CN117344110A - 一种板宽方向变强度硬度带钢的制造方法及带钢 - Google Patents

一种板宽方向变强度硬度带钢的制造方法及带钢 Download PDF

Info

Publication number
CN117344110A
CN117344110A CN202210749211.XA CN202210749211A CN117344110A CN 117344110 A CN117344110 A CN 117344110A CN 202210749211 A CN202210749211 A CN 202210749211A CN 117344110 A CN117344110 A CN 117344110A
Authority
CN
China
Prior art keywords
strip steel
width direction
rapid cooling
strip
steel
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
CN202210749211.XA
Other languages
English (en)
Inventor
朱晓东
薛鹏
李伟
王俊峰
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.)
Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Original Assignee
Baoshan 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 Baoshan Iron and Steel Co Ltd filed Critical Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority to CN202210749211.XA priority Critical patent/CN117344110A/zh
Priority to PCT/CN2023/103153 priority patent/WO2024002155A1/zh
Publication of CN117344110A publication Critical patent/CN117344110A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • 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
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • 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
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • 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
    • C21D11/00—Process control or regulation for heat treatments
    • 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
    • C21D11/00—Process control or regulation for heat treatments
    • C21D11/005—Process control or regulation for heat treatments for cooling
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • 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
    • 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
    • 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
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of 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
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N

Abstract

本发明公开了一种板宽方向变强度硬度带钢的制造方法，其包括步骤：炼钢、精炼、连铸、轧制和连续退火，所述连续退火包括：加热保温、缓冷、快冷和过时效；其中，在快冷工序中，通过控制或设置沿带钢宽度方向设置的若干个冷却喷嘴，以使得：带钢沿板宽方向的不同区域的快冷开始温度不同和快冷终止温度不同，并且/或者带钢沿板宽方向的不同区域的快冷冷却速度不同；在过时效工序中，通过控制沿带钢宽度方向设置的若干个辅助加热模块，以使得：带钢沿板宽方向的不同区域的过时效平均温度不同。相应地，本发明还公开了一种由上述制造方法制备的带钢，其沿板宽方向具有变强度硬度的特性，具有良好应用前景。

