一种冷成型用高强薄带钢及其制造方法转让专利
申请号 : CN201210319504.0
文献号 : CN102796956B
文献日 : 2014-07-23
发明人 : 吴建春 , 方园 , 于艳
申请人 : 宝山钢铁股份有限公司
摘要 :
一种冷成型用高强薄带钢及其制造方法，铸带出结晶辊后采用高压喷洒干冰的方式，对铸带进行均匀强化冷却，快速将铸带冷却至1280℃以下，冷却速度在200~300℃/s；然后经过奥氏体在线再结晶轧制，轧制温度1050~1200℃，压下量20~50%；然后再经过防氧化快速冷却，对热轧后的带钢进行冷却，防氧化快速冷却速度在80~200℃/s；卷取温度为500~600℃。通过本发明，可以得到屈强比较低、冲压性能优良的汽车冷成型用高强薄带钢，可以直接“以热代冷”使用，取消冷轧工序，大大降低生产成本。
权利要求 :
1.一种冷成型用高强薄带钢的制造方法，包括如下步骤：a)冶炼
按下述成分冶炼，化学成分重量百分比为：C：0.04～0.12%，Si：0.2～0.5%，Mn：0.4～
1.7%，P≤0.055%，S≤0.008%，N：0.004～0.010%，Al：0.015～0.06%，Sn：0.005～0.04%，B：0.001～0.006%，以及Nb、V、Ti、Mo中一种以上，最多三种，Nb：0.01～0.08%，V：0.01～
0.08%，Ti：0.01～0.08%，Mo：0.1～0.4%，其余为Fe和不可避免杂质；
b)铸造
采用双辊薄带连铸，铸辊直径500～1500mm，铸机的浇铸速度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℃，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nip点250-750mm，整个二冷冷却段长度
200～500mm；出带后立即向铸带两侧采用喷洒干冰即固态CO2的方式对铸带进行急速均匀冷却至1280℃以下，铸带冷却速率200～300℃/s；
d)在线热轧
二次冷却后的铸带送至轧机中轧制成0.7～2.5mm厚度的带钢，其中，轧制温度
1050～1200℃，热轧压下率为20～50%，热轧后带钢的厚度0.7～2.5mm；
e)带钢轧后冷却
对在线热轧后的带钢进行轧后冷却，冷却采用防氧化快速冷却的方式将干冰即固态CO2直接喷射在带钢表面，以加速带钢的冷却，其中干冰与惰性气体或压缩氮气混合，干冰与气体的混合体积比为5：1～10：1，以0.2～3MPa的压力直接将干冰喷射在带钢表面，冷却速率80～200℃/s；
f)带钢卷取
冷却后的热轧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℃，最终的冷成型用高强薄带钢的性能达到屈服强度500MPa以上，抗拉强度达到
650MPa以上，延伸率达到18%以上，屈强比低于0.8。
2.如权利要求1所述的冷成型用高强薄带钢的制造方法，其特征是，步骤c）二次冷却过程中，干冰与惰性气体或氮气混合，干冰与气体的混合体积比为5：1～10：1，以0.5～
5MPa的压力直接将干冰喷射在带钢表面。
3.如权利要求1所述的冷成型用高强薄带钢的制造方法，其特征是，在线热轧的轧制温度1050～1150℃。
4.如权利要求1所述的冷成型用高强薄带钢的制造方法，其特征是，在线热轧的热轧压下率30～50%。
5.如权利要求1所述的冷成型用高强薄带钢的制造方法，其特征是，热轧后带钢厚度为1.2～2.0mm。
说明书 :
一种冷成型用高强薄带钢及其制造方法
技术领域
[0001] 本发明属于连铸工艺，特别涉及一种冷成型用高强薄带钢及其制造方法。
背景技术
[0002] 在传统流程钢铁生产中，锡（Sn）是钢中典型的残余元素或有害元素，炼钢过程中要充分地去除Sn非常困难而且也是非常昂贵，一旦钢中含有Sn，基本是无法彻底消除的，
只能通过稀释钢水来降低Sn的含量，这些都造成钢铁产品成本的升高。
只能通过稀释钢水来降低Sn的含量，这些都造成钢铁产品成本的升高。
[0003] 近年来，由于废钢的连续循环利用，导致钢中的Sn等残余元素的含量逐渐升高，钢中的Sn是易偏析元素，容易富集在晶界导致裂纹等缺陷发生，因此在传统的工艺中Sn
元素的含量是被严格控制的，在普通结构用钢中，对Sn的含量均有明确的要求：Sn（wt%）
≤0.005%。
元素的含量是被严格控制的，在普通结构用钢中，对Sn的含量均有明确的要求：Sn（wt%）
≤0.005%。
[0004] 因此，如果能对钢（特别是废钢）中Sn等残余元素做到“化害为利”，将对整个冶金界产生积极的影响；可以实现对现有废钢或低品质劣质矿资源（高锡矿）的有效利用，促进
钢的循环利用，降低生产成本，实现钢铁业可持续发展。
钢的循环利用，降低生产成本，实现钢铁业可持续发展。
[0005] 传统的薄带钢大都是由厚达70-200mm的铸坯经过多道次连续轧制生产出来的，传统热轧工艺流程是：连铸＋铸坯再加热保温＋粗轧＋精轧＋冷却＋卷取，即首先通过连
铸得到厚度为200mm左右的铸坯，对铸坯进行再加热并保温后，再进行粗轧和精轧，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，完成整个热轧生产过程。如果要
生产厚度小于1.5mm（含）的钢带，则难度相对较大，通常要对热轧钢带进行后续冷轧以及
退火来完成。且工艺流程长、能耗高、机组设备多、基建成本高，导致生产成本较高。
铸得到厚度为200mm左右的铸坯，对铸坯进行再加热并保温后，再进行粗轧和精轧，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，完成整个热轧生产过程。如果要
生产厚度小于1.5mm（含）的钢带，则难度相对较大，通常要对热轧钢带进行后续冷轧以及
退火来完成。且工艺流程长、能耗高、机组设备多、基建成本高，导致生产成本较高。
[0006] 薄板坯连铸连轧工艺流程是：连铸＋铸坯保温均热＋热连轧＋冷却＋卷取。该工艺与传统工艺的主要区别是：薄板坯工艺的铸坯厚度大大减薄，为50-90mm，由于铸坯
薄，铸坯只要经过1~2道次粗轧（铸坯厚度为70-90mm时）或者不需要经过粗轧（铸坯厚度
为50mm时），而传统工艺的连铸坯要经过反复多道次轧制，才能减薄到精轧前所需规格；而
且薄板坯工艺的铸坯不经冷却，直接进入均热炉进行均热保温，或者少量补温，因此薄板坯
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。但薄板坯连铸
连轧由于较快的冷速会导致钢材强度提高，屈强比提高，从而增加轧制载荷，使得可经济地
生产热轧产品的厚度规格也不可能太薄，一般为≧1.5mm，见中国专利CN200610123458.1，
CN200610035800.2以及CN200710031548.2，且这些专利均未涉及元素B和Sn。解决薄板坯
连铸连轧组织较细且不均匀，屈强比偏高的问题作为一个很重要的问题被提出。
薄，铸坯只要经过1~2道次粗轧（铸坯厚度为70-90mm时）或者不需要经过粗轧（铸坯厚度
