CN110819906A - 一种改善残余元素Cu、As、Sn恶化冷轧带钢深冲性能的方法 - Google Patents

一种改善残余元素Cu、As、Sn恶化冷轧带钢深冲性能的方法 Download PDF

Info

Publication number
CN110819906A
CN110819906A CN201911100772.1A CN201911100772A CN110819906A CN 110819906 A CN110819906 A CN 110819906A CN 201911100772 A CN201911100772 A CN 201911100772A CN 110819906 A CN110819906 A CN 110819906A
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel
cold
rolled
equal
residual elements
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
CN201911100772.1A
Other languages
English (en)
Inventor
鲍思前
陈小龙
周从锐
周明科
樊雷
熊良友
肖欢
梅鹏
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Wuhan University of Science and Engineering WUSE
Wuhan University of Science and Technology WHUST
Liuzhou Iron and Steel Co Ltd
Original Assignee
Wuhan University of Science and Engineering WUSE
Liuzhou Iron and Steel Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Wuhan University of Science and Engineering WUSE, Liuzhou Iron and Steel Co Ltd filed Critical Wuhan University of Science and Engineering WUSE
Priority to CN201911100772.1A priority Critical patent/CN110819906A/zh
Publication of CN110819906A publication Critical patent/CN110819906A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/04—Making ferrous alloys by melting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

本发明公开了一种改善残余元素Cu、As、Sn恶化冷轧带钢深冲性能的方法，向残余元素Cu、As、Sn偏高的冷轧深冲钢中加入S和Ti，所述钢的成分中按质量分数含有Cu：0.05‑0.15％，As：0.01‑0.05％，Sn：0.01‑0.05％，其余为Fe及允许范围内的夹杂。本发明通过加入微量S和Ti，并通过热轧、冷轧工艺相互配合提高冷轧带钢深冲性能，使得最终产品屈服强度≤180MPa，抗拉强度270‑350MPa，延伸率A50为≥44％，平均应变强化指数n值≥0.23，平均塑性应变比r值≥1.80，各向异性系数△r值≤0.50。

