CN110079734A - 一种低碳贝氏体钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供了一种低碳贝氏体钢及其制备方法，属于钢生产技术领域。制备低碳贝氏体钢的钢水包括如下质量含量的化学成分：0.091‑0.192wt％的C、0.23‑0.57wt％的Si、1.43‑1.76wt％的Mn、0.52‑0.93wt％的Cr、0.21‑0.39wt％的Mo及0.25‑0.37wt％的V等，余量为Fe以及不可避免的杂质。钢水为精炼过程进行合金化处理后的钢水。该低碳贝氏体钢在厚度不超过3mm的情况下具有较高的力学性能。其制备方法包括：将铁水脱硫，随后依次进行转炉吹炼、吹氩、精炼、连铸、加热、精轧、两段式层流冷却、卷取以及退火。该方法简单，易操作，易控制，利于工业化生产。

Description

一种低碳贝氏体钢及其制备方法
技术领域
本发明涉及钢生产技术领域，具体而言，涉及一种低碳贝氏体钢及其制备方法。
背景技术
近年来，高强度低碳贝氏体钢作为高性能钢铁材料的一个重要发展方向，具有优良的塑性、成型性能等，可应用于汽车制造、交通运输和机械制造等领域。然而，目前所研究低碳贝氏体钢的屈服强度普遍低于1000MPa，具备生产条件的低碳贝氏体钢主要是基于常规热连轧产线生产，可生产的厚度规格主要是大于3mm厚板和特厚板。随着钢铁下游应用领域朝着低成本、轻量化、优质化的方向发展，薄规格、超高强度钢的需求会日益增大。
如何进一步提高低碳贝氏体钢的强度，减薄钢板的厚度为目前钢铁材料界待解决的技术问题。
发明内容
本发明的第一目的包括提供一种低碳贝氏体钢，该低碳贝氏体钢在厚度不超过3mm的情况下具有较高的力学性能。
本发明的第二目的包括提供一种上述低碳贝氏体钢的制备方法，该方法简单，易操作，易控制，利于工业化生产。
本发明解决其技术问题是采用以下技术方案来实现的：
本发明提出一种低碳贝氏体钢，制备该低碳贝氏体钢的钢水包括如下质量含量的化学成分：0.091-0.192wt％的C、0.23-0.57wt％的Si、1.43-1.76wt％的Mn、≤0.012wt％的P、≤0.005wt％的S、0.52-0.93wt％的Cr、0.25-0.73wt％的Ni、0.114-0.157wt％的Ti、0.21-0.39wt％的Mo、0.25-0.37wt％的V、≤0.005wt％的N，余量为Fe以及不可避免的杂质。
上述钢水为精炼过程进行合金化处理后的钢水。
在一些实施方式中，上述低碳贝氏体钢的厚度不超过3mm，例如0.8-3mm。
在一些实施方式中，上述低碳贝氏体钢的屈服强度≥1073MPa，例如1073-1097MPa。
在一些实施方式中，上述低碳贝氏体钢的抗拉强度≥1162MPa，例如1162-1207MPa。
在一些实施方式中，上述低碳贝氏体钢的延伸率≥21％，例如21-25％。
在一些实施方式中，上述低碳贝氏体钢的沉淀强化贡献量≥418MPa，例如418-432MPa。
此外，本发明还提出了一种上述低碳贝氏体钢的制备方法，包括如下步骤：将铁水脱硫，随后依次进行转炉吹炼、吹氩、精炼、薄板坯连铸、加热、精轧、两段式层流冷却、卷取以及退火。
本申请提供的低碳贝氏体钢及其制备方法的有益效果包括：
本申请提供的低碳贝氏体钢在厚度不超过3mm的情况下具有较高的力学性能。通过合理的化学成分和连铸工艺设计，有效解决了高合金、低碳贝氏体钢浇铸困难的关键技术难题；通过合理的板坯厚度、加热和轧制工艺设计，有效的解决了薄规格高强度低碳贝氏体钢生产困难、组织均匀性控制难度大的关键技术问题；通过合理的轧制和冷却工艺设计，有效解决了贝氏体相变强化和微合金第二相的析出强化难以兼顾的关键技术难题，在充分发生贝氏体相变的同时，使细小、弥散的第二相粒子充分析出。在上述各控制条件的共同作用下，使得本申请所提供的低碳贝氏体钢的强度和极限规格均优于现有的同类钢种。
附图说明
为了更清楚地说明本发明实施方式的技术方案，下面将对实施方式中所需要使用的附图作简单地介绍，应当理解，以下附图仅示出了本发明的某些实施例，因此不应被看作是对范围的限定，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他相关的附图。
图1为本申请实施例1提供的低碳贝氏体钢的金相组织图。