为50mm时），而传统工艺的连铸坯要经过反复多道次轧制，才能减薄到精轧前所需规格；而
且薄板坯工艺的铸坯不经冷却，直接进入均热炉进行均热保温，或者少量补温，因此薄板坯
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。但薄板坯连铸
连轧由于较快的冷速会导致钢材强度提高，屈强比提高，从而增加轧制载荷，使得可经济地
生产热轧产品的厚度规格也不可能太薄，一般为≧1.5mm，见中国专利CN200610123458.1，
CN200610035800.2以及CN200710031548.2，且这些专利均未涉及元素B和Sn。解决薄板坯
连铸连轧组织较细且不均匀，屈强比偏高的问题作为一个很重要的问题被提出。
[0007] 比薄板坯连铸连轧更短的工艺流程是薄带连铸连轧工艺，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、轧制、甚至热处理等整合为一体，使生产的薄带坯经
过一道次在线热轧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，是一种低碳环保的热轧薄带生
产工艺。双辊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。
工业中钢带的生产过程，将连续铸造、轧制、甚至热处理等整合为一体，使生产的薄带坯经
过一道次在线热轧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，是一种低碳环保的热轧薄带生
产工艺。双辊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。
[0008] 双辊薄带连铸典型的工艺流程为：大包中的熔融钢水通过大包长水口、中间包以及布流装置直接浇注在一个由两个相对转动并能够快速冷却的结晶辊和侧封装置围成
的熔池中，钢水在结晶辊旋转的周向表面凝固形成凝固壳并逐渐生长，进而在两铸辊辊
缝隙最小处（nip点）形成1-5mm厚的铸带，铸带经由导板导向夹送辊送入轧机中轧制成
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。
的熔池中，钢水在结晶辊旋转的周向表面凝固形成凝固壳并逐渐生长，进而在两铸辊辊
缝隙最小处（nip点）形成1-5mm厚的铸带，铸带经由导板导向夹送辊送入轧机中轧制成
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。
[0009] 采用薄带连铸来生产冷成型用高强钢，由于厚度较薄，对于厚度小于1.5mm（含）的薄规格热轧产品，薄带连铸工艺具有较强的制造和成本优势。冷成型用高强薄带钢在全世
界范围内的用量非常大，光汽车用冷成型高强薄带钢年需求量就达300wt以上，热轧板状
态直接供货的产品规格特征厚度为1.0、1.2、1.25mm和1.5mm，由于产品厚度较薄，因此采
用传统热连轧工艺生产的成本较高，很多厂家由于传统热连轧线的能力限制，原先可用热
轧板供货的厂家转为采用冷轧薄钢板或者冷轧热镀锌薄钢板代替供货，这也增加了冷成型
用高强钢的生产成本。
界范围内的用量非常大，光汽车用冷成型高强薄带钢年需求量就达300wt以上，热轧板状
态直接供货的产品规格特征厚度为1.0、1.2、1.25mm和1.5mm，由于产品厚度较薄，因此采
用传统热连轧工艺生产的成本较高，很多厂家由于传统热连轧线的能力限制，原先可用热
轧板供货的厂家转为采用冷轧薄钢板或者冷轧热镀锌薄钢板代替供货，这也增加了冷成型
用高强钢的生产成本。
[0010] 热轧带钢作为薄规格热轧板或者“以热代冷”产品使用时，对带钢表面质量要求很高。一般要求带钢表面氧化皮的厚度越薄越好，这就需要在铸带后续的各个阶段控制
氧化铁皮的生成，在铸辊直至轧机入口均采用密闭室防止铸带氧化，在密闭室内如专利
US6920912添加氢气以及在专利US20060182989中控制氧气含量小于5%，均可以控制铸带
表面的氧化皮厚度。但是在轧机至卷取这段输送过程如何控制氧化皮的厚度很少有关专利
涉及，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，高温的带钢与冷却水
接触，铸带表面的氧化皮厚度增长很快。同时，高温的带钢与冷却水接触还会带来很多问
题：
氧化铁皮的生成，在铸辊直至轧机入口均采用密闭室防止铸带氧化，在密闭室内如专利
US6920912添加氢气以及在专利US20060182989中控制氧气含量小于5%，均可以控制铸带
表面的氧化皮厚度。但是在轧机至卷取这段输送过程如何控制氧化皮的厚度很少有关专利
涉及，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，高温的带钢与冷却水
接触，铸带表面的氧化皮厚度增长很快。同时，高温的带钢与冷却水接触还会带来很多问
题：
[0011] 一，会在带钢表面形成水斑（锈斑），影响表面质量；
[0012] 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；
[0013] 三，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。
[0014] 但是，薄带连铸由于其本身的快速凝固工艺特性，生产的钢种普遍存在组织不均匀、延伸率偏低、屈强比偏高、成型性不好的问题；同时铸带奥氏体晶粒具有明显不均匀性，
会导致奥氏体相变后所获得的最终产品组织也不均匀，从而导致产品的性能不稳定。因此
采用薄带连铸生产线来生产一些汽车行业、石化行业需要的具有良好成型性的产品，具有
一定难度。薄规格热轧带钢作为冷成型用高强钢产品使用时，要求钢种在力学性能上具有
较好的强塑性匹配，具有较高的延伸率，以及在工艺性能上具有良好的冲压成型性能。面对
这样高的性能要求，对采用薄带连铸来生产该钢种具有一定的挑战，因此，采用薄带连铸生
产冷成型用高强薄带钢时，照搬传统的成分工艺是无法生产合格的冷成型用高强钢的，需
要在成分和工艺上有突破。
会导致奥氏体相变后所获得的最终产品组织也不均匀，从而导致产品的性能不稳定。因此
采用薄带连铸生产线来生产一些汽车行业、石化行业需要的具有良好成型性的产品，具有
一定难度。薄规格热轧带钢作为冷成型用高强钢产品使用时，要求钢种在力学性能上具有
较好的强塑性匹配，具有较高的延伸率，以及在工艺性能上具有良好的冲压成型性能。面对
这样高的性能要求，对采用薄带连铸来生产该钢种具有一定的挑战，因此，采用薄带连铸生
产冷成型用高强薄带钢时，照搬传统的成分工艺是无法生产合格的冷成型用高强钢的，需
要在成分和工艺上有突破。
[0015] 国际专利WO 2008137898、WO 2008137899、WO 2008137900，以及中国专利CN200880023157.9、CN200880023167.2、CN200880023586.6公开了一种利用薄带连铸连轧