Description

一种改善残余元素Cu、As、Sn恶化冷轧带钢深冲性能的方法
技术领域
本发明涉及钢铁冶金的技术领域，尤其涉及一种改善残余元素Cu、As、Sn 恶化冷轧带钢深冲性能的方法。
背景技术
低碳深冲用热轧带钢经冷轧退火等工艺后，产品具有优异的深冲性能、较高强 度和良好的韧性、易于加工成型及良好的可焊接性等优良性能，因而广泛应用 于汽车、家电、船舶、机械等制造行业。冷轧带钢深冲性能的技术特征主要反 映在优良的成型性上，一般要求具有较高的塑性应变比r值、较低的各向异性系 数△r值、高均匀延伸率、低屈服强度、较高应变强化指数n值。影响冷轧带钢 深冲性能的因素很多，其中，钢中残余元素Cu、As、Sn尽管含量较低，但在加 热或退火时，会在钢的自由表面、晶界和晶粒交界面形成界面偏析而富集，极 大地影响钢的深冲性能。这些残余元素主要来源于低品位铁矿石、炼钢过程中加入的废钢和铁合金。由于其氧化势低于铁，当前的冶炼工艺难以去除而完全 或部分进入进入钢液。目前，钢铁企业主要从两个方面控制钢中残余元素的含 量：一方面，减少残余元素进入炼钢流程中的总量；另一方面，在炼钢流程中 采取措施抑制残余元素对钢的危害。工业上采用的方法主要有：配料稀释法、 铁矿石还原焙烧法、铁水或钢液脱除法和添加抑制剂。除配料稀释法外，其他 方法由于综合成本高、操作程度复杂和能耗大等缺点，并不适合工业生产。然 而，配料稀释法治标不治本，高品位铁矿资源日益减少，配料稀释法并不是一 种持久的方法。因而寻求新的解决钢中残余元素对钢性能危害的方法尤为重要。
发明内容
基于以上现有技术的不足，本发明所解决的技术问题在于提供一种处理效 果好的改善残余元素Cu、As、Sn恶化冷轧带钢深冲性能的方法，向残余元素Cu、As、Sn偏高的冷轧深冲钢中加入质量百分比为0.009-0.012％的S和 0.01-0.03％的Ti，S与Ti以Ti4S2C2固定C的同时，还能固定一部分Cu，可以 减少Cu的固溶量和晶界偏析量，同时也减少As、Sn等残余元素富集，并通过 热轧、冷轧工艺相互配合提高冷轧带钢深冲性能。
为了解决上述技术问题，本发明提供一种改善残余元素Cu、As、Sn恶化 冷轧带钢深冲性能的方法，向残余元素Cu、As、Sn偏高的冷轧深冲钢中加入S 和Ti；所述残余元素Cu、As、Sn偏高的冷轧深冲钢中按质量百分含量计Cu： 0.05-0.15％，As：0.01-0.05％,，Sn：0.01-0.05％。
作为上述技术方案的优选，本发明提供的改善残余元素Cu、As、Sn恶化 冷轧带钢深冲性能的方法进一步包括下列技术特征的部分或全部：
作为上述技术方案的改进，所述加入S和Ti，具体为按质量百分含量计， 所述S元素在钢中的添加量为0.009-0.012％，Ti元素在钢中的添加量为 0.01-0.03％。
作为上述技术方案的改进，所述向残余元素Cu、As、Sn偏高的冷轧深冲 钢中加入S和Ti；其中S以FeS的形式添加，Ti为海绵钛。
作为上述技术方案的改进，所述钢的成分按质量百分含量计为：C≤0.02％， Si≤0.02％，Mn：0.05-0.25％，P≤0.015％，S≤0.012％，Als≤0.05％，N≤0.0035％， Cu：0.05-0.15％，As：0.01-0.05％,，Sn：0.01-0.05％，其余为Fe及允许范围内 的夹杂。
作为上述技术方案的改进，所述冷轧深冲钢的生产方法包括高炉铁水、铁 水脱硫、转炉冶炼、LF+RH精炼、板坯连铸、加热、热轧、酸洗、冷轧、退火、 平整，其中，在精炼脱氧完成后向钢水中加入S和Ti。
作为上述技术方案的改进，所述转炉冶炼工序控制终点碳含量为[C]： 0.04-0.06％，终点S含量[S]：0.008-0.012％，终点氧含量为[O]：200-400ppm， 出钢温度为1660-1680℃；LF+RH精炼中RH真空处理时间＞10个循环周期； 加热采用中间包电磁感应加热，过热度控制在小于15℃；热轧板坯加热温度设 定为1180-1220℃，精轧结束温度为880-940℃，热轧完成后进行层流冷却，然 后进行卷取，卷取温度为680-740℃；冷轧压下率为65-85％；退火工序中带钢 在连续退火炉的均热段的退火温度范围为830-880℃，带钢在均热段时间为 40-90s。
(1)转炉冶炼和精炼
所述转炉冶炼工序控制终点碳含量为[C]：0.04-0.06％，终点S含量[S]： 0.008-0.012％，终点氧含量为[O]：200-400ppm，出钢温度为1660-1680℃。RH 真空处理时间＞10个循环周期；采用中间包电磁感应加热，过热度控制在小于 15℃。针对各实施例，脱氧完成后向钢水中加入一定量的FeS和海绵钛，使得 钢水中S元素质量百分比为0.009-0.012％，Ti元素的质量百分比为0.01-0.03％； 对于现今工业生产的对照例而言，不需要加入FeS和海绵钛。