Description

一种板宽方向变强度硬度带钢的制造方法及带钢
技术领域
本发明涉及一种钢材的制造方法，尤其涉及一种带钢的制造方法。
背景技术
近年来，随着汽车行业的迅猛发展，市场对于车辆的减重和安全性需求也随之变高。诸多汽车生产企业出于车辆的减重和安全性需要，要求使用更高强度的钢板，但随着钢板强度的增加，其塑性、韧性和成形性会发生下降。
在实际应用时，许多汽车零件的综合性能要求不同的部位或具有高强度、或具有高韧性，这就要求制备汽车零部件的钢板在不同的区域具有不同的性能。以图1这种汽车零部件为例，该汽车零部件设计并期望有两个不同的区域，即：高强度硬度区域和低强度硬度区域，当然在高强度硬度区域和低强度硬度区域中间具有一定宽度的过渡区域，其强度、硬度、韧性、塑性介于上述两个区域之间，并呈渐变式过渡。
然而，发明人研究发现，当前所制备的钢板在板宽、板长方向性能都是均匀的，在当前现有技术中，高强度钢板在实际制造时采用的均是沿板宽方向均一的工艺方案，其所获得的钢板也都是强度均一的钢板。
例如：公开号为US20040238082A1,公开日为2004年12月2日，名称为“高强度冷轧钢板及其制造方法”的美国专利文献介绍了一种扩孔性好的高强钢的制造方法，其化学成分为：C：0.04-0.1％,Si：0.5-1.5％,Mn：1.8-3％,P≤0.020％,S≤0.01％,Al：0.01-0.1％，N≤0.005％，其它为Fe和不可避免杂质组成。该钢板在Ar3-870℃之间热轧，620℃以下卷取，750-870℃退火，550-750℃开始快冷，快冷速率≥100℃/s，快冷终止温度低于300℃，最终获得抗拉强度在780Mpa以上，扩孔率至少为60％的冷轧高强钢。在该技术方案中，其采用的是均一的快速冷却工艺。
又例如：公开号为CN102822375A，公开日为2012年12月13日，名称为“超高强度冷轧钢板及其制造方法”的中国专利文献，公开了一种超高强度冷轧钢板及其制造方法，其化学成分为：C：0.05-0.4％，Si≤2.0％，Mn：1.0-3.0％，P≤0.05％，S≤0.02％，Al：0.01-0.05％，N≤0.05％。该钢在连续退火中，从Ac3，以20℃/s以上(气体冷却)的冷速，冷却到Ms点-Ms点+200℃范围，保持0.1-60s后，再以100℃/s以上的冷速(水冷)，冷却到100℃以下，最终能够得到抗拉强度1320MPa以上的高强钢。在该技术方案中，其制备的钢板的平坦度在10mm以下，且采用的是均一的快速冷却工艺。
再例如：公开号为CN102953002A，公开日为2013年3月6日，名称为“缝焊性优异的高强度钢板”的中国专利文献，公开了一种缝焊性优异的高强度钢板，其化学成分为：C：0.12-0.4％，Si：0.003-0.5％，Mn：0.01-1.5％，P：≤0.02％，S：≤0.01％，Al：0.032-0.15％，N：≤0.01％Ti：0.01-0.2％B：0.0001-0.001％，钢的组织为单一马氏体组织。该钢材的抗拉强度在1180MPa以上，且采用的同样是均一的快速冷却工艺。
上述相变强化高强度钢板及其制造方法，虽然分属不同的强度级别和采用不同的淬火工艺，但其共同点为采用的都是均一冷却的淬火工艺，最终获得的钢板都是均一性能的钢板，在钢板的轧制方向和宽度方向上的性能基本相同。
在现有技术中，为了使板材获得不同区域不同的性能特点，工业上常批量应用激光拼焊工艺对钢板进行拼焊。通过这种激光拼焊的工艺，可以将不同厚度和不同性能的钢板拼焊在一起，然后冲压成形，从而满足汽车零件不同区域不同性能的要求。
但是，采用这种激光拼焊不仅会进一步提高汽车零部件的生产成本，还会降低生产效率。同时，拼焊的焊缝是钢板的拼焊钢板的薄弱环节，其在成形时很容易开裂，并且也会降低零件的整体性，影响零件的服役性能。
由此，为了避免利用激光拼焊所带来的缺点，本发明期望获得一种新的带钢制造方法，以获得一种沿带钢板宽方向强度硬度差异化的钢板，其利用区域温度控制(包括温度、冷速)，可以实现冷轧钢带在板宽方向(横向)的强度硬度区域差异化控制，从而满足汽车零部件不同部位、区域不同性能的特殊性要求。利用该制造方法制备的带钢可以满足汽车零部件不同部位对强度和韧性差异化的需求，其比激光拼焊钢板的整体性好、成本低、生产效率高。
发明内容
本发明的目的之一在于提供一种板宽方向变强度硬度带钢的制造方法，该制造方法利用钢的相变强化原理，通过对钢板进行板宽方向的不同区域进行不同的热处理方法，可以使钢板在板宽方向上的不同区域获得不同性能，从而得到板宽方向变强度硬度的冷轧钢板或钢带，其可以有效应对汽车零部件不同区域对性能的不同要求，具有良好的推广前景和应用价值。
为了实现上述目的，本发明提供了一种板宽方向变强度硬度带钢的制造方法，其包括步骤：炼钢、精炼、连铸、轧制和连续退火，所述连续退火包括：加热保温、缓冷、快冷和过时效；
在快冷工序中，通过控制或设置沿带钢宽度方向设置的若干个冷却喷嘴，以使得：带钢沿板宽方向的不同区域的快冷开始温度不同和快冷终止温度不同，并且/或者带钢沿板宽方向的不同区域的快冷冷却速度不同；
在过时效工序中，通过控制沿带钢宽度方向设置的若干个辅助加热模块，以使得：带钢沿板宽方向的不同区域的过时效平均温度不同。
本发明所设计的这种制造方法可以用于制备冷轧带钢产品，也可用于制备热轧酸洗的产品。在实际应用时，相变强化冷轧钢板的制造过程可以包括：炼钢、精炼、连铸、轧制和连续退火。其中，当制备冷轧带钢产品时，其轧制可以进一步包括热轧、酸洗和冷轧以获得冷轧板。
当然，在某些实施方式中，轧制工艺也可仅进行热轧，以轧制获得热轧板，并经过酸洗去除表面的氧化皮，不进行冷轧，即可用于连续退火。
需要注意的是，在本发明中，连续退火工艺是最为关键的工序。在连续退火的过程中，奥氏体能够转变成为马氏体或者贝氏体，从而得到硬化。
在当前现有技术中，其采用的是常规退火工序，且钢板沿板宽方向的温度是基本一致的，在冷却介质的冷却下，其以同样的冷却速度冷却到同样的淬火终止温度结束快冷，并且在回火阶段中，沿板宽方向的回火温度也是一样的。这种连续退火工艺最终得到的热处理钢板的力学性能也基本是均匀的，其在板宽方向的工艺和性能虽然存在少量差异，但实际上也是因工艺控制精度的局限性所导致的。