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Nb:0.01~0.20%，V:0.01~0.20%，
Mo:0.05~0.50%中至少一种。在热轧压下率为20-40%，卷取温度≤700℃工艺条件下，热
轧带的显微组织为贝氏体＋针状铁素体。专利认为，铸带中主要以固熔态存在的合金元素
抑制了热轧后奥氏体的再结晶，即使压下率达到40%，奥氏体的再结晶也非常有限。由于
20-40%的热轧压下率均没有使奥氏体发生再结晶，使得粗大奥氏体的淬透性在热轧后得以
保持，从而获得贝氏体＋针状铁素体的室温组织。在专利中没有给出热轧所采用的温度范
围，但在与这些专利相关的文章中（C.R.Killmore,etc.Development of Ultra-Thin Cast
Strip Products by the Process.AIS Tech,Indianapolis,Indiana,USA,Ma
y 7-10,2007），报导了所采用的热轧温度为950℃。
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Nb:0.01~0.20%，V:0.01~0.20%，
Mo:0.05~0.50%中至少一种。在热轧压下率为20-40%，卷取温度≤700℃工艺条件下，热
轧带的显微组织为贝氏体＋针状铁素体。专利认为，铸带中主要以固熔态存在的合金元素
抑制了热轧后奥氏体的再结晶，即使压下率达到40%，奥氏体的再结晶也非常有限。由于
20-40%的热轧压下率均没有使奥氏体发生再结晶，使得粗大奥氏体的淬透性在热轧后得以
保持，从而获得贝氏体＋针状铁素体的室温组织。在专利中没有给出热轧所采用的温度范
围，但在与这些专利相关的文章中（C.R.Killmore,etc.Development of Ultra-Thin Cast
Strip Products by the Process.AIS Tech,Indianapolis,Indiana,USA,Ma
y 7-10,2007），报导了所采用的热轧温度为950℃。
[0016] 利用这种方法生产的薄带连铸低碳微合金钢产品，强度较高，在以上成分体系范围内，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，大到七八百微米。而薄带连铸工艺后一般只跟1-2机
架轧机，其热轧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轧后得到有效改善，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。
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，大到七八百微米。而薄带连铸工艺后一般只跟1-2机
架轧机，其热轧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轧后得到有效改善，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。
[0017] 为了改善薄带连铸微合金钢的强塑性匹配，专利02825466.X提出了另外一种利用薄带连铸连轧工艺生产厚度在1-6mm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%，
P:≤0.1%，Cr:0.01~1.5%，Ni:0.01~0.5%，Mo:≤0.5%，N:0.003~0.012%，余量为Fe和不可
避免的杂质。铸带的热轧在1150-（Ar1-100）℃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轧，热轧压下率为15-80%。该方法在薄带连铸连轧机组后，设计了
在线加热系统，加热温度范围是670-1150℃，目的是使得铸带在不同相区热轧后，保温一段
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。利用这种方法进行生产，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。这不仅增加了投资成本，也会显著增加薄带连
铸连轧产线的占地面积，降低了该产线的优势。
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%，
P:≤0.1%，Cr:0.01~1.5%，Ni:0.01~0.5%，Mo:≤0.5%，N:0.003~0.012%，余量为Fe和不可
避免的杂质。铸带的热轧在1150-（Ar1-100）℃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轧，热轧压下率为15-80%。该方法在薄带连铸连轧机组后，设计了
在线加热系统，加热温度范围是670-1150℃，目的是使得铸带在不同相区热轧后，保温一段
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。利用这种方法进行生产，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。这不仅增加了投资成本，也会显著增加薄带连
铸连轧产线的占地面积，降低了该产线的优势。
发明内容
[0018] 本发明的目的在于提供一种冷成型用高强薄带钢及其制造方法，能够解决薄带连铸工艺过程中组织不均匀、延伸率偏低、屈强比偏高、成型性不好的问题，满足折弯成型、冲
压成型等使用要求，从而满足冷轧基料和“以热代冷”产品的使用要求。
压成型等使用要求，从而满足冷轧基料和“以热代冷”产品的使用要求。
[0019] 为达到上述目的，本发明的技术方案是：
[0020] 本发明通过在含Sn的低碳钢中添加Nb、V、Ti、Mo等微合金元素和B元素，在薄带连铸带钢出结晶辊后，向带钢两侧采用高压喷洒干冰（固态CO2）的方式对带钢进行快速均
匀冷却，提高冷却均匀性和冷却速度以及达到防氧化、均匀奥氏体晶粒组织、降低轧制温度
的效果；同时采用奥氏体在线再结晶轧制，实现铸带热轧后的奥氏体在线再结晶；然后采
用防氧化快速冷却方法可以减小带钢表面氧化皮厚度，改善带钢温度均匀性，提高带钢表
面质量。
匀冷却，提高冷却均匀性和冷却速度以及达到防氧化、均匀奥氏体晶粒组织、降低轧制温度
的效果；同时采用奥氏体在线再结晶轧制，实现铸带热轧后的奥氏体在线再结晶；然后采
用防氧化快速冷却方法可以减小带钢表面氧化皮厚度，改善带钢温度均匀性，提高带钢表
面质量。
[0021] 具体地，一种冷成型用高强薄带钢，其化学成分重量百分比为：C：0.04~0.12%，Si：0.2~0.5%，Mn：0.4~1.7%，P≤0.055%，S≤0.008%，N：0.004~0.010%，Al：0.015~0.06%，
Sn：0.005~0.04%，B：0.001~0.006%，以及Nb、V、Ti、Mo中一种以上，最多三种，Nb：