具体实施方式
为使本发明实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述。实施例中未注明具体条件者，按照常规条件或制造商建议的条件进行。所用试剂或仪器未注明生产厂商者，均为可以通过市售购买获得的常规产品。
下面对本申请实施例提供的低碳贝氏体钢及其制备方法进行具体说明。
制备本申请提供的低碳贝氏体钢的钢水包括如下质量含量的化学成分：0.091-0.192wt％的C、0.23-0.57wt％的Si、1.43-1.76wt％的Mn、≤0.012wt％的P、≤0.005wt％的S、0.52-0.93wt％的Cr、0.25-0.73wt％的Ni、0.114-0.157wt％的Ti、0.21-0.39wt％的Mo、0.25-0.37wt％的V、≤0.005wt％的N，余量为Fe以及不可避免的杂质。该钢水为精炼过程进行合金化处理后的钢水。
其中，C元素是钢的主要添加元素，它具有很强的固溶强化作用。碳含量的增加会减少奥氏体向贝氏体转变的驱动力，降低贝氏体和马氏体相变温度。本申请中将钢水中的C含量控制为0.091-0.192wt％，其原因在于：发明人发现，当钢水中C含量小于0.091wt％时，难以与微合金元素Ti、Mo及V等结合形成纳米级析出物，难以起到沉淀强化的作用，从而难以得到超高强度的贝氏体。当钢水中C含量大于0.192wt％时，贝氏体相变温度过低，难以得到贝氏体组织，并且C含量过高会导致焊接及低温韧性会急剧恶化。
作为可选地，本申请钢水中的C含量例如可以为0.091wt％、0.128wt％、0.157wt％、0.174wt％、0.187wt％或0.195wt％等。
Si在钢中不但起到固溶强化的作用，同时还是脱氧元素。本申请中将钢水中的Si含量控制为0.23-0.57wt％，其原因在于：发明人发现当Si含量大于0.57wt％时，会促进内锈层的形成，给轧制时除鳞带来困难，从而导致钢带表面质量恶化。并且，Si含量过高还会降低钢的焊接性能。
作为可选地，本申请钢水中的Si含量例如可以为0.38wt％、0.41wt％、0.45wt％、0.51wt％、0.55wt％或0.57wt％等。
Mn是钢中重要的强韧化元素，Mn元素对贝氏体相变影响较大，它可以增加钢的淬透性，减小冷却时的临界速率，从而可以在较小的冷却速率下避开较高温度下的相变，获得更多贝氏体，同时细化贝氏体组织。本申请中将钢水中的Mn含量控制为1.43-1.76wt％，其原因在于：发明人发现，当Mn含量超过1.76wt％时，连铸过程容易产生铸坯裂纹，同时还会降低钢的焊接性能。
作为可选地，本申请钢水中的Mn含量例如可以为1.45wt％、1.48wt％、1.53wt％、1.56wt％、1.72wt％或1.76wt％等。
P在钢中容易恶化钢的韧性，特别是剧烈地降低钢的低温冲击韧性，因此，本申请中将P含量控制在0.012wt％以下，例如0.009wt％、0.010wt％、0.011wt％或0.012wt％等。
S在钢中含量过高产生的MnS夹杂容易使钢的纵横向性能产生明显差异，恶化低温韧性，因此，本申请中将S含量控制在0.005wt％以下，例如0.002wt％、0.004wt％或0.005wt％等。
Cr可提高钢的强度和硬度，本申请中将钢水中的Cr含量控制为0.52-0.93wt％，其原因在于：发明人发现，在连续冷却过程中，Cr元素会减慢贝氏体相变动力学，减少贝氏体相变量，因此，将其含量最高控制在0.93wt％。
作为可选地，本申请钢水中的Cr含量例如可以为0.52wt％、0.62wt％、0.68wt％、0.76wt％、0.89wt％或0.93wt％等。
Ni在钢中可起到固溶强化以及提高淬透性的作用，结合成本考虑，本申请中将钢水中的Ni含量控制为0.25-0.73wt％，例如0.39wt％、0.41wt％、0.48wt％、0.58t％、0.61wt％或0.73wt％等。
Ti是强碳氮化物形成元素，高温时Ti易与钢中的N结合形成TiN，TiN在加热和焊接的高温条件下都不会溶解，能明显提高钢的焊接性能，TiN能有效钉扎奥氏体晶界，有助于控制奥氏体晶粒的长大。发明人发现：当Ti含量大于0.114wt％时，Ti会与钢中的C结合形成TiC起到沉淀强化的作用，Ti含量过少会难以起到强化效果，Ti含量过高，会造成合金浪费。综合考虑Ti与相关元素在钢中的固溶度积以及钢中Mo、V、N、S、C等元素含量，并结合相关化合物的理想化学配比计算确定本申请中Ti含量为0.114-0.157wt％。