而不同于上述现有技术，本发明为了满足汽车零部件不同部位对高强钢的强度、韧性和成形性的区别性要求，发明人利用相变强化的原理，设计了沿板宽方向的非对称式热处理工艺技术，从而获得沿钢板板宽方向不同区域的差异化力学性能，其对连续退火工艺进行了重新设计，且具体思路和措施如下：
(1)在本发明中，发明人针对快冷工序进行了优化设计，其沿钢板的板宽方向对板材的快冷进行了分区控制。在快冷工序中，通过控制或设置沿带钢宽度方向设置的若干个冷却喷嘴，以使得：带钢沿板宽方向的不同区域的快冷开始温度不同和快冷终止温度不同，并且/或者控制带钢沿板宽方向的不同区域的快冷冷却速度不同。
当制备的带钢进入快冷段工序后，可以将沿带钢宽度方向设置在钢板两面的若干个冷却喷嘴按模块化控制，利用这些冷却喷嘴，对钢板进行冷却，并调节钢板沿板宽方向不同区域的快冷开始温度、快冷终止温度以及快冷速度。
在实际控制冷却喷嘴时，先开启冷却的快冷开始温度高，后开启冷却的快冷开始温度低。在钢板上，快冷开始温度高的区域，强度高，快冷开始温度低的区域，强度低韧性好，从而在带钢的板宽方向形成不同的力学性能差异。
相应地，在快冷工序中，先关闭冷却的快冷终止温度高，后关闭冷却的快冷终止温度低。在钢板上，快冷终止温度高的区域，强度低，快冷终止温度低的区域强度高，从而在带钢的板宽方向形成不同的力学性能差异。
此外，需要说明的是，在带钢进入快冷段工序后，本发明对钢板不同区域的冷却速度还进行了差异化控制。在快冷时，即使钢板沿板宽方向开始快冷的温度相同，快冷终止的时间也相同，但通过控制钢板在沿板宽方向不同区域开启的冷却喷嘴的密度不同，也会导致冷却速度出现差异，钢板沿板宽不同区域存在冷却速度快和冷却速度慢的不同区域，也可以实现强化相如马氏体/贝氏体含量的差异，最终导致钢板不同区域强度的差异。
另外，冷却速度的差异还可以通过不同冷却模块的喷嘴喷出的冷却介质的量和速度来实现调节。在一些实施方式下，冷却速度的差异同时会导致快冷终止温度的差异。
(2)在本发明中，发明人还针对过时效工序进行了优化设计，其针对带钢沿板宽方向的不同区域的过时效(回火)温度的进行了差异化控制。
在本发明所述的制造方法中，带钢在进入过时效段后，可以采用常规的炉温控制实现带钢基础的过时效温度。同时，在带钢沿板宽方向布置分区控制的辅助加热模块，通过不同区域的辅助加热模块的开启实现局部区域的升温。而不开启辅助加热模块的区域则保持着基础的过时效温度，从而使带钢沿板宽方向的不同区域的过时效平均温度不同，最终形成力学性能的差异。
由此，基于上述针对钢板沿板宽方向的不同区域的差异化热处理技术的使用，可以造成钢板不同区域的差异化热处理效果，从而使钢板沿板宽方向的不同区域具备不同的强度和塑性等性能。
综上所述可以看出，本发明的这种制造方法其利用区域温度控制(包括温度、冷速)，可以实现冷轧钢带在板宽方向(横向)的强度(硬度)区域差异化控制，从而满足汽车零部件不同部位、区域不同性能的特殊性要求。
需要说明的是，在实际应用时，本发明所设计的这种不同区域差异化热处理技术不仅适用于冷轧钢板或钢带，也同样适用于热轧酸洗的钢板或钢带。
进一步地，在本发明所述的板宽方向变强度硬度带钢的制造方法中，带钢沿板宽方向的不同区域的快冷开始温度的温度差为20-100℃。快冷开始温度的温差可能遗传到下一工艺参数，导致不同区域的快冷终止温度出现温差。
在本发明上述技术方案中，可以优选地将带钢沿板宽方向的不同区域的快冷开始温度的温度差控制在20-100℃之间。这是因为：当温度差低于20℃时，带钢沿板宽方向的不同区域的强度差异不够明显；而当温度差高于100℃时，则快冷开始温度较低的区域的整体强度过低，其在多数情况下并没有适用的实际应用场景。
进一步地，在本发明所述的板宽方向变强度硬度带钢的制造方法中，带钢沿板宽方向的不同区域的快冷终止温度的温度差为30-250℃。
在本发明上述技术方案中，可以优选地将带钢沿板宽方向的不同区域的快冷终止温度的温度差控制在30-250℃之间。这是因为：当温度差低于30℃时，带钢沿板宽方向的不同区域的强度差异不够明显；而当温度差高于250℃时，快冷终止温度较高的区域的整体强度过低，其可能没有适用的实际应用情况。
当然，在一些优选的实施方式中，为了获得更优的实施效果，可以进一步将带钢沿板宽方向的不同区域的快冷终止温度的温度差控制在40-200℃之间。
进一步地，在本发明所述的板宽方向变强度硬度带钢的制造方法中，带钢沿板宽方向的不同区域的快冷终止温度的温度差为40-200℃。
进一步地，在本发明所述的板宽方向变强度硬度带钢的制造方法中，带钢沿板宽方向的不同区域的快冷冷却速度的差为10-200℃/s。不同区域的快冷速度差异会遗传到下一工艺参数，可能导致不同区域快冷终止温度的差异。
在本发明上述技术方案中，可以优选地将带钢沿板宽方向的不同区域的快冷冷却速度的差值控制在10-200℃/s之间。这是因为：当差值低于10℃/s时，带钢沿板宽方向的不同区域的强度差异不够明显；而当差值高于200℃/s时，则容易导致带钢沿板宽方向的不同区域的强度差异过大，可能没有实际的应用意义。
进一步地，在本发明所述的板宽方向变强度硬度带钢的制造方法中，带钢沿板宽方向的不同区域的过时效平均温度的温度差为20-200℃。过时效平均温度以过时效段入口和出口带钢温度均值为代表。
在本发明上述技术方案中，在过时效工艺中，可以优选地将带钢沿板宽方向的不同区域的过时效平均温度的温度差控制在20-200℃。这是因为：当温度差低于20℃时，沿带钢板宽方向的不同区域的温度差异不够大，其会造成强度差异不够明显；而当温度差高于200℃时，则辅助加热模块的投资成本和能源消耗过大，不够经济实用。
相应地，在一些优选的实施方式中，为了获得更优的实施效果，可以进一步将带钢沿板宽方向的不同区域的过时效平均温度的温度差控制在40-150℃之间。
进一步地，在本发明所述的板宽方向变强度硬度带钢的制造方法中，带钢沿板宽方向的不同区域的过时效平均温度的温度差为40-150℃。
