CN112030058A

CN112030058A - 通过TMCP工艺生产Ti微合金化的Q345B钢种的方法和Q345B钢种

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Publication number: CN112030058A
Application number: CN202010882465.XA
Authority: CN
Inventors: 戴杰涛; 黄海涛; 陈美蓉; 沈健; 祝韬
Original assignee: Guangzhou University
Current assignee: Guangzhou University
Priority date: 2020-08-28
Filing date: 2020-08-28
Publication date: 2020-12-04
Anticipated expiration: 2040-08-28
Also published as: CN112030058B

Abstract

本发明公开了一种通过TMCP工艺生产Ti微合金化的Q345B钢种的方法及Q345B钢种，所述方法包括以下步骤：高温炉熔化铁水→铁水预处理→转炉冶炼→LF精炼→RH真空处理→薄板坯连铸→铸坯缓冷→加热炉加热→中厚板轧机轧制→快速冷却→检验→精整→入库；其中，在高温炉熔化铁水中，通过高温冶炼炉将薄板坯熔化成高温铁水，高温铁水的温度为1255℃，[S]为0.01％；在转炉冶炼中，采取顶底复吹操作和吹氩工艺，确保转炉终点处的[C]≤0.07％，确保转炉终点的[P]≤0.025％；在薄板坯连铸中，中包铁水过热度控制在25‑45℃，拉速控制3.7‑4.0m/min。本发明通过TMCP工艺生产Q345B钢种的方法，在保证钢种性能的前提下，降低了Q345B钢种中Mn的含量，简化了炼钢工艺，降低了生产成本，提高构件的承载能力。

Description

通过TMCP工艺生产Ti微合金化的Q345B钢种的方法和Q345B 钢种

技术领域

本发明涉及中厚板生产工艺，具体为一种通过TMCP工艺生产Ti微合金化的Q345B钢种的方法和Q345B钢种。

背景技术

随着全球竞争日趋激烈，只有生产出低成本高质量的钢材，才能在钢铁市场低迷的情况下夺得一席之地。

Q345B钢种属于低合金高强度结构钢，该钢种具有良好的综合力学性能与工艺性能，在工程上被广泛应用。国内的中板厂生产Q345B钢板，采用的化学成分相差不多，分别是：舞阳厂：C0.15-0.18；Si≤0.5；Mn1.25-1.4；S<0.02；P<0.025；韶钢厂：C0.14-0.18；Si0.38-0.44；Mn1.35-1.47；S0.007-0.13；P0.022-0.028；安钢厂C0.15；Si0.32；Mn1.44；S0.027；P0.023；从数据得知，Q345B钢板成分的主要元素C的含量在0.15％左右；Mn的成分在1.3％以上，多数以1.44％为目标值，钢板的碳当量大约为0.40％；国内钢厂生产Q345B钢板时采用的控制轧制的参数是：舞阳厂：待温温度℃≤920；待温厚度≥2h；待温后的累积压下率％≥50；终轧温度℃760～880；韶钢厂待温温度℃≤950待温厚度≥1.5h；待温后的累积压下率％≥30；终轧温度℃865；安钢厂：待温温度℃≤930-950；待温厚度≥2-2.5h；待温后的累积压下率％50-60；终轧温度℃800-850；其中h表示成品厚度；从以上数据得知，对于Q345B钢板的控轧参数中主要控制两点，一是待温温度；二是待温厚度；使钢板在未再结晶温度区域有足够的变形量以保证钢板晶粒能足够细化，保证钢板的各项性能指标；以上钢板生产过程中主要依靠C、Mn的合金强化来保证钢板的强度，通过控制轧制工艺手段细化晶粒，以保证钢板的韧塑性，而且此钢板在生产过程中Mn含量在1.5％左右，如果在以上工艺基础上增加控冷工序可以降低钢板的Mn含量，可以降低钢板的合金成本；控制轧制的待温温度大多控制在950℃以下，待温厚度在钢板成品厚度的1.8倍以上。

然而，在生产Q345B低合金类钢板的过程中，通常需要添加1％～1.7％的Mn，有些厂家由于受设备能力限制，还需要添加适量的Nb，V，Ti等微合金元素，这不仅使炼钢成本增加，还对后续轧制工艺及焊接性能造成不良影响。