作为可选地，本申请钢水中的Ti含量例如可以为0.131wt％、0.138wt％、0.139wt％、0.149wt％、0.156wt％或0.157wt％等。
Mo是强碳氮化物形成元素，适当的钼含量能够阻止奥氏体晶粒的长大，提高合金钢在常温下的强度，同时Mo还可以提高析出粒子在粗化阶段的热稳定性，此外，Mo元素可以推迟铁素体和珠光体转变，且能使珠光体和贝氏体C曲线分离，扩大贝氏体区，有利于在一定冷速范围内获得贝氏体组织。结合成本考虑，本申请中将钢水中的Mo含量控制为0.21-0.39wt％，例如0.21wt％、0.25wt％、0.36t％、0.38wt％或0.39wt％等。
V是强碳氮化物形成元素，在再结晶区的轧制过程中，固溶V原子通过与位错的相互作用可以使晶界或亚晶界的迁移速度变得较为缓慢，进而在一定程度上抑制了奥氏体晶粒的粗化，在非再结晶区轧制过程中，由于应变诱导析出效应会在奥氏体晶界和亚晶界上发生大量的V(C,N)颗粒析出，奥氏体再结晶后由于其晶界和亚晶界被这些析出质点钉扎住，因此其晶粒难以继续长大，在对未再结晶区进行控制轧制过程中，低温过程容易在先前析出的V(C,N)析出物形核，进而起到明显的沉淀的效用。
发明人发现：当V含量低于0.25wt％时难以起到强化效果，V含量过高，会造成合金浪费。综合考虑V与相关元素在钢中的固溶度积以及钢中Mo、Ti、N、S、C等元素含量，并结合相关化合物的理想化学配比计算确定本申请中V含量为0.25-0.37wt％。
作为可选地，本申请钢水中的V含量例如可以为0.27wt％、0.31wt％、0.32wt％、0.33wt％、0.34wt％或0.36wt％等。
N在钢中可与Ti、Nb、V等元素在高温时结合形成相应的化合物，这类化合物在高温下会粗化、长大，严重损害钢的塑性和韧性。并且，这类在高温下形成的粗大碳氮化物颗粒对沉淀强化贡献较小，而且会消耗钢中有效Ti、Nb、V的含量，因此，本申请中将N的含量控制在0.005wt％以下，例如0.002wt％、0.003wt％、0.004wt％或0.005wt％等。
承上，通过以上述配比的化学成分的钢水作为制备低碳贝氏体钢的材料，有利于使最终所得的低碳贝氏体钢在较薄的厚度条件下依然具有良好的力学性能。
在一些实施方式中，本申请的低碳贝氏体钢的厚度可以不超过3mm，例如0.8-3mm。
在一些实施方式中，本申请的低碳贝氏体钢的屈服强度≥1073MPa，例如1073-1097MPa。
在一些实施方式中，本申请的低碳贝氏体钢的抗拉强度≥1162MPa，例如1162-1207MPa。
在一些实施方式中，本申请的低碳贝氏体钢的延伸率≥21％，例如21-25％。
在一些实施方式中，本申请的低碳贝氏体钢的沉淀强化贡献量≥418MPa，例如418-432MPa。
此外，本申请还提供了一种上述低碳贝氏体钢的制备方法，例如可包括以下步骤：将铁水脱硫，随后依次进行转炉吹炼、吹氩、精炼、连铸、加热、精轧、两段式层流冷却、卷取以及退火。
其中，铁水脱硫、转炉吹炼、吹氩以及精炼的工艺均可参照现有技术，在此不做赘述。但精炼过程进行合金化处理后的钢水需含有上述范围的各化学成分。
本申请中，连铸可采用薄板坯连铸机进行，连铸过程中的铸坯拉速可设置为5.7-6.3m/min，如5.7m/min、5.8m/min、5.9m/min、6.1m/min、6.2m/min或6.3m/min等。上述拉速范围能够保证浇注的稳定性，避免连铸过程发生漏钢事故。
可参考地，铸坯厚度可以为77-89mm，如79mm、80mm、82mm、83mm、87mm或89mm等。将铸坯厚度控制为77-89mm，其原因在于：铸坯厚度过薄，后续轧制过程累计变形量不足，容易导致成品组织混晶，铸坯厚度过厚，后续轧制过程将难以轧制薄规格的产品。
在一些优选的实施方式中，连铸过程中，还采用保护渣进行浇注，以保证铸坯的浇铸质量。