上述快冷开始温度、快冷终止温度、快冷速度、过时效平均温度等工艺参数，都是实现差异化控制的重要工艺参数。按照上述差异化控制范围，只需对任何一个参数按差异化控制(其它参数可以不加特殊控制，数值相同或按照参数间的遗传关系自然得到)，就能起到钢板横向性能的差异化控制的目的。也可以同时使用两个或以上的参数进行差异化控制，但此时，只需其中一个主要参数按照上述差异化范围进行控制，其它的就不一定必须按照上述差异化范围执行。一般需要降低这些其它参数的差异大小，以避免钢板沿板宽方向的性能差异过大。
进一步地，在本发明所述的板宽方向变强度硬度带钢的制造方法中，所述快速冷却的冷却介质为下述各项的至少其中之一：气水混合冷却介质、体积分数为10-75％的H2+N2、体积分数低于10％的H2+N2。
在本发明所设计的这种制造方法中，在实际应用时，快速冷却的冷却方式可以具体选用为：水雾冷却(冷却介质为气水混合冷却介质)、高氢气体冷却(冷却介质为体积分数为10-75％的H2+N2)或高速喷气冷却(冷却介质为体积分数低于10％的H2+N2)。
进一步地，在本发明所述的板宽方向变强度硬度带钢的制造方法中，带钢含有质量百分含量为0.06-0.3wt％的C，0＜B≤0.004wt％；以及Si、Mn、Cr、Mo、Al、N。
在本发明的这种技术方案中，在化学成分方面，为了使钢材具有一定淬硬性，从而符合相变强化的条件，可以优选地控制带钢含有质量百分含量为0.06-0.3wt％的C；以及Si、Mn、Cr、Mo，以获得良好的沿板宽方向区域强度差异化的高强度带钢产品。
在本发明中，C元素可以通过影响马氏体硬度来提高钢材的强度。当钢中含碳量过低时，马氏体无法淬硬，或者淬火后强度本身较低，其韧塑性矛盾不突出；而当钢中含碳量过高时，其马氏体越硬，韧性过低且发生延迟开裂的倾向越大。因此，在实际设计时，可以优选地将C元素的质量百分含量控制在0.06-0.3wt％之间，以获得良好的板宽方向变强度硬度效果。
进一步地，在本发明板宽方向变强度硬度带钢的制造方法中：
当0＜B＜0.0005wt％时，Cr+Mn+Mo≤3.5wt％；
当B：0.0005-0.004wt％时，Cr+Mn+Mo≤3.0％。
进一步地，在本发明所述的板宽方向变强度硬度带钢的制造方法中：
在0＜B＜0.0005wt％的情况下，当带钢中Mn、Cr、Mo的总质量百分含量位于1.4-2.5wt％之间时，所述快速冷却的冷却介质可采用气水混合冷却介质；
在0＜B＜0.0005wt％的情况下，当带钢中Mn、Cr、Mo的总质量百分含量位于1.7-3.0wt％之间时，所述快速冷却的冷却介质可采用体积分数为10-75％的H2+N2；
在0＜B＜0.0005wt％的情况下，当带钢中Mn、Cr、Mo的总质量百分含量位于2.0-3.5wt％之间时，所述快速冷却的冷却介质可采用体积分数低于10％的H2+N2。
在B：0.0005-0.004wt％的情况下，当带钢中Mn、Cr、Mo的总质量百分含量位于1.0-2.2wt％之间时，所述快速冷却的冷却介质可采用气水混合冷却介质；
在B：0.0005-0.004wt％的情况下，当带钢中Mn、Cr、Mo的总质量百分含量位于1.5-2.7wt％之间时，所述快速冷却的冷却介质可采用体积分数为10-75％的H2+N2；
在B：0.0005-0.004wt％的情况下，当带钢中Mn、Cr、Mo的总质量百分含量位于1.8-3.0wt％之间时，所述快速冷却的冷却介质可采用体积分数低于10％的H2+N2。
进一步地，在本发明所述的板宽方向变强度硬度带钢的制造方法中，带钢还含有Nb、V、Ti、Zr中的一种或几种。
进一步地，在本发明所述的板宽方向变强度硬度带钢的制造方法中，V+Ti+Nb+Zr≤0.2wt％。
需要说明的是，在实际操作时，带钢除了含有上述元素以外，钢中还可含有P、S、N等杂质或残留元素。
进一步地，在本发明所述的板宽方向变强度硬度带钢的制造方法中，通过控制沿带钢宽度方向设置的若干个冷却喷嘴的开启和关闭时间不同，以使得带钢沿板宽方向的不同区域的快冷开始温度不同和快冷终止温度不同；通过沿带钢宽度方向设置的冷却喷嘴的密度不同或者各冷却喷嘴喷出的冷却介质的量和/或速度，以使带钢沿板宽方向的不同区域的快冷冷却速度不同。
相应地，本发明的另一目的在于提供一种板宽方向变强度硬度带钢，该板宽方向变强度硬度带钢可以基于本发明上述的制造方法进行制备，其具有良好的应用前景。
相较于现有技术，本发明所述的板宽方向变强度硬度带钢的制造方法具有如下所述的优点以及有益效果：
本发明开发了一种新的板宽方向变强度硬度带钢的制造方法，其是利用钢的相变强化原理，通过对钢板板宽方向的不同区域进行不同的热处理方法，可以得到区域差异化的力学性能，从而得到板宽方向变强度的钢板，使之沿板宽方向具有一边区域强度、硬度高；另一边区域塑性、韧性好的优点，并且区域的大小和分布可以较为灵活的调节。此外，需要说明的是，在上述的强度、硬度高的区域和塑性、韧性好的区域之间，会存在一定宽度的过渡区域，其强度、硬度、韧性、塑性介于上述两个区域之间，并呈渐变式过渡。
在现有技术中，现有的冷轧钢板或钢带具有强度均一的特点，即板宽方向(横向，垂直于轧制方向)、钢板长度方向(纵向，平行于轧制方向)的不同区域的强度、硬度相同。
本发明所设计的这种带钢最重要的特点就是横向变强度硬度，即钢板的横向(垂直于轧制方向的板宽的方向)不同区域具有不同的强度硬度，从钢板宽度的一个区域到钢板宽度的另外一个区域，强度硬度可能存在一定的渐变式过渡。这种沿板宽方向变强度硬度的钢板的强度较高区域在冲压后，可以满足零件高负载能力的用途；而沿板宽方向强度硬度较低的区域在冲压后，可以满足零件高韧性的用途。并且，在钢板的高强度和低强度的过渡区域的强度适中、韧性较高，该冷轧钢板能够适于需要汽车零部件不同部位对强度和韧性差异化的需求，其比激光拼焊钢板的整体性好、成本低、生产效率高。
该板宽方向变强度硬度带钢的工艺实现方式为，利用相变强化钢淬火硬化的特点，在连续退火中，沿带钢板宽方向的不同区域采用差别化的温度控制和冷却工艺，其包括的冷却开始温度不同，冷却速度存在的差异，快冷终止温度所存在的差异，以及过时效(回火)平均温度所存在的差异，以及上述有差别冷却工艺的组合，从而使沿钢板板宽方向的不同区域获得不同的强化、硬化效果，得到板宽方向变强度硬度的性能分布。这种板宽方向变强度硬度的冷轧钢板，适用于对强度、硬度和塑性、成形性有差异性要求的苛刻的应用场合，其产品可以分区域提供高强度、高成形性和高韧性的组合。