发明内容

本发明在于克服现有技术的不足，提供一种通过TMCP工艺生产Ti微合金化的Q345B钢种的方法，本发明的方法通过TMCP工艺生产Q345B钢种的方法在保证钢种性能的前提下，大大降低了Q345B钢种中Mn的含量，简化了炼钢工艺，降低了生产成本，也有利于提高构件的承载能力。

本发明的另一个目的在于提供一种通过TMCP工艺生产Ti微合金化的Q345B钢种。

本发明解决上述技术问题的技术方案是：

一种通过TMCP工艺生产Ti微合金化的Q345B钢种的方法，包括以下步骤：高温炉熔化铁水→铁水预处理→转炉冶炼→LF精炼→RH真空处理→薄板坯连铸→铸坯缓冷→加热炉加热→中厚板轧机轧制→快速冷却→检验→精整→入库；其中，

在高温炉熔化铁水过程中，通过高温冶炼炉将薄板坯熔化成高温铁水，其中，所述高温铁水的温度为1255℃，[S]为0.01％；

在铁水预处理过程中，在加入TI前需要进行脱氧；

在转炉冶炼过程中，采取顶底复吹操作，全程采用吹氩工艺，在转炉终点时对[C]、[P]、[S]实行控制，确保转炉终点处的[C]≤0.07％，确保转炉终点的[P]≤0.025％；

在薄板坯连铸过程中，中包铁水过热度控制在25-45℃，拉速控制3.7-4.0m/min。

优选的，经过薄板坯连铸后得到的连铸坯中的各元素的占比为：C为0.07-0.10％，Si为0.2-0.35％，Mn为0.07-0.09％，Ti为0.008-0.015wt％，P<0.018％，S<0.006％，其余为Fe的特种钢。

优选的，将连铸坯缓冷后，将连铸坯送入到加热炉中加热，并延长均热段的加热时间，保证加热时间大于或等于150min，均热段温度为1200-1280℃，除鳞出口温度为1050-1100℃，连铸坯上下表面温度差不超过30℃。

优选的，中厚板轧机轧制过程中的粗轧采用大压下量开坯，保证前三道压下量不小于26mm，或者压下率不小于18％。

优选的，中厚板轧机轧制过程中的精轧开轧温度：当钢板的厚度<25mm时，温度为950-980℃；当钢板的厚度≥25mm时，温度为920-950℃。

优选的，中厚板轧机轧制过程中的终轧温度：当钢板的厚度<25mm时：温度为780-820℃；当钢板的厚度≥25mm时，温度为800-830℃。

优选的，在快速冷却过程中，开冷温度为750-800℃，终冷温度为620-680℃，冷却速率控制在45-60℃/S。

一种通过TMCP工艺生产Ti微合金化的Q345B钢种，其中，所述Q345B钢种中的各元素的质量占比为：C为0.07-0.10％，Si为0.2-0.35％，Mn为0.07-0.09％，Ti为0.008-0.015wt％，P<0.018％，S<0.006％，其余为Fe的特种钢。

本发明与现有技术相比具有以下的有益效果：

1、本发明通过转炉炼钢(BOF)–精炼(LF)–中厚板轧制-TMCP生产工艺流程中，采用低碳微合金+控轧控冷工艺，实现规模化生产合金减量的Q345B钢种，形成高强钢低成本生产工艺技术，达到国内一流水平。

2、本发明通过合理的合金化设计，降Mn加Ti策略，充分发挥了TMCP工艺的优势。开发过程中针对不同微合金加入量，优化精轧温度、超快速冷却温度等参数，能在有效提高强度的同时保证了良好的韧性和塑性，节约社会资源，降低生产成本。

3、本发明有效利用TMCP工艺及装备，降低Q345B钢中的合金含量，不仅简化了炼钢工艺，减少钢材用量，降低了生产成本，而且也有利于提高构件的承载能力，增强了市场竞争力。

附图说明

图1为本发明的通过TMCP工艺生产Ti微合金化的Q345B钢种的方法的流程图。

图2为TiC析出物形貌及衍射斑的显微结构图。

图3为Ti＝0.045％时的-20℃冲击试样断口形貌的显微结构图。

图4为终冷温度在560℃、610℃和660℃时的显微结构图。

图5为终冷温度在560℃、610℃和660℃时的TEM形貌的显微结构图。

图6为冷却速率在17℃/s、59℃/s下的珠光体形貌的显微结构图。

图7为冷却速率在17℃/s、59℃/s下的析出物尺寸及数量的显微结构图。

图8为应用本发明的通过TMCP工艺生产Ti微合金化的Q345B钢种的方法加工出的Q345B钢种的显微结构图。

具体实施方式

下面结合实施例及附图对本发明作进一步详细的描述，但本发明的实施方式不限于此。

实施例1

参见图1，本发明的通过TMCP工艺生产Ti微合金化的Q345B钢种的方法，包括以下步骤：高温炉熔化铁水→铁水预处理→转炉冶炼→LF精炼→RH真空处理→薄板坯连铸→铸坯缓冷→加热炉加热→中厚板轧机轧制→快速冷却→检验→精整→入库；