(2)板坯加热
连铸坯送至热轧后，在加热炉再加热，为保证AlN和Ti(C、N)等第二 相粒子在连铸板坯加热过程中溶解，且为防止带钢在热轧过程中自然降温满足 不了精轧要求，需要较高的板坯加热温度。但如果加热温度过高，除增加能耗 成本外，还不利于卷取过程第二相粒子的析出，给后续退火过程增加负担。因 此，综合考虑，本发明板坯加热温度设定为1180-1220℃。
(3)热轧
因深冲钢C含量低，Ar3相变点较高，为防止精轧在两相区轧制，终轧温 度设定较高；但从细化奥氏体晶粒度和促进析出物粗化的角度出发，终轧温度 不能太高。因此本发明设定精轧结束温度为880-940℃；热轧完成后进行层流冷 却，然后进行卷取，对于深冲钢而言，卷取温度主要影响材料的再结晶温度及 冲压成型性。若采用较低的卷取温度，材料再结晶温度提高，不利于后续退火 的进行，且较低卷取温度，材料屈服强度会较高，延伸率会下降，这不利于材 料冲压性能。但若卷取温度太高，则在卷取后表面会产生大量氧化铁皮，会不 利于后续的酸洗。综合考虑，本发明设定卷取温度为680-740℃。
(4)冷轧
冷轧深冲带钢r值会随冷轧压下率增加而单调增加，但如果冷轧压下率过 高，会明显增加冷轧轧机负荷，不利于轧制的稳定生产，尤其在生产厚度超过 1.2mm的带钢时，若压下率过高，要求热卷厚度比较厚，对于连续轧制机组的 焊机要求较高，增加了生产难度。综合考虑，本发明设定冷轧压下率为65-85％。
(5)连续退火
冷轧后带钢会出现加工硬化(硬度、强度升高，塑性、韧性下降)、力学和 物理性能的各向异性等现象。这些缺陷和变化都需要通过轧后的再结晶退火过 程予以消除。因此，再结晶退火是冷轧后控制和改变金属材料组织、织构和性 能的必要手段。冷轧深冲带钢在退火过程中经历的回复、再结晶和晶粒长大三 个过程都会影响到成品的性能。而退火温度的设定一般是综合考虑带钢的再结 晶温度、
产品性能需求范围等两个因素，根据产品屈服度控制在≤180MPa范围内、 抗拉强度在270-350MPa、断后伸长率A50≥44％范围内的要求，本发明设定带钢 在连续退火炉的均热段的退火温度范围为830-880℃，带钢在均热段时间为 40-90s
一种改善残余元素Cu、As、Sn恶化的冷轧带钢，所述冷轧带钢是按照如 上所述的任一方法制备而成；并且所述冷轧带钢的屈服强度≤180MPa，抗拉强 度270-350MPa，延伸率A50为≥44％，平均应变强化指数n值≥0.23，平均塑性 应变比r值≥1.80，各向异性系数△r值≤0.50。
本发明中成分范围及工艺要点设置原因如下：
C：碳是影响深冲性能的主要元素，深冲性能随着其含量提高而降低，但是 过低的C含量在工业生产中很难实现，会明显增加炼钢成本，本发明的C含量 范围设定为C≤0.02％。
Si：硅是对钢的脱氧有效的元素，但硅含量过高会严重损害冷轧钢板的塑性 和成型性能。但是若对硅含量要求过低则会提高炼钢精炼工序的成本，本发明 Si含量范围设定为Si≤0.02％。
Mn：锰是一种脱氧元素，同时通过固溶强化而使钢强化，当含量低于0.05％ 时工业生产上不经济，因此限定下限为0.05％；当含量高于0.30％时对深冲钢 的成型性指标r值不利，本发明Mn含量范围设定为Mn：0.05-0.30％。
P：磷一般都固溶在铁素体中，随着钢中磷含量增加，磷对钢的固溶强化 作用增强，带状组织加重，钢板的强度和硬度升高，而塑性和韧性急剧下降， 成型和深冲性能变坏。考虑实际脱磷能力，本发明P含量范围设定为P≤0.015％。
S：硫在钢中主要以硫化物夹杂的形式存在，使钢的成型性特别是深冲性能 下降，因此，应尽可能减少S。但本发明是针对残余元素偏高钢的冷轧深冲钢， 通过添加一定量的S可以改善残余元素Cu、As、Sn的有害作用。本发明S含 量范围设定为S:0.009-0.012％。
Al：由于Si含量很少，炼钢采用铝元素脱氧，需要铝含量不小于0.015％。 为了保证脱氧充分，设定下限为0.025％。但是当Al量过高时，会增加合金成 本，且对连铸浇铸过程有一定影响，另外也会形成过多的Al2O3夹杂。本发明 Al含量范围设定为Als≤0.05％。
Cu：铜在钢中是作为残余元素存在，Cu含量过高深冲性能下降以及表面质 量降低，但是若对铜含量要求过低则会提高炼钢精炼工序的成本，本发明Cu含 量范围设定为Cu：0.05-0.15％。
As：砷在钢中是作为残余元素存在，As含量过高深冲性能下降以及表面质 量降低，但是若对砷含量要求过低则会提高炼钢精炼工序的成本，本发明As含 量范围设定为As：0.01-0.05％。
Sn：锡在钢中是作为残余元素存在，Sn含量过高深冲性能下降以及表面质 量降低，但是若对锡含量要求过低则会提高炼钢精炼工序的成本，本发明Sn含 量范围设定为As：0.01-0.05％。