0.01~0.08%，V：0.01~0.08%，Ti：0.01~0.08%，Mo：0.1~0.4%，其余为Fe和不可避免杂质。
Sn：0.005~0.04%，B：0.001~0.006%，以及Nb、V、Ti、Mo中一种以上，最多三种，Nb：
0.01~0.08%，V：0.01~0.08%，Ti：0.01~0.08%，Mo：0.1~0.4%，其余为Fe和不可避免杂质。
[0022] 在本发明的化学成分设计中：
[0023] 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
钢的塑性和韧性有较大危害，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0.04-0.12%。
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
钢的塑性和韧性有较大危害，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0.04-0.12%。
[0024] 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韧性恶化。故本发明采用的Si含量范围是0.2-0.5%。
[0025] Mn：Mn是价格最便宜的合金元素之一，它能提高钢的淬透性，在钢中具有相当大的固溶度，通过固溶强化提高钢的强度，同时对钢的塑性和韧性基本无损害，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
韧性恶化。故本发明采用的Mn含量范围是0.4-1.7%。
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
韧性恶化。故本发明采用的Mn含量范围是0.4-1.7%。
[0026] P：P可显著提高钢的耐腐蚀性能，并且能提高强度。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。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，比如汽车冷成型用高强薄带钢在客观上也要求钢种具有一定的耐腐蚀性。故在本发
明中，采用较传统工艺生产冷成型用高强钢时更高的P含量，适当放宽P元素的含量，炼钢
工序中取消脱磷工序，在实际操作中，不需要刻意进行脱磷工序，也不需要额外添加磷，P含
量的范围≤0.055%。
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，比如汽车冷成型用高强薄带钢在客观上也要求钢种具有一定的耐腐蚀性。故在本发
明中，采用较传统工艺生产冷成型用高强钢时更高的P含量，适当放宽P元素的含量，炼钢
工序中取消脱磷工序，在实际操作中，不需要刻意进行脱磷工序，也不需要额外添加磷，P含
量的范围≤0.055%。
[0027] S：在通常情况下S是钢中有害元素，使钢产生热脆性，降低钢的延展性和韧性，在轧制时造成裂纹。S还会降低焊接性能和耐腐蚀性。故在本发明中，S也作为杂质元素来控
制，其含量范围是≤0.008%。
制，其含量范围是≤0.008%。
[0028] Al：Al是为了脱氧而加入钢中的元素，添加0.015-0.06%含量的Al有利于改善钢材的强韧性能。
[0029] 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韧性
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%。
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%。
[0030] Nb：在常用的Nb、V、Ti、Mo四种微合金元素中，Nb是最强的抑制热轧后奥氏体再结晶的合金元素。在传统控制轧制用的微合金钢中，一般都添加Nb，一是起到强化的作用，
二是抑制热轧后奥氏体发生再结晶，实现形变细化奥氏体晶粒的目的。Nb可通过溶质原子
拖曳机制，以及所析出的碳氮化铌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。
二是抑制热轧后奥氏体发生再结晶，实现形变细化奥氏体晶粒的目的。Nb可通过溶质原子
拖曳机制，以及所析出的碳氮化铌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。
[0031] 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，可以使添加的合金元素Nb主要以固溶态存在于钢带中，即使钢带冷却到室温，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，例如在形变温度较
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，从这一点上讲，Nb对于促进奥氏体热轧后再结晶是有利的。
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，例如在形变温度较
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，从这一点上讲，Nb对于促进奥氏体热轧后再结晶是有利的。
[0032] 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%。
[0033] 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。在再结晶控轧钢中，通常是添加V，既可以起到强化作用，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。
说又比较小，实现再结晶细化奥氏体晶粒的目的。
[0034] 在薄带连铸工艺中，V也主要以固溶态存在于钢带中，即使钢带冷却到室温，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，从这一
点上讲，V对于促进奥氏体热轧后再结晶是有利的。
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，从这一
点上讲，V对于促进奥氏体热轧后再结晶是有利的。
[0035] 本发明采用V的含量范围是0.01-0.08%。
[0036] Ti：在常用的Nb、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。从这一点上讲，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，它可以在高温下形成相当稳定的尺寸约为10nm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，在再结晶控轧钢
中，通常添加微量Ti，细化奥氏体晶粒，促进奥氏体再结晶。