其中，在高温炉熔化铁水过程中，通过高温冶炼炉将薄板坯熔化成高温铁水，其中，所述高温铁水的温度为1255℃，[S]为0.01％；

其中，在铁水预处理过程中，由于Ti是极易氧化元素，因此为了确保有效Ti的含量，在加Ti之前必须进行充分脱氧；其中，在转炉冶炼过程中，采取顶底复吹操作，全程采用吹氩工艺，在转炉终点时对[C]、[P]、[S]实行控制，确保转炉终点处的[C]≤0.07％，确保转炉终点的[P]≤0.025％；

其中，在薄板坯连铸过程中，中包铁水过热度控制在25-45℃，拉速控制3.7-4.0m/min；

其中，经过薄板坯连铸后得到的连铸坯中的各元素的质量占比为：C为0.07-0.10％，Si为0.2-0.35％，Mn为0.07-0.09％，Ti为0.008-0.015wt％，P<0.018％，S<0.006％，其余为Fe的特种钢；

其中，将连铸坯缓冷后，将连铸坯送入到加热炉中加热，为了减轻夹杂物的危害，铸坯在加热炉内采用延长均热段加热时间，保证加热时间大于或等于150min，均热段温度为1200-1280℃，除鳞出口温度为1050-1100℃，连铸坯上下表面温度差不超过30℃；

其中，中厚板轧机轧制过程中的粗轧采用大压下量开坯，保证前三道压下量不小于26mm，或者压下率不小于18％；粗轧道次间歇时间尽量短，奥氏体晶粒来不及长大，增加变形累积程度；另外，中厚板轧机轧制过程中的精轧开轧温度：当钢板的厚度<25mm时，温度为：950-980℃；当钢板的厚度≥25mm时，温度为920-950℃；此外，中厚板轧机轧制过程中的终轧温度：当钢板的厚度<25mm时：温度为780-820℃；当钢板的厚度≥25mm时，温度为800-830℃；

其中，在快速冷却过程中，轧后尽快送到控冷系统，开冷温度按750-800℃控制，控制钢板轧制后尽量少发生奥氏体静态回复和少产生先共析铁素体。终冷温度控制在620-680℃，冷却速率控制在45-60℃/S。

在本实施例中，厚度小于20mm的钢板的纵向温差较明显，因此在控冷时，采用最大的辊道加速度，加上头尾遮蔽系数微调，基本上可使纵向温差控制在20℃以内；而厚度在20-36mm钢板，随轧件长度的变化及轧制过程中除鳞道次的不同，纵向温差具有不确定性，因此需根据实际情况调整辊道加速度，调整策略为：越薄越大，越长越大，调整范围为0.008-0.02m/s2；厚度在36-50mm的钢板，无论长短，轧后纵向基本无温差，此时为了避免大的辊道加速度造成尾部温度高导致性能不合格，必须限制加速度值≤0.008m/s2，且越厚辊道加速度越小。同时，为了保证钢板厚度方向均匀性，采取适当延长冷却时间的方法，具体评定方式为，冷却出口点温度与返红点温度差值控制在20℃以内，越小越好。

实施例2

以下则以具体的案例来说明：

参见图1-图8，本发明的通过TMCP工艺生产Ti微合金化的Q345B钢种的方法，包括以下步骤：高温炉熔化铁水→铁水预处理→转炉冶炼→LF精炼→RH真空处理→薄板坯连铸→铸坯缓冷→加热炉加热→中厚板轧机轧制→快速冷却→检验→精整→入库。

在高温炉熔化铁水过程中，通过高温冶炼炉将薄板坯熔化成高温铁水，其中，所述高温铁水的温度为1255℃，[S]为0.01％；在铁水预处理过程中，由于Ti是极易氧化元素，因此为了确保有效Ti的含量，在加Ti之前必须进行充分脱氧；