N：氮在钢中是作为杂质而存在的元素,大量的N不仅使钢板的成型性能降 低，但N含量低于0.002％时工业生产上不经济，本发明N含量范围设定为N： N≤0.0035％。
Ti:钛元素是强碳、氮化物形成元素，可以固定钢中的C、N间隙原子，本 发明是针对残余元素Cu、As、Sn偏高的冷轧深冲钢，通过添加一定量的Ti可 以改善残余元素Cu、As、Sn的有害作用。本发明Ti含量范围设定为Ti:0.01-0.03％。
与现有技术相比，本发明的技术方案具有如下有益效果：针对冷轧深冲钢 中残余元素Cu、As、Sn偏高的问题，本发明采用精炼脱氧完成后向钢水中加入 重量百分比为0.009-0.012％％的S和0.01-0.03％的Ti，S与Ti以Ti4S2C2固定 C的同时，还能固定一部分Cu，可以减少Cu的固溶量和晶界偏析量，并能同 时减少As、Sn等残余元素富集，并通过热轧、冷轧工艺相互配合提高冷轧钢带 深冲性能。生产出现有技术达不到的产品质量：使得最终产品屈服强度 ≤180MPa，抗拉强度270-350MPa，延伸率A50为≥44％，平均应变强化指数n 值≥0.23，平均塑性应变比r值≥1.80，各向异性系数△r值≤0.50。
上述说明仅是本发明技术方案的概述，为了能够更清楚了解本发明的技术 手段，而可依照说明书的内容予以实施，并且为了让本发明的上述和其他目的、 特征和优点能够更明显易懂，以下结合优选实施例，详细说明如下。
具体实施方式
下面详细说明本发明的具体实施方式，其作为本说明书的一部分，通过实 施例来说明本发明的原理，本发明的其他方面、特征及其优点通过该详细说明 将会变得一目了然。
本实施例选冷轧深冲用碳素带钢，规格为0.6*1250mm，下面结合实施例对 本发明作进一步说明，如表1-表5所示。
以下各实施例用于阐述本发明，但本发明并不局限以下实施例。
表1为本发明各实施例的化学成分；
表2为本发明各实施例冶炼过程工艺参数；
表3为本发明各实施例热轧过程工艺参数；
表4为本发明各实施例冷轧、退火过程工艺参数；
表5为本发明各实施例成品样的力学性能。
本发明各实施例，按照以下步骤生产：
本发明最终化学成分质量百分比见表1，采用高炉铁水、铁水脱硫、转炉冶 炼、LF+RH精炼、板坯连铸、加热、热轧、酸洗、冷轧、退火、平整等工艺生 产。其中，
(1)转炉冶炼和精炼，相关冶炼过程工艺参数见表2，所述转炉冶炼工序 控制终点碳含量为[C]：0.04-0.06％，终点S含量[S]：0.008-0.012％，终点氧含 量为[O]：200-400ppm，出钢温度为1660-1680℃。RH真空处理时间＞10个循 环周期；采用中间包电磁感应加热，过热度控制在小于15℃。针对各实施例， 脱氧完成后向钢水中加入一定量的FeS和海绵钛，使得钢水中S元素质量百分 比为0.009-0.012％，Ti元素的质量百分比为0.01-0.03％；对于现今工业生产的 对照例而言，不需要加入FeS和海绵钛。
(2)板坯加热和热轧,连铸坯送至热轧后，在加热炉再加热后除磷，后送 至连轧机上轧制，相关热轧过程工艺参数见表3。通过粗轧和精轧控制轧制后， 进行层流冷却，然后进行卷取。
(3)冷轧和连续退火，将上述热轧钢卷重新开卷经过酸洗后，在5机架 冷连轧机上进行冷轧，冷轧的压下率为65-85％，经过冷轧后的轧硬状态的钢带 经过连续退火得到成品冷轧钢带。相关冷轧、退火工艺控制参数见表4，利用 上述方法得到的深冲用冷轧带钢的力学性能见表5。
从上述实施例看出，对照例性能满足不了深冲用冷轧带钢性能要求。除上 述实施例外，本发明还可以有其他实施方式。凡采用等同替换或等效变换形成 的技术方案，均落在本发明要求的保护范围。
表1实施例化学成分wt％
Figure BDA0002269789020000071
表2实施例冶炼过程工艺参数
Figure BDA0002269789020000082
表3实施例热轧过程工艺参数
Figure BDA0002269789020000083
表4实施例冷轧、退火过程工艺参数
Figure BDA0002269789020000084
表5实施例成品样的力学性能
Figure BDA0002269789020000091
本发明所列举的各原料，以及本发明各原料的上下限、区间取值，以及工 艺参数(如温度、时间等)的上下限、区间取值都能实现本发明，在此不一一 列举实施例。
以上所述是本发明的优选实施方式而已，当然不能以此来限定本发明之权 利范围，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原 理的前提下，还可以做出若干改进和变动，这些改进和变动也视为本发明的保 护范围。