的优点，它的固溶度很低，它可以在高温下形成相当稳定的尺寸约为10nm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，在再结晶控轧钢
中，通常添加微量Ti，细化奥氏体晶粒，促进奥氏体再结晶。
[0037] 在薄带连铸工艺中，Ti主要以固溶态存在于热态钢带中，如果钢带冷却到室温，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，从这一点上讲，对于促进奥氏体热轧后再结晶是有利的。
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，从这一点上讲，对于促进奥氏体热轧后再结晶是有利的。
[0038] 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%。
[0039] Mo：在常用的Nb、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。
[0040] 在薄带连铸工艺中，Mo也主要以固溶态存在于钢带中，即使钢带冷却到室温，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，从这一点上讲，对于促进奥氏体再结晶是有利的。
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，从这一点上讲，对于促进奥氏体再结晶是有利的。
[0041] 本发明采用Mo的含量范围是0.1-0.4%。
[0042] Sn：Sn元素被公认为钢中的有害元素，因为Sn是易偏析元素，少量的Sn就会在晶界富集，导致是裂纹等缺陷发生，因此在传统的工艺中Sn元素的含量是被严格控制的。薄
带连铸由于快速凝固的特点，元素在枝晶间的偏析大大减小，可以大大提高元素的固溶量，
因此在薄带连铸工艺条件下，Sn元素的范围可以扩大，因此可以大大降低炼钢成本。图3是
Sn元素与平均热流密度的关系。由图3可见，当Sn加入量小于0.04%时，对热流密度的影
响不大，即对薄带凝固过程没有影响。图4是Sn含量与表面粗糙度的关系。因为铸带表面
的裂纹通常都是在铸带表面凹凸不平的皱褶处产生，用表面粗糙度来表征表面裂纹发生情
况。如果粗糙度大，则裂纹发生的概率高。由图4可知，Sn含量的增加，在快速凝固条件下
并没有对铸带的表面质量产生不良的影响。由图3和图4的结果可知，Sn没有对铸带的凝
固和表面质量产生不良影响。Sn的含量范围在0.005-0.04%。
带连铸由于快速凝固的特点，元素在枝晶间的偏析大大减小，可以大大提高元素的固溶量，
因此在薄带连铸工艺条件下，Sn元素的范围可以扩大，因此可以大大降低炼钢成本。图3是
Sn元素与平均热流密度的关系。由图3可见，当Sn加入量小于0.04%时，对热流密度的影
响不大，即对薄带凝固过程没有影响。图4是Sn含量与表面粗糙度的关系。因为铸带表面
的裂纹通常都是在铸带表面凹凸不平的皱褶处产生，用表面粗糙度来表征表面裂纹发生情
况。如果粗糙度大，则裂纹发生的概率高。由图4可知，Sn含量的增加，在快速凝固条件下
并没有对铸带的表面质量产生不良的影响。由图3和图4的结果可知，Sn没有对铸带的凝
固和表面质量产生不良影响。Sn的含量范围在0.005-0.04%。
[0043] B：B在钢中的显著作用是：极微量的硼就可以使钢的淬透性成倍增加，B可以在高温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的结合可以有效防止晶界低熔点相B2O3的出现。
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的结合可以有效防止晶界低熔点相B2O3的出现。
[0044] 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的含量可以适当放宽；还可以通过合理的工艺
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%。
效抑制B的偏析，固溶更多的B含量，因此B的含量可以适当放宽；还可以通过合理的工艺
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%。
[0045] 本发明的一种冷成型用高强薄带钢的制造方法，包括如下步骤：
[0046] a)冶炼
[0047] 按下述成分冶炼，化学成分重量百分比为：C：0.04~0.12%，Si：0.2~0.5%，Mn：0.4~1.7%，P≤0.055%，S≤0.008%，N：0.004~0.010%，Al：0.015~0.06%，Sn：0.005~0.04%，
B：0.001~0.006%，以及Nb、V、Ti、Mo中一种以上，最多三种，Nb：0.01~0.08%，V：0.01~0.08%，Ti：0.01~0.08%，Mo：0.1~0.4%，其余为Fe和不可避免杂质；
B：0.001~0.006%，以及Nb、V、Ti、Mo中一种以上，最多三种，Nb：0.01~0.08%，V：0.01~0.08%，Ti：0.01~0.08%，Mo：0.1~0.4%，其余为Fe和不可避免杂质；
[0048] b)铸造
[0049] 采用双辊薄带连铸，铸辊直径500~1500mm，铸机的浇铸速度60~150m/min；
[0050] c)二次冷却
[0051] 薄带连铸铸带出结晶辊后，铸带温度在1420~1480℃，在铸带的两侧沿铸带宽度方向设置二冷装置，出带后立即向铸带两侧采用高压喷洒干冰即固态CO2颗粒的方式对铸带
进行急速均匀冷却至1280℃以下，铸带冷却速率200~300℃/s；
进行急速均匀冷却至1280℃以下，铸带冷却速率200~300℃/s；
[0052] d)在线热轧
[0053] 二次冷却后的铸带送至轧机中轧制成0.7~2.5mm厚度的带钢，其中，轧制温度1050~1200℃，热轧压下率为20~50%，热轧后带钢的厚度0.7~2.5mm；
[0054] e)带钢轧后冷却
[0055] 对在线热轧后的带钢进行轧后冷却，冷却采用防氧化快速冷却的方式将干冰即固态CO2直接喷射在钢带表面，以加速钢带的冷却，其中干冰与惰性气体或压缩氮气混合，干
冰与气体的混合体积比为5：1~10：1，以0.2~3MPa的压力直接将干冰颗粒喷射在钢带表面，
冷却速率80~200℃/s；
冰与气体的混合体积比为5：1~10：1，以0.2~3MPa的压力直接将干冰颗粒喷射在钢带表面，
冷却速率80~200℃/s；
[0056] f)带钢卷取
[0057] 冷却后的热轧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℃，最终的冷成型用高强薄带钢的性能达到屈服强度500MPa以上，抗拉强度达
到650MPa以上，延伸率达到18%以上，屈强比低于0.8。
到650MPa以上，延伸率达到18%以上，屈强比低于0.8。