综上所述可以看出，本发明的这种制造方法其利用区域温度控制(包括温度、冷速)，可以实现冷轧钢带在板宽方向(横向)的强度硬度区域差异化控制，从而满足汽车零部件不同部位、区域不同性能的特殊性要求。
附图说明
图1示意性地显示了一种汽车零部件所期望的两个不同强度硬度的区域。
图2示意性地显示了实施例1的带钢在快冷工序所进行的区域1和区域2的差异化控制。
图3示意性地显示了实施例1的带钢在过时效工序所进行的区域1和区域2的差异化控制。
图4示意性地显示了在一种实施方式下沿板宽方向对带钢的快冷开始温度进行的差异化控制。
图5示意性地显示了在另一种实施方式下沿板宽方向对带钢的快冷开始温度进行的差异化控制。
图6示意性地显示了在又一种实施方式下沿板宽方向对带钢的快冷开始温度进行的差异化控制。
图7示意性地显示了在一种实施方式下沿板宽方向对带钢的快冷终止温度进行的差异化控制。
图8示意性地显示了在另一种实施方式下沿板宽方向对带钢的快冷终止温度进行的差异化控制。
图9示意性地显示了在又一种实施方式下沿板宽方向对带钢的快冷终止温度进行的差异化控制。
图10示意性地显示了在一种实施方式下沿板宽方向对带钢的快冷冷却速度进行的差异化控制。
图11示意性地显示了在另一种实施方式下沿板宽方向对带钢的快冷冷却速度进行的差异化控制。
图12示意性地显示了在又一种实施方式下沿板宽方向对带钢的快冷冷却速度进行的差异化控制。
图13示意性地显示了在一种实施方式下沿板宽方向对带钢的过时效平均温度进行的差异化控制。
图14示意性地显示了在另一种实施方式下沿板宽方向对带钢的过时效平均温度进行的差异化控制。
图15示意性地显示了在又一种实施方式下沿板宽方向对带钢的过时效平均温度进行的差异化控制。
具体实施方式
下面将结合具体的实施例对本发明所述的板宽方向变强度硬度带钢的制造方法及带钢做进一步的解释和说明，然而该解释和说明并不对本发明的技术方案构成不当限定。
实施例1-7
在本发明中，发明人设计了七个实施例进行具体说明，其对这七个实施例的化学成分以及相关制造工艺进行了具体设计。
实施例1-7的带钢的化学成分参见下述表1-1和表1-2，表1-1和表1-2列出了实施例1-7的带钢的化学成分。
表1.(wt％，余量为Fe和除P、S、N以外其他的不可避免的杂质)
从上述表1可以看出，就钢种的化学成分设计而言，实施例1所选用的是钢号A0；实施例2和实施例3所选用的是钢号A1；实施例4、实施例5和实施例6所选用的均是钢号A2；实施例7所选用的均是钢号A3。
相应地，在本发明中，本发明所述的实施例1-7的带钢均采用以下步骤制得：
(1)按照上述表1所示的化学成分采用常规的加工工艺进行炼钢、精炼、连铸，以获得连铸坯。而后再采用常规的加工工艺对制备的连铸坯进行热轧、酸洗和冷轧后即可获得厚度为1.4mm钢板。
(2)退火：对冷轧后的钢板进行退火，退火过程具体包括加热保温、缓冷、快冷和过时效(回火)工序；其中缓冷过程衔接保温和快冷过程，缓冷段的冷却起点和保温温度相同，冷却终点和快冷开始温度相同，缓冷的冷却速率≤20℃/s。
在快冷工序中，通过控制或设置沿带钢宽度方向设置的若干个冷却喷嘴，利用设置在带钢两面的冷却喷嘴喷射冷却介质，以使得：带钢沿板宽方向的不同区域的快冷开始温度不同和快冷终止温度不同，并且/或者带钢沿板宽方向的不同区域的快冷冷却速度不同；其中，将带钢沿板宽方向的不同区域的快冷开始温度的温度差控制为20-100℃；并控制带钢沿板宽方向的不同区域的快冷终止温度的温度差为30-250℃，优选可以控制为40-200℃；同时，将带钢沿板宽方向的不同区域的快冷冷却速度的差控制为10-200℃/s。
在过时效(回火)工序中，通过控制沿带钢宽度方向设置的若干个辅助加热模块，实现局部区域的升温，以使得：带钢沿板宽方向的不同区域的过时效平均温度不同；其中，将带钢沿板宽方向的不同区域的过时效平均温度控制为20-200℃，当然优选可以控制为40-150℃。
(3)平整。
在本发明中，本发明所述实施例1-7的带钢的化学元素成分和相关工艺设计均满足本发明设计规范要求。
需要注意的是，在进行步骤(2)的退火工艺时，针对经冷轧后制备的实施例1-7的带钢，沿带钢的宽度方向，对这些带钢划分成了两个区域，即：区域1和区域2。并分别对区域1和区域2采用不同的快冷工序和过时效工序，以实现区域差异化热处理工艺控制。实施例1-7的带钢所采用的详细的退火工艺参数列于下述表2-1和2-2之中。
表2-1和表2-2列出了实施例1-7的带钢在上述退火工艺中的关键工艺过程参数。
表2-1.
表2-2.
从上述表2-1和表2-2不难看出，在制备实施例1-7的带钢时，在进行退火工艺时，针对沿带钢板宽方向划分的区域1和区域2，采用了不同快冷工序和过时效工序，以实现区域差异化热处理工艺控制。
相应地，发明人对上述实施例1-7的工艺参数差异化进行了说明，即在实施例1中，主控参数为快冷开始温度，进而导致快冷终止温度差异；在实施例2中，主控参数为快冷开始温度，进而导致快冷终止温度差异；在实施例3中，主控参数为快冷终止温度；在实施例4中，主控参数为快冷终止温度；在实施例5中，主控参数为快冷速度，并且快冷速度的差异会遗传导致快冷终止温度的差异；在实施例6中，主控参数为快冷开始温度和快冷速度，其会遗传导致快冷终止温度的差异；在实施例7中，主控参数为快冷速度，快冷速度的差异会遗传导致快冷终止温度的差异。
为了验证所得的带钢最终是否能够获得区域差异化的力学性能，发明人将得到的成品实施例1-7的带钢进行了取样，并针对实施例1-7的带钢板宽方向的区域1和区域2分别进行各项性能测试，并将最终所得的测试结果列于表3中。
相关性能检测手段如下所述：
拉伸试验：按照GB/T3076-1982金属薄板拉伸试验方法，以测试获得实施例1-7的带钢在室温下区域1和区域2的屈服强度、抗拉强度和总延伸率。
表3列出了实施例1-7的带钢沿板宽方向的区域1和区域2的力学性能测试结果。
表3.