作为可选地，所用保护渣的半球熔点例如可以为979-1079℃，如1008℃、1027℃、1041℃、1050℃、1060℃或1062℃等。作为可选地，所用保护渣的碱度可以为0.75-1.15，如0.93、0.95或0.96等。作为可选地，所用保护渣在1300℃的粘度可以为0.35-1.55泊，如0.46、0.59、1.22、1.26、1.03或1.55等。
进一步地，对连铸坯进行加热，加热时间可以为63-79min，如63min、67min、73min、75min、77min或79min等。
作为可选地，加热的出炉温度例如可以为1241-1262℃，如1241℃、1247℃、1258℃或1262℃等。
将加热时间和温度控制在上述范围，一方面可避免加热温度太低或加热时间太短钢中的合金元素会难以充分固溶，另一方面可避免加热时间太高或加热时间太长会导致初始奥氏体晶粒粗大，在后续轧制过程中难以细化。
进一步地，精轧前，还包括对加热后的出炉铸坯进行除鳞操作。除鳞可采用高压水进行，高压水的压力范围可以为31-37MPa，如31MPa、33MPa、34MPa、35MPa、36MPa或37MPa等。将除鳞水压控制在上述范围，一方面能够避免除鳞水压力太小导致钢板表面铁皮难以去除，造成钢板氧化铁皮压入，另一方面可避免除鳞水压力太大导致钢板降温过大难以保证开轧温度。
本申请中，精轧过程中的开轧温度可以设置为1145-1158℃，如1145℃、1148℃、1149℃、1152℃、1154℃或1156℃等。
在一些实施方式中，精轧可采用七机架轧制。其中，F1机架压下率可以为69-72％，如69％、70％、71％或72％等。F2机架压下率可以为54-58％，如54％、55％、57％或58％等。
F1机架与F2机架为奥氏体再结晶轧制区，将开轧温度、F1机架压下率及F2机架压下率控制在上述范围，一方面能够避免开轧温度过高、F1、F2机架压下率过小导致的奥氏体再结晶不完全，在后续过程中容易发生混晶；另一方面能够避免开轧温度过低、累计压下率过大造成轧机负荷较大。
进一步地，带钢出F2机架后可采用机架冷却水对带钢进行冷却，冷却水压力可以为11-17MPa，如11MPa、13MPa、14MPa、15MPa、16MPa或17MPa等。
将冷却水压力控制在上述范围，其原因可能在于：高温轧制过程会产生大量的形变诱导析出，此时析出的第二相粒子在后续过程会发生粗化，从而减弱析出强化效果，通过快速冷却，减少第二相粒子在高温过程形变诱导析出。冷却水压力过大时，降温过快，无法保证终轧温度。冷却水压力过小时，难以起到阻碍第二相粒子在高温过程形变诱导析出物粗化的效果。
可参考地，F7机架的出口温度可以为893-901℃，如894℃、896℃、897℃、900℃或901℃等。出口厚度可以为0.8-3mm，如1.1mm、1.2mm、1.3mm、1.4mm、2.1mm或2.9mm等。
将F7机架的出口温度控制在上述范围，其原因可能在于：F7出口温度过高会导致变形奥氏体晶粒粗大，在后续相变过程中难以形成细晶高强贝氏体，出口温度过低，会导致轧机负荷较大，轧制板形差。此外，出口温度过低，还会导致轧制过程在奥氏体-铁素体两相区轧制，最终导致成品组织不均匀。
将F7机架的出口厚度控制在上述范围，其原因可能在于：出口厚度过大，会导致轧制过程累计压缩比过小，变形不充分，也会导致成品组织不均匀，出口厚度过小，会导致轧制过程累计压缩比过大，轧制负荷过大，难以稳定轧制。
本申请中，两段式层流冷却过程包括第一段层流冷却和第二段层流冷却。
其中，第一段层流冷却的冷却速度可以为79-83℃/s，如79℃/s、80℃/s、81℃/s、82℃/s或83℃/s等。第一段层流冷却的结束温度可以为632-651℃，如632℃、634℃、35℃、641℃、643℃或649℃等。
将第一段层流冷却于上述条件下进行一方面可避免冷却速度过快或结束温度过低导致析出物难以析出，析出强化效果不明显，另一方面可避免冷却速度过慢或结束温度过高导致组织粗大，成品组织难以细化。
第二层流冷却的冷却温度可以为59-66℃/s，如59℃/s、61℃/s、65℃/s或66℃/s等。第二段层流冷却的结束温度可以为337-359℃，如339℃、343℃、344℃、346℃或351℃等。
将第二段层流冷却于上述条件下进行一方面可避免冷却速度过快或结束温度过低导致钢卷无法在后续过程发生贝氏体相变；另一方面可避免冷却速度过慢或结束温度过高导致第二相粒子在后续保温过程长大粗化，降低析出强化效果。