[0058] 进一步，二冷装置的开始冷却点设置在离nip点250-750mm，整个二冷冷却段长度200~500mm。
[0059] 又，干冰与惰性气体或氮气混合，干冰与气体的混合体积比为5：1~10：1，以0.5~5MPa的压力直接将干冰喷射在钢带表面。
[0060] 另外，轧制温度1050~1150℃。热轧压下率范围是30~50%。热轧后带钢厚度为1.2~2.0mm。
[0061] 在本发明制造方法中，
[0062] 1、二次冷却
[0063] 向带钢两侧采用喷洒干冰（固态CO2）的方式对带钢进行急速均匀冷却至1280℃以下，可以显著提高带钢的冷却均匀性和冷却速度，促进钢中BN的析出。
[0064] 上述干冰与惰性气体或氮气混合直接将干冰喷射在钢带表面，一方面起到了降低钢带温度的作用，另一方面固态的干冰喷到热态的带钢表面会气化，在带钢表面形成高密
度的雾状气体，二氧化碳（CO2）属于一种惰性气氛，能够包覆在带钢表面，起到带钢防氧化
的作用，从而有效控制了带钢表面氧化皮的生长。
度的雾状气体，二氧化碳（CO2）属于一种惰性气氛，能够包覆在带钢表面，起到带钢防氧化
的作用，从而有效控制了带钢表面氧化皮的生长。
[0065] 上述二次冷却所在的密闭室内不用另外通惰性气体保护带钢，直接利用高压喷洒干冰挥发出来的CO2气体实现对带钢的防氧化保护。在密闭室上面设置气体搜集装置，以
用来搜集过多的高密度二氧化碳气体。
用来搜集过多的高密度二氧化碳气体。
[0066] 钢中硼与氮、铝和氮在γ-Fe中的热力学方程如下：
[0067] BN=B+N；Log[B][N]＝-13970/T+5.24(1)
[0068] AlN=Al+N；Log[Al][N]＝-6770/T+1.03(2)
[0069] 如图2所示，钢中BN的开始析出温度在1280℃左右，980℃时BN的析出趋于平衡，而此时AlN的析出才刚刚开始（AlN的析出温度在980℃左右），从热力学上讲，BN的析出要
优先于AlN。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，从而均匀奥氏体晶粒组织，抑制细小的AlN析出。
优先于AlN。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，从而均匀奥氏体晶粒组织，抑制细小的AlN析出。
[0070] 通常，薄带连铸下密闭室内不采用任何冷却措施，长期浇铸情况下，密闭室的环境温度高达800℃以上，钢结构的密闭室下框架和密闭室墙壁在长期的高温下承重服役，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Castrip(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，温度被吸收，在带钢冷却的同时，起到对大房间（密闭室）的温降作用。
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Castrip(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，温度被吸收，在带钢冷却的同时，起到对大房间（密闭室）的温降作用。
[0071] 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，可以吸收大量的热量，在对带钢实现急速冷却的同时，对密闭室的温度也起到有效降温的作用；密闭室
温度的有效降低，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
以有效防止密闭室下框架的变形。
温度的有效降低，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
以有效防止密闭室下框架的变形。
[0072] 2、在线热轧
[0073] 二次冷却后的带钢送至轧机中轧制成0.7-2.5mm厚度的带钢，轧制温度为1050~1200℃，目的是保证热轧后奥氏体发生完全再结晶。控制热轧压下率为20~50%，热轧
压下量增加会促进奥氏体再结晶。
压下量增加会促进奥氏体再结晶。
[0074] 我们通过试验发现，在1050-1200℃的温度范围内，热轧压下率大于20%，奥氏体就可以较容易地发生动态再结晶，可以进一步达到均匀化组织，提高延伸率的目的，这点也
将作为本发明的一个重要发明点。
将作为本发明的一个重要发明点。
[0075] 通过二次冷却装置来实现相对较低的轧制温度1050~1200℃，相对较低的轧制温度，对于轧制来说是有利的，轧制温度越低，越有利于轧制板形质量的控制，在常规薄带工
艺过程中，轧机前的温度往往高达1200℃以上，甚至1250℃以上，此时的带钢非常软，无法
施加较大的轧制力，很难有效轧制。在保证奥氏体在线再结晶的前提下，优选地，轧制温度
1050~1150℃。
艺过程中，轧机前的温度往往高达1200℃以上，甚至1250℃以上，此时的带钢非常软，无法
施加较大的轧制力，很难有效轧制。在保证奥氏体在线再结晶的前提下，优选地，轧制温度
1050~1150℃。
[0076] 3、带钢轧后冷却
[0077] 对在线热轧后的带钢进行轧后冷却，冷却采用防氧化快速冷却的方式，防氧化快速冷却装置是将干冰（固态CO2）直接喷射在钢带表面，以加速钢带的冷却，其中干冰与惰性
气体或压缩氮气混合，以0.2~3MPa的压力直接将干冰喷射在钢带表面，一方面起到了降低
钢带温度的作用，另一方面CO2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，从而有效控制了热轧带钢表面氧化皮的生长。该种冷却方式可以避
免传统层流冷却带来的问题，使带钢表面温度均匀下降，提高带钢温度均匀性，从而达到均
匀化内部微观组织的效果；同时冷却均匀，可以提高带钢的板形质量；减少带钢表面的氧
化皮厚度，便于作冷轧基料时的后续酸洗。防氧化快速冷却的冷却速率范围为80-200℃/
s。
气体或压缩氮气混合，以0.2~3MPa的压力直接将干冰喷射在钢带表面，一方面起到了降低
钢带温度的作用，另一方面CO2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，从而有效控制了热轧带钢表面氧化皮的生长。该种冷却方式可以避
免传统层流冷却带来的问题，使带钢表面温度均匀下降，提高带钢温度均匀性，从而达到均
匀化内部微观组织的效果；同时冷却均匀，可以提高带钢的板形质量；减少带钢表面的氧
化皮厚度，便于作冷轧基料时的后续酸洗。防氧化快速冷却的冷却速率范围为80-200℃/
s。
[0078] 本发明采用高速气体夹裹干冰颗粒（CO2）喷射带钢表面用于破磷和强化冷却，由于干冰接触到热的带钢会快速吸收热量后会变成CO2气体，所以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（CO2），隔绝了与氧气（O2）的接触，限制带材表面
的氧化皮进一步生成。