由表3可以看出，在实施例1-7的带钢中，带钢沿板宽方向的区域1的屈服强度在625-1080MPa之间，其抗拉强度在990-1290MPa之间，总延伸率在10-15％之间；而不同于上述区域1，带钢沿板宽方向的区域2的屈服强度在350-400MPa之间，其抗拉强度在540-680MPa之间，总延伸率在25-30％之间。
将实施例1-7的带钢的区域1和区域2的力学性能进行对比不难发现，按照本发明的这种制造工艺可以制造出沿板宽方向的区域差异化强度分布的高强度带钢。
需要说明的是，在实际应用时，并不仅局限于上述实施例1-7所制备的冷轧钢板，某些实施方式中，也可以不进行冷轧而直接获得热轧钢带。
图2示意性地显示了实施例1的带钢在快冷工序所进行的区域1和区域2的差异化控制。
图3示意性地显示了实施例1的带钢在过时效工序所进行的区域1和区域2的差异化控制。
如图2和图3所示，在实施例1的冷轧钢带中，带钢经800℃加热和缓冷后进入快冷区域。区域1的带钢在670℃开始快冷，冷却速率50℃/s，冷却到270℃到达快冷段出口；区域2的带钢稍晚开始快冷，开始快冷的温度为650℃，在开始快冷之前，区域2的带钢受所处环境的影响，以较慢的速率(≤15℃/s)冷却。区域2的带钢冷却速度也是50℃/s，由于快冷开始较晚，因此带钢到达快冷出口时，区域2的温度约为350℃。
相应地，在带钢进入过时效段时，过时效段的炉温调整至维持区域1带钢温度，而区域2的带钢温度较高，炉温不足以维持带钢温度，此时开启辅助加热模块补充热量。最终，区域1的过时效入口和出口平均温度分别为270℃和260℃；区域2的过时效入口和出口平均温度分别为350℃和270℃。最终可以获得一种区域1具有高强度、区域2具有高塑性的带钢。
图4示意性地显示了在一种实施方式下沿板宽方向对带钢的快冷开始温度进行的差异化控制。
图5示意性地显示了在另一种实施方式下沿板宽方向对带钢的快冷开始温度进行的差异化控制。
图6示意性地显示了在又一种实施方式下沿板宽方向对带钢的快冷开始温度进行的差异化控制。
从上述图4-图6可以看出，根据汽车零部件需求，大致分为但不限于以下三种：(a)如图4所示，沿带钢板宽方向分两个区域，两个区域的强度、硬度不同；(b)如图6所示，沿带钢板宽方向分三个区域，中间区域的强度、硬度较高，而两边的两个区域的硬度较低，强度硬度较低的两个区域的强度、硬度可以相同，也可以存在着一定差异；(c)如图5所示，沿钢板横向分三个区域，中间区域的强度、硬度较低，而两边的两个区域的硬度较高。强度硬度较高的两个区域的强度、硬度可以相同，也可以存在着一定差异；上述强度硬度不同的区域的大小可以根据应用的需要，任意改变。
图4-图6所示为通过控制快冷段入口端的前一个或几个冷却喷嘴模块的开启或关闭，实现带钢板宽方向的快冷开始温度的差异化来控制不同区域不同强度的三个实例。
从图4-图6分别为：一侧快冷开始温度高一侧快冷开始温度低、中间快冷开始温度高两侧快冷开始温度低、中间快冷开始温度低两侧快冷开始温度高的横向差异。最终从图4-图6分别可以获得与上述工艺对应的：一侧强度高一侧塑性好、中间强度高两侧塑性好、中间塑性好两侧强度高的横向性能差异。
图7示意性地显示了在一种实施方式下沿板宽方向对带钢的快冷终止温度进行的差异化控制。
图8示意性地显示了在另一种实施方式下沿板宽方向对带钢的快冷终止温度进行的差异化控制。
图9示意性地显示了在又一种实施方式下沿板宽方向对带钢的快冷终止温度进行的差异化控制。
图7-图9所示为通过控制快冷段出口端的一个或几个冷却喷嘴模块的开启或关闭，实现带钢板宽方向的快冷终止温度的差异化来控制不同区域不同强度的三个实例。
从图7-图9分别为：一侧快冷终止温度低一侧快冷终止温度高、中间快冷终止温度高两侧快冷终止温度低、中间快冷终止温度低两侧快冷终止温度高的横向差异。最终从图7-图9分别可以获得与上述工艺对应的：一侧强度高一侧塑性好、中间塑性好两侧强度高、中间强度高两侧塑性好的横向性能差异。
图10示意性地显示了在一种实施方式下沿板宽方向对带钢的快冷冷却速度进行的差异化控制。
图11示意性地显示了在另一种实施方式下沿板宽方向对带钢的快冷冷却速度进行的差异化控制。
图12示意性地显示了在又一种实施方式下沿板宽方向对带钢的快冷冷却速度进行的差异化控制。
图10-图12所示为通过控制快冷段中间的一个或几个冷却喷嘴模块的开启或关闭，实现带钢板宽方向的快冷速度的差异化来控制不同区域不同强度的三个实例。从图10-图12分别为一侧快冷速度高一侧快冷速度低、中间快冷速度低两侧快冷速度高、中间快冷速度高两侧快冷速度低的横向差异。最终从图10-图12分别可以获得与上述工艺对应的：一侧强度高一侧塑性好、中间塑性好两侧强度高、中间强度高两侧塑性好的横向性能差异。
图13示意性地显示了在一种实施方式下沿板宽方向对带钢的过时效平均温度进行的差异化控制。
图14示意性地显示了在另一种实施方式下沿板宽方向对带钢的过时效平均温度进行的差异化控制。
图15示意性地显示了在又一种实施方式下沿板宽方向对带钢的过时效平均温度进行的差异化控制。
图13-图15所示为通过控制过时效段加热模块的开启或关闭，实现带钢板宽方向的过时效平均温度的差异化来控制不同区域不同强度的三个实例。
从图13-图15分别为：一侧加热模块关闭另一侧则开启、中间加热模块开启两侧则关闭、中间加热模块关闭而两侧加热模块开启。最终从图13-图15分别可以获得与上述工艺对应的：一侧强度高一侧塑性好、中间塑性好两侧强度高、中间强度高两侧塑性好的横向性能差异。过时效段辅助加热模块的开启形式应和快冷段的冷却模式相对应，以取得较好的效果。
例如，如果快冷段采用的是如图11所示的中间区域低快冷速度，两侧高快冷速度，过时效段则相应应按图14的模式开启中间辅助加热模块，以进一步提高中间区域的塑性。当然也可以按图15的模式开启两侧的辅助加热模块，调节板宽方向两侧和中间的性能差异。
需要说明的是，本案中各技术特征的组合方式并不限本案权利要求中所记载的组合方式或是具体实施例所记载的组合方式，本案记载的所有技术特征可以以任何方式进行自由组合或结合，除非相互之间产生矛盾。
还需要注意的是，以上所列举的实施例仅为本发明的具体实施例。显然本发明不局限于以上实施例，随之做出的类似变化或变形是本领域技术人员能从本发明公开的内容直接得出或者很容易便联想到的，均应属于本发明的保护范围。