在一些优选地实施方式中，第一段层流冷却与第二段层流冷却之间间隔可以为13-17s，如13s、14s、15s、16s或17s等，以确保轧制速度、层流辊道长度以及后续温度控制的合理匹配。
进一步地，卷取结束后立即将钢卷进行退火。退火可于高温罩式炉中进行。退火过程的冷却速度可以为27-41℃/h，如27℃/h、28℃/h、31℃/h、33℃/h、35℃/h或36℃/h等。
上述退火冷却速度可避免贝氏体相变不充分或第二相粒子在后续保温过程长大粗化，降低析出强化效果。
在一些实施方式中，退火冷却至83℃以下后空冷至室温，当冷却至室温后相变结束。
承上，本申请中，通过特定的连铸工艺与合理的化学成分相配合，有效解决了高合金、低碳贝氏体钢浇铸困难的关键技术难题；通过合理的板坯厚度、加热和轧制工艺设计，有效解决了薄规格高强度低碳贝氏体钢生产困难、组织均匀性控制难度大的关键技术问题；通过合理的轧制和冷却工艺，有效解决了贝氏体相变强化和微合金第二相的析出强化难以兼顾的关键技术难题，在充分发生贝氏体相变的同时，使细小、弥散的第二相粒子充分析出。在上述各控制条件的共同作用下，使得本申请所提供的低碳贝氏体钢的强度和极限规格均优于现有的同类钢种。
以下结合实施例对本发明的特征和性能作进一步的详细描述。
实施例
以下提供实施例1-10以及对比例1-3，实施例1-10以及对比例1-3对应的钢水的化学成分如表1所示，制备方法中的工艺参数如表2所示。对实施例1-10以及对比例1-3制备得到的钢进行力学性能测试，其中，屈服强度、抗拉强度和延伸率均按《GB/T 228》方法测定，冷弯按《GB/T 232》方法测定，沉淀强化贡献量按可用Ashby-Orowan公式计算测定，测定结果如表3所示。
表1化学成分列表(wt％)
实施例 C Si Mn P S Cr Ni Ti Mo V N
1 0.096 0.23 1.57 0.010 0.003 0.74 0.32 0.143 0.35 0.37 0.003
2 0.192 0.45 1.56 0.009 0.005 0.62 0.61 0.149 0.38 0.31 0.004
3 0.091 0.51 1.48 0.012 0.004 0.89 0.73 0.156 0.25 0.34 0.005
4 0.187 0.38 1.72 0.011 0.002 0.52 0.48 0.131 0.39 0.27 0.003
5 0.115 0.27 1.43 0.010 0.005 0.87 0.45 0.114 0.22 0.29 0.005
6 0.128 0.41 1.45 0.012 0.004 0.68 0.41 0.139 0.39 0.32 0.004
7 0.192 0.56 1.67 0.007 0.005 0.83 0.54 0.152 0.23 0.25 0.005
8 0.143 0.25 1.61 0.009 0.003 0.55 0.25 0.126 0.26 0.35 0.003
9 0.157 0.57 1.53 0.010 0.004 0.93 0.58 0.138 0.36 0.36 0.002
10 0.174 0.55 1.76 0.011 0.005 0.76 0.39 0.157 0.21 0.33 0.005
对比例1 0.059 0.12 0.52 0.032 0.023 0.38 0.18 0.010 0.17 0.07 0.015
对比例2 0.047 0.63 0.41 0.053 0.10 1.74 0.97 0.032 0.59 0.59 0.203
对比例3 0.358 0.05 2.03 0.103 0.36 2.33 1.36 0.263 0.07 0.02 0.184
表2工艺参数
表3力学性能检测结果
由表3可以看出，按上述实施例1-10所提供的钢水化学成分以及制备工艺较对比例1-3制得的低碳贝氏体钢具有更强的力学性能及极限规格。说明本申请所提供的钢水化学成分配比及制备工艺结合后能够有效使所得的低碳贝氏体钢在厚度不超过3mm的情况下具有较高的力学性能。
此外，实施例1所得的低碳贝氏体钢的金相组织图如图1所示，由图1可以看出该组织由微纳米级的贝氏体板条、薄膜状的残余奥氏体和马奥岛组成，贝氏体板条间分布有少量弥散的碳化物。