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（CO2），隔绝了与氧气（O2）的接触，限制带材表面
的氧化皮进一步生成。
[0079] 4、带钢卷取
[0080] 冷却后的热轧带钢经切头剪切除质量较差的头部后，直接进行卷取成卷。控制热轧带的卷取温度为500~600℃，以使热轧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。
式，保证带钢的连续生产。
[0081] 经过上述制造过程，最终的冷成型用高强薄带钢的性能达到屈服强度500MPa以上，抗拉强度达到650MPa以上，延伸率达到18%以上，屈强比低于0.8。
[0082] 本发明与已有技术相比：
[0083] 现有的薄带连铸生产薄带材产品和工艺的专利有很多，但采用薄带连铸生产含B冷成型用高强薄带钢，还未见直接公开报道。
[0084] 如专利EP0830223A1/CN1180325A/US5960856A/DE69700737D中提到一种浇铸黑色金属带的方法及装置，在带钢凝固出双辊后，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
速度上，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，可以实现200℃/s以
上的冷却速度，远远高于非接触式吸热器的冷却效果，有效降低轧制温度，有利于轧制板形
质量的提高。
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
速度上，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，可以实现200℃/s以
上的冷却速度，远远高于非接触式吸热器的冷却效果，有效降低轧制温度，有利于轧制板形
质量的提高。
[0085] 中国专利CN1472019A公开了一种薄带连铸方法和装置，在结晶辊出口处，对高温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，可以实现200℃/s以上的冷却速度，有效降低轧制温度，有利于轧制板
形质量的提高。
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，可以实现200℃/s以上的冷却速度，有效降低轧制温度，有利于轧制板
形质量的提高。
[0086] 日本发明JP-A-5-277654在结晶辊出口下端300-400mm增加了一对外径Φ200mm的从动辊，通过从动辊与铸带的接触传热，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。日本发
明JP-A-5-277654的主要缺点是冷却速度有限，其次是结晶辊与小辊的速度匹配问题，如
果匹配不良，铸带易打折，生产操作不方便，控制不灵活。
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。日本发
明JP-A-5-277654的主要缺点是冷却速度有限，其次是结晶辊与小辊的速度匹配问题，如
果匹配不良，铸带易打折，生产操作不方便，控制不灵活。
[0087] 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冷成型用高强钢，本发明在含Sn的低碳钢中添加Nb、V、Ti、Mo等微合金元素和B元素，通过合理的二冷模
式，在薄带连铸带钢出结晶辊后，向带钢两侧采用高压喷洒干冰（固态CO2）的方式对带钢进
行急速均匀冷却，提高冷却均匀性和冷却速度以及达到防氧化、均匀奥氏体晶粒组织、降低
轧制温度的效果；轧制后的带钢采用防氧化快速冷却方式可以减小带钢表面氧化皮厚度，
改善带钢温度均匀性，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、延伸率偏低、屈强比偏高、成型性不好的问题，从而满足折弯成型、
冲压成型等使用要求。
式，在薄带连铸带钢出结晶辊后，向带钢两侧采用高压喷洒干冰（固态CO2）的方式对带钢进
行急速均匀冷却，提高冷却均匀性和冷却速度以及达到防氧化、均匀奥氏体晶粒组织、降低
轧制温度的效果；轧制后的带钢采用防氧化快速冷却方式可以减小带钢表面氧化皮厚度，
改善带钢温度均匀性，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、延伸率偏低、屈强比偏高、成型性不好的问题，从而满足折弯成型、
冲压成型等使用要求。
[0088] 利用薄带连铸技术生产含硼（B）冷成型用高强钢，迄今为止尚未见报导，归纳优点如下：
[0089] （1）省去了板坯加热、多道次反复热轧等复杂过程，对薄铸带直接进行一道次在线热轧，生产成本大幅降低。
[0090] （2）铸带厚度本身较薄，通过在线热轧至期望产品厚度，薄规格产品的生产不需要经过冷轧，直接“以热代冷”；另一方面，由于厚度较薄，用于冷轧基料时，可以大大降低后续
冷轧减薄的道次，大大节约生产成本。
冷轧减薄的道次，大大节约生产成本。
[0091] （3）利用含Sn的废钢，对钢中的Sn做到“化害为利”，实现对现有废钢或低品质劣质矿资源（高锡矿）的有效利用，促进钢的循环利用，降低生产成本，实现钢铁业可持续发
展。
展。
[0092] （4）添加Nb、V、Ti、Mo等微合金元素，可以显著提高钢板的强度；添加B元素，可以解决薄带连铸工艺过程中组织不均匀、屈强比偏高的问题，从而满足冷轧基料的使用要求；
同时易于折弯、冲压成型。
同时易于折弯、冲压成型。
[0093] （5）传统工艺板坯冷却过程中发生合金元素析出，板坯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，高温铸带直接热轧，所添加的合
金元素主要以固溶态存在，可提高合金利用率。
金元素主要以固溶态存在，可提高合金利用率。
[0094] 本发明的主要优点：
[0095] 1.采用薄带连铸工艺生产冷成型用高强薄带钢，进行热轧后直接供给市场使用，达到薄规格热轧板供货的目的以及满足冷轧基料要求和“以热带冷”目的，可以显著提高板
带材的性价比。
带材的性价比。
[0096] 2.本发明采用添加微量的硼元素，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坯生产工艺明显低廉。同时进一步提高对钢中有害残余元
素P的综合利用量，取消炼钢中的脱磷工序，使生产成本较传统和薄板坯生产工艺明显低
廉。
素P的综合利用量，取消炼钢中的脱磷工序，使生产成本较传统和薄板坯生产工艺明显低
廉。
[0097] 3.利用含Sn的废钢，对钢中的Sn做到“化害为利”，实现对现有废钢或低品质劣质矿资源（高锡矿）的有效利用，促进钢的循环利用，降低生产成本，实现钢铁业可持续发展。
[0098] 4.采用二次冷却装置来实现相对较低的轧制温度，有利于在线热轧，有利于轧制板形质量的控制；此外利用干冰“升华”的物理吸热作用，起到有效降低密闭室温度和防止