Claims (15)

1.一种板宽方向变强度硬度带钢的制造方法，其包括步骤：炼钢、精炼、连铸、轧制和连续退火，所述连续退火包括：加热保温、缓冷、快冷和过时效；其特征在于：
在快冷工序中，通过控制或设置沿带钢宽度方向设置的若干个冷却喷嘴，以使得：带钢沿板宽方向的不同区域的快冷开始温度不同和快冷终止温度不同，并且/或者带钢沿板宽方向的不同区域的快冷冷却速度不同；
在过时效工序中，通过控制沿带钢宽度方向设置的若干个辅助加热模块，以使得：带钢沿板宽方向的不同区域的过时效平均温度不同。
2.如权利要求1所述的板宽方向变强度硬度带钢的制造方法，其特征在于，带钢沿板宽方向的不同区域的快冷开始温度的温度差为20-100℃。
3.如权利要求1所述的板宽方向变强度硬度带钢的制造方法，其特征在于，带钢沿板宽方向的不同区域的快冷终止温度的温度差为30-250℃。
4.如权利要求3所述的板宽方向变强度硬度带钢的制造方法，其特征在于，带钢沿板宽方向的不同区域的快冷终止温度的温度差为40-200℃。
5.如权利要求1所述的板宽方向变强度硬度带钢的制造方法，其特征在于，带钢沿板宽方向的不同区域的快冷冷却速度的差为10-200℃/s。
6.如权利要求1所述的板宽方向变强度硬度带钢的制造方法，其特征在于，带钢沿板宽方向的不同区域的过时效平均温度的温度差为20-200℃。
7.如权利要求6所述的板宽方向变强度硬度带钢的制造方法，其特征在于，带钢沿板宽方向的不同区域的过时效平均温度的温度差为40-150℃。
8.如权利要求1所述的板宽方向变强度硬度带钢的制造方法，其特征在于，所述快速冷却的冷却介质为下述各项的至少其中之一：气水混合冷却介质、体积分数为10-75％的H2+N2、体积分数低于10％的H2+N2。
9.如权利要求1所述的板宽方向变强度硬度带钢的制造方法，其特征在于，带钢含有质量百分含量为0.06-0.3wt％的C，0＜B≤0.004wt％；以及Si、Mn、Cr、Mo、Al、N。
10.如权利要求9所述的板宽方向变强度硬度带钢的制造方法，其特征在于：
当0＜B＜0.0005wt％时，Cr+Mn+Mo≤3.5wt％；
当B：0.0005-0.004wt％时，Cr+Mn+Mo≤3.0％。
11.如权利要求10所述的板宽方向变强度硬度带钢的制造方法，其特征在于：
在0＜B＜0.0005wt％的情况下，当带钢中Mn、Cr、Mo的总质量百分含量位于1.4-2.5wt％之间时，所述快速冷却的冷却介质采用气水混合冷却介质；
在0＜B＜0.0005wt％的情况下，当带钢中Mn、Cr、Mo的总质量百分含量位于1.7-3.0wt％之间时，所述快速冷却的冷却介质采用体积分数为10-75％的H2+N2；
在0＜B＜0.0005wt％的情况下，当带钢中Mn、Cr、Mo的总质量百分含量位于2.0-3.5wt％之间时，所述快速冷却的冷却介质采用体积分数低于10％的H2+N2；
在B质量百分含量为0.0005-0.004wt％的情况下，当带钢中Mn、Cr、Mo的总质量百分含量位于1.0-2.2wt％之间时，所述快速冷却的冷却介质采用气水混合冷却介质；
在B质量百分含量为0.0005-0.004wt％的情况下，当带钢中Mn、Cr、Mo的总质量百分含量位于1.5-2.7wt％之间时，所述快速冷却的冷却介质采用体积分数为10-75％的H2+N2；
在B质量百分含量为0.0005-0.004wt％的情况下，当带钢中Mn、Cr、Mo的总质量百分含量位于1.8-3.0wt％之间时，所述快速冷却的冷却介质可采用体积分数低于10％的H2+N2。
12.如权利要求9所述的板宽方向变强度硬度带钢的制造方法，其特征在于，带钢还含有Nb、V、Ti、Zr中的一种或几种。
13.如权利要求12所述的板宽方向变强度硬度带钢的制造方法，其特征在于，V+Ti+Nb+Zr≤0.2wt％。
14.如权利要求1所述的板宽方向变强度硬度带钢的制造方法，其特征在于，通过控制沿带钢宽度方向设置的若干个冷却喷嘴的开启和关闭时间不同，以使得带钢沿板宽方向的不同区域的快冷开始温度不同和快冷终止温度不同；通过沿带钢宽度方向设置的冷却喷嘴的密度不同或者各冷却喷嘴喷出的冷却介质的量和/或速度，以使带钢沿板宽方向的不同区域的快冷冷却速度不同。
15.一种板宽方向变强度硬度带钢，其采用如权利要求1-14中任意一项所述的制造方法制得。
CN202210749211.XA 2022-06-28 2022-06-28 一种板宽方向变强度硬度带钢的制造方法及带钢 Pending CN117344110A (zh)