综上所述，本申请提供的低碳贝氏体钢在厚度不超过3mm的情况下具有较高的力学性能。其制备方法简单，易操作，易控制，利于工业化生产。
以上所述仅为本发明的优选实施方式而已，并不用于限制本发明，对于本领域的技术人员来说，本发明可以有各种更改和变化。凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。

Claims (10)

1.一种低碳贝氏体钢，其特征在于，制备所述低碳贝氏体钢的钢水包括如下质量含量的化学成分：0.091-0.192wt％的C、0.23-0.57wt％的Si、1.43-1.76wt％的Mn、≤0.012wt％的P、≤0.005wt％的S、0.52-0.93wt％的Cr、0.25-0.73wt％的Ni、0.114-0.157wt％的Ti、0.21-0.39wt％的Mo、0.25-0.37wt％的V、≤0.005wt％的N，余量为Fe以及不可避免的杂质；
所述钢水为精炼过程进行合金化处理后的钢水。
2.根据权利要求1所述的低碳贝氏体钢，其特征在于，所述低碳贝氏体钢的厚度不超过3mm，更优为0.8-3mm；
优选地，所述低碳贝氏体钢的屈服强度≥1073MPa，更优为1073-1097MPa；
优选地，所述低碳贝氏体钢的抗拉强度≥1162MPa，更优为1162-1207MPa；
优选地，所述低碳贝氏体钢的延伸率≥21％，更优为21-25％；
优选地，所述低碳贝氏体钢的沉淀强化贡献量≥418MPa，更优为418-432MPa。
3.如权利要求1或2所述的低碳贝氏体钢的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：
将铁水脱硫，随后依次进行转炉吹炼、吹氩、精炼、连铸、加热、精轧、两段式层流冷却、卷取以及退火。
4.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，连铸过程中铸坯拉速为5.7-6.3m/min；
优选地，铸坯厚度为77-89mm。
5.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，连铸过程中，采用保护渣进行浇注，所述保护渣的半球熔点为979-1079℃，和/或所述保护渣的碱度为0.75-1.15，和/或所述保护渣在1300℃的粘度为0.35-1.55泊。
6.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，加热时间为63-79min，加热的出炉温度为1241-1262℃。
7.根据权利要求6所述的制备方法，其特征在于，精轧前，还包括对加热后的出炉铸坯进行除鳞操作；
优选地，除鳞采用高压水进行；
更优选地，高压水的压力范围为31-37MPa。
8.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，精轧过程中的开轧温度为1145-1158℃；
优选地，精轧采用七机架轧制，其中，F1机架压下率为69-72％，和/或F2机架压下率为54-58％；
优选地，带钢出F2机架后采用机架冷却水对带钢进行冷却，冷却水压力为11-17MPa；
优选地，F7机架的出口温度为893-901℃，出口厚度为0.8-3mm。
9.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，两段式层流冷却过程包括第一段层流冷却和第二段层流冷却；
其中，第一段层流冷却的冷却速度为79-83℃/s，第一段层流冷却的结束温度为632-651℃；
第二层流冷却的冷却温度为59-66℃/s，第二段层流冷却的结束温度为337-359℃；
优选地，第一段层流冷却与第二段层流冷却之间间隔13-17s。
10.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，退火处理包括：卷取结束后立即放入高温罩式炉中缓冷，罩式炉温度为卷取温度，放入罩式炉后以27-41℃/h的冷却速度进行冷却；
优选地，退火冷却至83℃以下后空冷至室温。
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