在加工过程中，还需要确定Mn和Ti最佳含量配比，具体为：首先根据理论计算，确定Mn的初始目标值为0.85％，Ti的初始目标值为0.045％，通过实验可知屈服强度过高，平均余量达到100MPa以上，而冲击功却很低，冲击功低主要原因是在脱氧的过程中产生很多夹杂物不易去除，残留下来对钢的韧性危害较大，同时，Ti含量过高时易在晶界上形成Ti的氮化物和硫化物引起钢的脆化，因此接下来对成分进行了调整，主要是调整Ti的含量，直到将目标值调整到0.03％时，钢板屈服强度出现了大幅下降，甚至有很多不合格的，而此时冲击功却有大大好转。如此，最终将二者成分定为0.85％和0.035％使钢板综合力学性能最好。同时由于Mn含量小于1％，大于25mm板所用坯料可不过RH炉，这样降低了生产成本。采用此成分后，钢中的夹杂物含量比不加Ti的钢要多，为了减轻夹杂物的危害，在对板坯加热这一环节中，采用延长均热段加热时间、提高加热温度和钢坯出炉温度、加大奥氏体未再结晶区总变形量的措施，效果良好。

在转炉冶炼过程中，采取顶底复吹操作，全程采用吹氩工艺，在转炉终点时对[C]、[P]、[S]实行严格控制，确保转炉终点的[C]≤0.07％，确保转炉终点的[P]≤0.025％；

在此过程中，由于Ti元素十分活泼，容易和O、N、S、C等形成化合物。因此炼钢时加Ti的时机很重要。根据钛化合物的生成自由能和固溶度，钛化合物析出顺序为TiN-Ti4C2S2-TiC。Ti首先和钢中的N形成TiN，剩余的Ti将结合钢中的S形成Ti4C2S2，而且由相分析得Ti与S的亲和力要强于Mn与S的亲和力，随着Ti含量增加，钢中Ti4C2S2化合物逐步增多并取代MnS夹杂，使钢中长条形的MnS夹杂球化，改善钢的带状组织，提高钢的成形性。随着Ti含量继续增加，Ti和C形成TiC，在低温析出中起到析出强化作用。

Ti含量较低时增加Ti含量不引起钢的韧性降低,Ti含量过高,由于在晶界上形成Ti的氮化物和硫化物而引起钢的脆化。所以加Ti钢的冲击韧性相比不加Ti钢低。影响Ti作用的关系式如下：

Ti(有效钛)＝Ti(全)-3.4N-3S-TiC(应变诱导沉淀)；

因此，要充分发挥加入的Ti元素的作用必须控制钢中的S、N含量。

在薄板坯连铸过程中，中包铁水过热度控制在25-45℃，拉速控制3.7-4.0m/min；得到的连铸坯中的各元素的占比为：C为0.07-0.10％，Si为0.2-0.35％，Mn为0.07-0.09％，Ti为0.008-0.015wt％，P<0.018％，S<0.006％，其余为Fe的特种钢。

将连铸坯缓冷后，将连铸坯送入到加热炉中加热，为了减轻夹杂物的危害，连铸坯在加热炉内采用延长均热段加热时间，加热时间150min，均热段温度1250℃，除鳞出口温度为1080℃，钢坯上下表面温度差不超过30℃；在轧制过程中，前三道次压下量32mm，等温厚度30mm，精轧开轧温度980℃，终轧温度790℃，

降低终轧温度对于普碳钢来说使铁素体晶粒细化，能使屈服强度升高。但对于含Ti钢来说，降低终轧温度会诱发更多的TiC在奥氏体析出，这种析出物尺寸较大，对强度贡献小，却降低了溶解在奥氏体中的TiC，削弱了低温区析出粒子的数量，使沉淀强化组分随终轧温度降低而降低。此外，由于终轧温度降低，使形变能升高，形变能作为相变的驱动力，导致γ-α相变转变温度升高，沉淀质点增大，削弱了沉淀强化的作用。因此确定何终冷温度，选取何种冷却方式才能实现强韧化的最佳配比，是技术的一个关键点。轧后冷却的关键性参数：终冷温度、冷却速率和冷却均匀性的把握都是冷却过程控制的难点所在。