Claims (7)

1.一种改善残余元素Cu、As、Sn恶化冷轧带钢深冲性能的方法，其特征在于：向残余元素Cu、As、Sn偏高的冷轧深冲钢中加入S和Ti；所述残余元素Cu、As、Sn偏高的冷轧深冲钢中按质量百分含量计Cu：0.05-0.15％，As：0.01-0.05％,，Sn：0.01-0.05％。
2.如权利要求1所述的改善残余元素Cu、As、Sn恶化冷轧带钢深冲性能的方法，其特征在于：所述加入S和Ti，具体为按质量百分含量计，所述S元素在钢中的添加量为0.009-0.012％，Ti元素在钢中的添加量为0.01-0.03％。
3.如权利要求1所述的改善残余元素Cu、As、Sn恶化冷轧带钢深冲性能的方法，其特征在于：所述向残余元素Cu、As、Sn偏高的冷轧深冲钢中加入S和Ti；其中S以FeS的形式添加，Ti为海绵钛。
4.如权利要求1所述的改善残余元素Cu、As、Sn恶化冷轧带钢深冲性能的方法，其特征在于：所述钢的成分按质量百分含量计为：C≤0.02％，Si≤0.02％，Mn：0.05-0.25％，P≤0.015％，S≤0.012％，Als≤0.05％，N≤0.0035％，Cu：0.05-0.15％，As：0.01-0.05％,，Sn：0.01-0.05％，其余为Fe及允许范围内的夹杂。
5.如权利要求1所述的改善残余元素Cu、As、Sn恶化冷轧带钢深冲性能的方法，其特征在于：所述冷轧深冲钢的生产方法包括高炉铁水、铁水脱硫、转炉冶炼、LF+RH精炼、板坯连铸、加热、热轧、酸洗、冷轧、退火、平整，其中，在精炼脱氧完成后向钢水中加入S和Ti。
6.如权利要求5所述的改善残余元素Cu、As、Sn恶化冷轧带钢深冲性能的方法，其特征在于：所述转炉冶炼工序控制终点碳含量为[C]：0.04-0.06％，终点S含量[S]：0.008-0.012％，终点氧含量为[O]：200-400ppm，出钢温度为1660-1680℃；LF+RH精炼中RH真空处理时间＞10个循环周期；加热采用中间包电磁感应加热，过热度控制在小于15℃；热轧板坯加热温度设定为1180-1220℃，精轧结束温度为880-940℃，热轧完成后进行层流冷却，然后进行卷取，卷取温度为680-740℃；冷轧压下率为65-85％；退火工序中带钢在连续退火炉的均热段的退火温度范围为830-880℃，带钢在均热段时间为40-90s。
7.一种改善残余元素Cu、As、Sn恶化的冷轧带钢，其特征在于：所述冷轧带钢是按照如权利要求1-6所述的任一方法制备而成；并且所述冷轧带钢的屈服强度≤180MPa，抗拉强度270-350MPa，延伸率A50为≥44％，平均应变强化指数n值≥0.23，平均塑性应变比r值≥1.80，各向异性系数△r值≤0.50。
CN201911100772.1A 2019-11-12 2019-11-12 一种改善残余元素Cu、As、Sn恶化冷轧带钢深冲性能的方法 Pending CN110819906A (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201911100772.1A CN110819906A (zh) 2019-11-12 2019-11-12 一种改善残余元素Cu、As、Sn恶化冷轧带钢深冲性能的方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201911100772.1A CN110819906A (zh) 2019-11-12 2019-11-12 一种改善残余元素Cu、As、Sn恶化冷轧带钢深冲性能的方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN110819906A true CN110819906A (zh) 2020-02-21