Priority Applications (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202210749211.XA CN117344110A (zh) 2022-06-28 2022-06-28 一种板宽方向变强度硬度带钢的制造方法及带钢
PCT/CN2023/103153 WO2024002155A1 (zh) 2022-06-28 2023-06-28 一种板宽方向变强度硬度带钢的制造方法及带钢

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202210749211.XA CN117344110A (zh) 2022-06-28 2022-06-28 一种板宽方向变强度硬度带钢的制造方法及带钢

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN117344110A true CN117344110A (zh) 2024-01-05

Family

ID=89365529

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202210749211.XA Pending CN117344110A (zh) 2022-06-28 2022-06-28 一种板宽方向变强度硬度带钢的制造方法及带钢

Country Status (2)

Country Link
CN (1) CN117344110A (zh)
WO (1) WO2024002155A1 (zh)

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5739119A (en) * 1980-08-21 1982-03-04 Nippon Steel Corp Preparation of steel plate
JPS60194022A (ja) * 1984-03-16 1985-10-02 Nippon Kokan Kk <Nkk> 連続熱処理工程におけるストリツプの冷却方法及び装置
CN201436303U (zh) * 2009-07-22 2010-04-07 宝山钢铁股份有限公司 一种用于不同冷却速度的喷冷装置
KR101376565B1 (ko) * 2011-12-15 2014-04-02 (주)포스코 연속 소둔라인 급냉대의 스트립 온도제어 방법 및 장치
CN106086648B (zh) * 2016-07-22 2017-10-24 大连理工大学 一种实现具有trip效应的中锰钢件性能梯度分布的方法
CN112126757A (zh) * 2019-06-24 2020-12-25 宝山钢铁股份有限公司 一种厚向变强度硬度冷轧带钢及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
WO2024002155A1 (zh) 2024-01-04

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN107619993B (zh) 屈服强度750MPa级冷轧马氏体钢板及其制造方法
CN108823507B (zh) 一种抗拉强度800MPa级热镀锌高强钢及其减量化生产方法
CN110093552B (zh) 一种焊接性能优异的高强塑积q＆p钢板及其制备方法
CN109023036B (zh) 一种超高强热轧复相钢板及生产方法
CN102181790B (zh) 抗拉强度1300MPa级汽车安全件用钢及其生产方法
CA2725210C (en) Method for producing a formed steel part having a predominantly ferritic-bainitic structure
CN113416890B (zh) 高扩孔高塑性980MPa级冷轧连退钢板及其制备方法
CN106119692A (zh) 用中薄板坯直接轧制的抗拉强度≥1500MPa热成形钢及生产方法
CN106119694A (zh) 用中薄板坯直接轧制的抗拉强度≥1900MPa热成形钢及生产方法
CN109097699B (zh) 一种900MPa级热轧汽车大梁钢及其制造方法
CN110129673B (zh) 一种800MPa级高强塑积Q＆P钢板及其制备方法
CN108463570A (zh) 化学转化处理性及扩孔性优异的超高强度钢板及其制造方法
CN106191678A (zh) 用中薄板坯直接轧制的抗拉强度≥1700MPa热成形钢及生产方法
CN114107636B (zh) 一种2000MPa级超高强韧轮辐用热轧热成形钢及其制备方法
CN107829037A (zh) 热冲压成形用钢板、热冲压成形构件及梯度力学性能控制方法
CN106222555A (zh) 用薄板坯直接轧制的抗拉强度≥1300MPa薄热成形钢及生产方法
CN106086683A (zh) 用薄板坯直接轧制的抗拉强度≥1700MPa薄热成形钢及生产方法
CN113234906A (zh) 一种提高高强钢性能均匀性的生产方法和高强钢
CN114015934B (zh) 一种600MPa级热连轧双相组织桥壳钢及生产方法
CN106086632A (zh) 用薄板坯直接轧制的抗拉强度≥1100MPa薄热成形钢及生产方法
CN107190128A (zh) 高屈服强度780MPa级冷轧双相钢的制造方法
CN109182700B (zh) 汽车用扩孔性能优良的低屈强比热轧钢板及其制造方法
CN111394658A (zh) 一种适用于常规连续退火生产线的980MPa级冷轧Q&amp;P钢及其制造方法
CN117344110A (zh) 一种板宽方向变强度硬度带钢的制造方法及带钢
CN106222556A (zh) 用中薄板坯直接轧制的抗拉强度≥1300MPa热成形钢及生产方法

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