通过大量的分析发现，Ti微合金化钢控制要点主要在轧后冷却，因此针对此部分，项目组做了大量工作。主要如下：

1.Ti的析出强化机制的确定

由前述可知，起析出强化作用的是TiC粒子，那么是怎样确定的呢？

铁素体中的析出有两种类型，一种是相变后在铁素体基体上形核的过饱和析出，另一种是在奥氏体向铁素体相变过程中形核而产生的相间析出。相间析出，是碳化物粒子在奥氏体/铁素体界面周期性地形核、长大而呈列状分布的现象。TEM下可以看到，析出物形貌如图2中(a)所示，粒子大小为7nm。

通过衍射斑分析计算可知，如图2中(b)所示，析出粒子具有NaCl型的fcc结构，判断为TiC析出相，且

表明析出粒子与铁素体基体间满足Nishiyama–Wassermann(NW)取向关系，与H.W.Yen等观察到钛的碳化物与铁素体基体间的取向关系一致。因此TiC的析出属于相间析出，并计算出TiC析出相的晶格常数约为0.4215nm。

2.不同Ti含量对组织性能的影响

选用轧制厚度为20mm板做对比实验，Mn含量为0.85％。实验结果如下：

表1

由表1可以看出，随着Ti含量的升高，抗拉强度和屈服强度明显升高。这是因为在相同的条件下，随着Ti含量的升高，在轧制和冷却过程中形成了Ti的碳氮化物，其中弥散TiN沉淀粒子在钢中完全溶解的温度较高，在均热和随后的热轧过程中能钉扎奥氏体晶界，阻止奥氏体晶粒粗化并可作为铁素体的非自发形核核心，铁素体晶粒尺寸减小，铁素体晶界数量增加，从而提高了钢的强度；而弥散析出物为TiC，在轧制、超快冷及缓冷过程中析出，细小弥散的TiC粒子阻止位错的移动，通过Orowan机制可以起到沉淀强化作用。

当Ti含量升高时，实验钢低温冲击功下降，图3为Ti＝0.045％时的-20℃冲击试样断口形貌，断口大多都是解理断口，表面呈灰暗色，呈明显的脆性断裂，因此冲击功很小。扫描显微镜下可以看到断口裂纹，在裂纹走向上可以看到有大块夹杂物，能谱分析表明该夹杂物为氧化铝，氧化镁，氧化钙，氧化锆等复合氧化物，这些颗粒物易产生应力集中而导致钢的塑性和韧性下降。因此脱氧后的去夹杂过程非常重要。

3.不同终冷温度对组织性能的影响

选用轧制厚度为20mm，Ti含量为0.035％的钢板做对比实验。除终冷温度外，其它工艺参数均相同。机械性能如下表所示：

表2

从表2中看出，随着终冷温度的升高，强度先降低后升高。

参见图4-图5，从微观组织来看，随着终冷温度的降低，铁素体晶粒尺寸变小，但析出物的数量亦减小。这是因为在冷却速率相同的条件下，随着终冷温度的降低，铁素体晶粒尺寸减小，铁素体晶界数量增加，并且更多的位错、空位等缺陷保留在基体中，从而提高钢的强度。然而，终冷温度过低时，微合金元素的扩散受到严重抑制，阻碍了析出物的形成，因此析出强化效果并不是最大的。随着终冷温度的升高，晶粒虽然有所长大，但合金元素的碳氮化物有足够的时间从铁素体中析出，析出相明显细小，这些沉淀析出相会阻碍位错的运动，从而大大的提高了钢板的屈服强度。也就是说析出强化对强度的贡献远远大于细晶强化。

随着终冷温度的降低，铁素体晶粒尺寸减小，对冲击韧性具有好的影响，这是因为晶粒细化使得晶界面积增大裂纹尖端附近从产生一定尺寸的塑性区到裂纹扩展所消耗能量就越大。当终冷温度降低时，实验钢的位错密度会增大，位错缠结和塞积阻力增大，从而阻碍了位错运动，不利于滑移的进行，所以钢的延伸率会有所降低。

4.不同冷却速率对组织性能的影响

选用轧制厚度为20mm，Ti含量为0.035％的钢板做对比实验，终冷温度均为660℃，其它工艺参数均相同。

表3

从表3中可以看出，随着冷却速度的增大，抗拉强度和屈服强度升高,冲击功变化则不大。

从微观组织上来看，随着冷却速率的增大，铁素体晶粒尺寸变小，同时，珠光体的形态也发生了变化，珠光体中的渗碳体由片层状变成短棒状或颗粒状，提高钢的强度和韧性。如图6所示可知，产生这种变化的原因是，采用UFC控冷工艺后，钢板轧后冷却速度加快，终冷温度降低，过冷度增大，部分奥氏体转变为细小先共析铁素体后，由于奥氏体中的碳扩散不充分，剩余的奥氏体区范围较大，但随着铁素体转变，富碳奥氏体越来越小，在冷却时没有足够的空间形成片层状结构，渗碳体只能生长成短棒状或小颗粒状分布在铁素体基体上。