Family

ID=69554289

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201911100772.1A Pending CN110819906A (zh) 2019-11-12 2019-11-12 一种改善残余元素Cu、As、Sn恶化冷轧带钢深冲性能的方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN110819906A (zh)

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111926137A (zh) * 2020-08-12 2020-11-13 宝武集团鄂城钢铁有限公司 一种采用高磷高砷高硫铁水生产船板的制备方法
CN112375871A (zh) * 2020-11-04 2021-02-19 武汉科技大学 一种纯净钢冶炼过程中脱锡的方法
CN114015935A (zh) * 2021-10-18 2022-02-08 山西太钢不锈钢股份有限公司 一种含砷奥氏体不锈钢及其冶炼方法
CN114317884A (zh) * 2022-01-07 2022-04-12 河北科技大学 一种用于全废钢电弧炉冶炼的残余元素含量调控方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1676655A (zh) * 2004-04-01 2005-10-05 艾格斯特韦斯蒂格钢铁厂有限公司 可冷成型的铬钢
CN103492599A (zh) * 2011-04-21 2014-01-01 新日铁住金株式会社 均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法
CN105274426A (zh) * 2015-11-20 2016-01-27 北京科技大学 一种改善含锡碳素结构钢性能的方法
JP2019104955A (ja) * 2017-12-11 2019-06-27 日本製鉄株式会社 炭素鋼鋳片及び炭素鋼鋳片の製造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1676655A (zh) * 2004-04-01 2005-10-05 艾格斯特韦斯蒂格钢铁厂有限公司 可冷成型的铬钢
CN103492599A (zh) * 2011-04-21 2014-01-01 新日铁住金株式会社 均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法
CN105274426A (zh) * 2015-11-20 2016-01-27 北京科技大学 一种改善含锡碳素结构钢性能的方法
JP2019104955A (ja) * 2017-12-11 2019-06-27 日本製鉄株式会社 炭素鋼鋳片及び炭素鋼鋳片の製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
王德永: "《洁净钢与清洁辅助原料》", 31 July 2017, 冶金工业出版社 *

