成型,不能满足 冷社用料要求的问题。该方法生产的耐大气腐蚀薄带钢,满足冷社基料使用要求,也可W "W热代冷"直接使用。
[0115] 表1实施例钢的化学成分(Wt. %)
Figure CN103667968BD00161
Figure CN103667968BD00171
Figure CN103667968BD00181
Figure CN103667968BD00191
Figure CN103667968BD00201
Figure CN103667968BD00211

Claims (4)

1. 一种利用低温在线静态再结晶生产钢带的方法,其包括如下步骤: a) 冶炼 按照下述成分冶炼,钢水化学成分重量百分比为:C:0. 02-0. 06%,Si:0. 2-0. 4%,Μη: 0· 6-1. 5%,Ρ:0· 07-0. 22%,S彡 0· 008%,Ν:0· 004-0. 010%,Α1 :0· 01-0. 06%,Cu:0· 20-0. 8%, Cr:0· 3-0. 8%,Ni:0· 12-0. 4%,B:0· 001-0. 006%,此外,还包含Nb、V、Ti、Mo中一种以上,最 多三种,其含量为:Nb:0· 01-0. 08%,V:0· 01-0. 08%,Ti:0· 01-0. 08%,Mo:0· 1-0. 4%,其余为 Fe和不可避免的杂质; b) 双辊薄带连铸 将钢水连铸形成l-5mm厚的铸带,结晶辊直径500-1500mm,浇铸速度60-150m/min; c) 二次冷却 薄带连铸铸带出结晶辊后,铸带温度在1420-1480°C,在铸带的两侧沿铸带宽度方向设 置二冷装置,二冷装置的开始冷却点设置在离两结晶辑$昆缝隙最小处nip点250-750mm,整 个二冷冷却段长度200-500mm;铸带出结晶辊后立即向铸带两侧采用喷洒干冰的方式对铸 带进行快速均匀冷却至1280°C以下,铸带冷却速率200-300°C/s; d) 在线热乳 二次冷却后铸带出密闭室后经夹送辊送至双机架乳机中乳制成0. 5-2. 0mm厚度的带 钢,乳制采用双机架乳制,乳制温度为900-1050°C,热乳总压下率为50-70% ; e) 带钢乳后冷却 对在线热乳后的带钢进行乳后冷却,采用防氧化快速冷却的方式,将干冰直接喷射在 带钢表面,冷却速率为80-200°C/s; f) 卷取 冷却后的热乳带钢经切头剪切除质量较差的头部后,直接进行卷取成卷,卷取温度 500-600°C;经过上述制造过程,最终的薄带连铸含B微合金耐大气腐蚀钢带材的性能达到 屈服强度600MPa以上,抗拉强度达到750MPa以上,延伸率达到18%以上,屈强比低于0. 8。
2. 如权利要求1所述的利用低温在线静态再结晶生产钢带的方法,其特征是,二次冷 却在铸带下密闭室内进行,采用强化冷却方法将干冰直接喷射在铸带表面,其中干冰与惰 性气体或氮气混合体积比例为5:1~10:1,以0. 5-5MPa的压力直接将干冰喷射在铸带表面。
3. 如权利要求1所述的利用低温在线静态再结晶生产钢带的方法,其特征是,防氧化 快速冷却的方式将干冰直接喷射在带钢表面,其中干冰与惰性气体或压缩氮气混合体积比 例为5:1~10:1,以0. 2-3MPa的压力直接将干冰喷射在带钢表面。
4. 如权利要求1所述的利用低温在线静态再结晶生产钢带的方法,其特征是,卷取采 用双卷取机形式。
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Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1094126A1 (en) * 1999-04-08 2001-04-25 Kawasaki Steel Corporation Atmospheric corrosion resistant steel product
CN101928894A (zh) * 2009-06-25 2010-12-29 宝山钢铁股份有限公司 具有Cu2-xS弥散析出相的高强度耐大气腐蚀钢及其制造方法
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH06269839A (ja) * 1993-03-23 1994-09-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 鋼片のスケール除去法および圧延法
KR20100046995A (ko) * 2008-10-28 2010-05-07 현대제철 주식회사 고강도 내후성강 및 그 제조방법

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1094126A1 (en) * 1999-04-08 2001-04-25 Kawasaki Steel Corporation Atmospheric corrosion resistant steel product
CN101928894A (zh) * 2009-06-25 2010-12-29 宝山钢铁股份有限公司 具有Cu2-xS弥散析出相的高强度耐大气腐蚀钢及其制造方法
CN102199720A (zh) * 2010-03-23 2011-09-28 宝山钢铁股份有限公司 屈服强度400MPa以上级别低碳钢薄板及其制造方法

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