参见图7，随着冷速的增大，析出物尺寸明显减小，析出物数量增加，因为大冷速可以抑制碳氮化物在奥氏体中的析出，使其尽可能在铁素体中细小弥散析出。

通过各组对比实验，我们找到了最佳工艺参数，即Ti目标含量为0.035％(整个过程中Mn含量基本未变，为0.85％)，终冷温度660℃，冷却速率59℃/s，并且每个工艺参数点均有详细的理论支撑。工业生产时，针对不同的规格，各个参数做出微小调整，便能满足要求。

因此，轧后尽快送到控冷系统，开冷温度按760℃控制，控制钢板轧制后尽量少发生奥氏体静态回复和少产生先共析铁素体。终冷温度控制在660℃，冷却速率控制在59℃/S。最后检验其屈服强度为400MPa，抗拉强度550MPa，A50延伸率25％，平均冲击功为165J,显微组织见附图8所示，其性能满足Q345B国家标准GB/T1591-2008技术条件。

上述为本发明较佳的实施方式，但本发明的实施方式并不受上述内容的限制，其他的任何未背离本发明的精神实质与原理下所作的改变、修饰、替代、块合、简化，均应为等效的置换方式，都包含在本发明的保护范围之内。

Claims

1.一种通过TMCP工艺生产Ti微合金化的Q345B钢种的方法，其特征在于，包括以下步骤：高温炉熔化铁水→铁水预处理→转炉冶炼→LF精炼→RH真空处理→薄板坯连铸→铸坯缓冷→加热炉加热→中厚板轧机轧制→快速冷却→检验→精整→入库；其中，

在铁水预处理过程中，在加入TI前需要进行脱氧；

在薄板坯连铸中，中包铁水过热度控制在25-45℃，拉速控制3.7-4.0m/min。

2.根据权利要求1所述的通过TMCP工艺生产Ti微合金化的Q345B钢种的方法，其特征在于，经过薄板坯连铸后得到的连铸坯中的各元素的占比为：C为0.07-0.10％，Si为0.2-0.35％，Mn为0.07-0.09％，Ti为0.008-0.015wt％，P<0.018％，S<0.006％，其余为Fe的特种钢。

3.根据权利要求1所述的通过TMCP工艺生产Ti微合金化的Q345B钢种的方法，其特征在于，将连铸坯缓冷后，将连铸坯送入到加热炉中加热，并延长均热段的加热时间，保证加热时间大于或等于150min，均热段温度为1200-1280℃，除鳞出口温度为1050-1100℃，连铸坯上下表面温度差不超过30℃。

4.根据权利要求1所述的通过TMCP工艺生产Ti微合金化的Q345B钢种的方法，其特征在于，中厚板轧机轧制过程中的粗轧采用大压下量开坯，保证前三道压下量不小于26mm，或者压下率不小于18％。

5.根据权利要求4所述的通过TMCP工艺生产Ti微合金化的Q345B钢种的方法，其特征在于，中厚板轧机轧制过程中的精轧开轧温度：当钢板的厚度<25mm时，温度为950-980℃；当钢板的厚度≥25mm时，温度为920-950℃。

6.根据权利要求5所述的通过TMCP工艺生产Ti微合金化的Q345B钢种的方法，其特征在于，中厚板轧机轧制过程中的终轧温度：当钢板的厚度<25mm时：温度为780-820℃；当钢板的厚度≥25mm时，温度为800-830℃。

7.根据权利要求1所述的通过TMCP工艺生产Ti微合金化的Q345B钢种的方法，其特征在于，在快速冷却过程中，开冷温度为750-800℃，终冷温度为620-680℃，冷却速率控制在45-60℃/S。

8.一种应用权利要求1-7任一项所述的通过TMCP工艺生产Ti微合金化的Q345B钢种的方法获得的Q345B钢种，其特征在于，所述Q345B钢种中的各元素的质量占比为：C为0.07-0.10％，Si为0.2-0.35％，Mn为0.07-0.09％，Ti为0.008-0.015wt％，P<0.018％，S<0.006％，其余为Fe的特种钢。