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111926137A (zh) * 2020-08-12 2020-11-13 宝武集团鄂城钢铁有限公司 一种采用高磷高砷高硫铁水生产船板的制备方法
CN112375871A (zh) * 2020-11-04 2021-02-19 武汉科技大学 一种纯净钢冶炼过程中脱锡的方法
CN114015935A (zh) * 2021-10-18 2022-02-08 山西太钢不锈钢股份有限公司 一种含砷奥氏体不锈钢及其冶炼方法
CN114317884A (zh) * 2022-01-07 2022-04-12 河北科技大学 一种用于全废钢电弧炉冶炼的残余元素含量调控方法
CN114317884B (zh) * 2022-01-07 2023-01-20 河北科技大学 一种用于全废钢电弧炉冶炼的残余元素含量调控方法

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN100577845C (zh) 一种高塑性应变比镀锌钢板及生产方法
CN112143974B (zh) 无取向硅钢的生产方法以及无取向硅钢
CN101768698B (zh) 一种低成本屈服强度700mpa级非调质处理高强钢板及其制造方法
CN110819906A (zh) 一种改善残余元素Cu、As、Sn恶化冷轧带钢深冲性能的方法
CN111206191B (zh) 一种Ti-V复合微合金化超细贝氏体非调质钢及其控锻控冷工艺和生产工艺
KR20180135949A (ko) 고-자기-유도 저-철-손실 무방향성 실리콘 강판 및 이의 제조 방법
CN109778069B (zh) 一种屈服强度覆盖240～270Mpa级别的一钢多级冷轧低合金高强度钢及其制造方法
CN109811267B (zh) 一种屈服强度覆盖300～340Mpa级别的一钢多级冷轧低合金高强度钢及其制造方法
CN109930068A (zh) 一种800MPa级超薄规格冷轧双相钢及其制备方法
CN104928576A (zh) 260-330MPa级低合金高强钢的生产方法
CN112301272A (zh) 一种高屈服一次冷轧罩退包装用钢及其制备方法
CN107326276B (zh) 一种抗拉强度500～600MPa级热轧高强轻质双相钢及其制造方法
CN113774274A (zh) 一种低成本良成型电池壳钢及其生产方法
CN105861929B (zh) 一种440MPa级冷轧高强IF钢及其生产方法
CN111809111A (zh) 一种稀土微合金低温容器用钢及其制备方法
CN113755750B (zh) 一种含磷高磁感无取向硅钢的生产方法
CN110331344B (zh) 一种强度性能稳定的Rm≥600MPa汽车大梁钢及生产方法
CN115386782B (zh) 一种低成本高强镀锌板及其夹芯板的制造工艺
CN107829026B (zh) 一种薄规格980MPa级双相钢及其加工方法
CN114015931B (zh) 具有优异铁损和磁性能的无取向电工钢及其生产方法
CN109234614A (zh) 一种超超深冲级if钢的生产方法
CN104328348A (zh) 800MPa级冷轧双相钢及其生产方法
CN107829025B (zh) 一种薄规格具有良好扩孔性能的双相钢及其加工方法
CN111926261A (zh) 一种屈服强度550MPa级高强耐候钢及其生产方法
CN111676420A (zh) 一种家电用电视机背板及其制造方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
RJ01 Rejection of invention patent application after publication

Application publication date: 20200221

RJ01 Rejection of invention patent application after publication