密闭室钢结构框架变形的作用。采用轧后防氧化快速冷却有效减小热轧带钢表面的氧化铁
皮厚度，可以大大提高钢板表面质量。
密闭室钢结构框架变形的作用。采用轧后防氧化快速冷却有效减小热轧带钢表面的氧化铁
皮厚度，可以大大提高钢板表面质量。
[0099] 5.合理灵活的工艺参数控制拓宽了生产线的工艺空间，可以满足不同产品规格的生产需要。
[0100] 6.本发明适用于用双辊式薄带连铸机浇注厚度1.5-3mm的金属铸钢带，尤其是一种汽车冷成型用高强薄带钢。
附图说明
[0101] 图1为本发明生产工艺布置示意图。
[0102] 图2为BN，AlN析出的热力学曲线示意图。
[0103] 图3为Sn含量与平均热流密度的关系示意图。
[0104] 图4为Sn含量与铸带表面粗糙度的关系示意图。
具体实施方式
[0105] 参见图1，其所示为本发明的工艺过程，钢水经大包1通过大包长水口2、中间包3和布流装置4直接浇注在一个由两个相对转动并能够快速冷却的结晶辊5a、5b和侧封板装
置6a、6b围成的熔池7中，钢水在结晶辊5a、5b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辊辊缝隙最小处（nip点）形成1.5-3mm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11两侧高压喷洒干冰颗粒（固态CO2），控制其
冷却速率，使铸带11快速均匀冷却至1280℃以下。然后通过摆动导板9、夹送辊12将铸带
送至热轧机13，热轧后形成0.7-2.5mm的热轧带钢，再经轧后防氧化快速冷却装置14，将干
冰（固态CO2）直接喷射在带钢表面，以加速带钢的冷却，控制冷却速率，经输送辊道15输送
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，切头后的热轧带进入卷
取机19、19’进行卷取。将钢卷从卷取机上取下后，自然冷却至室温。
置6a、6b围成的熔池7中，钢水在结晶辊5a、5b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辊辊缝隙最小处（nip点）形成1.5-3mm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11两侧高压喷洒干冰颗粒（固态CO2），控制其
冷却速率，使铸带11快速均匀冷却至1280℃以下。然后通过摆动导板9、夹送辊12将铸带
送至热轧机13，热轧后形成0.7-2.5mm的热轧带钢，再经轧后防氧化快速冷却装置14，将干
冰（固态CO2）直接喷射在带钢表面，以加速带钢的冷却，控制冷却速率，经输送辊道15输送
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，切头后的热轧带进入卷
取机19、19’进行卷取。将钢卷从卷取机上取下后，自然冷却至室温。
[0106] 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带钢，直接利用高压喷洒干冰挥发出来的CO2气体实现对带钢的防氧化保护。在密闭室10上面设置气体搜集
装置20，以用来搜集过多的高密度二氧化碳气体。
装置20，以用来搜集过多的高密度二氧化碳气体。
[0107] 二次冷却后的铸带11，出密闭室10后经夹送辊12将铸带11送至轧机13中轧制成0.7-2.5mm厚度的薄带材。其中，控制轧制温度为1050-1200℃（可通过二冷速率来
控制），目的是保证热轧后奥氏体发生完全再结晶。控制热轧压下率为20-50%，热轧压下量
增加会促进奥氏体再结晶，优选地，热轧压下率范围是30-50%。热轧后带钢的厚度范围是
0.7-2.5mm，优选地，厚度为1.2-2.0mm。
控制），目的是保证热轧后奥氏体发生完全再结晶。控制热轧压下率为20-50%，热轧压下量
增加会促进奥氏体再结晶，优选地，热轧压下率范围是30-50%。热轧后带钢的厚度范围是
0.7-2.5mm，优选地，厚度为1.2-2.0mm。
[0108] 本发明实施例化学成分如表1所示。工艺参数以及热轧带冷却到室温后的性能见表2。对比例1为薄带连铸工艺成份中未添加B元素；对比例2为传统热轧工艺生产的冷
成型用高强薄带钢，成份中未添加B元素。
成型用高强薄带钢，成份中未添加B元素。
[0109] 综上所述，本发明利用薄带连铸工艺技术，制造的冷成型用高强薄带钢，屈服强度达到500MPa以上，抗拉强度达到650MPa以上，延伸率达到18%以上，屈强比低于0.8，冷加
工折弯性能合格。本发明可以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、成型性不好的问题，满足冷成型用高强钢冲压成型的使用要求。
工折弯性能合格。本发明可以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、成型性不好的问题，满足冷成型用高强钢冲压成型的使用要求。
[0110] 表1实施例钢的化学成分（wt.%）
[0111]C Si Mn P S N Al Nb V Ti Mo Sn B Fe
实施例1 0.10 0.26 0.85 0.05 0.004 0.0074 0.06 0.08 0.15 0.02 0.003 其余
实施例2 0.078 0.20 0.90 0.035 0.003 0.0061 0.055 0.02 0.04 0.01 0.005 0.001 其余
实施例3 0.090 0.34 0.78 0.015 0.004 0.0058 0.04 0.05 0.03 0.004 其余
实施例4 0.085 0.26 1.00 0.021 0.006 0.0087 0.015 0.08 0.07 0.04 0.006 其余
实施例5 0.044 0.34 0.65 0.009 0.005 0.0052 0.03 0.05 0.01 0.003 其余
实施例6 0.055 0.40 0.67 0.025 0.006 0.0046 0.025 0.01 0.40 0.025 0.005 其余
实施例7 0.040 0.28 0.85 0.055 0.008 0.0040 0.05 0.08 0.035 0.003 其余
实施例8 0.048 0.37 1.00 0.014 0.005 0.0100 0.045 0.35 0.015 0.002 其余
实施例9 0.066 0.36 0.84 0.018 0.005 0.0078 0.03 0.04 0.05 0.027 0.004 其余
实施例10 0.12 0.33 0.60 0.022 0.004 0.0055 0.04 0.05 0.25 0.016 0.006 其余
实施例11 0.11 0.50 1.65 0.050 0.006 0.0090 0.025 0.04 0.06 0.008 0.003 其余
实施例12 0.075 0.36 1.70 0.042 0.007 0.0085 0.035 0.07 0.06 0.10 0.012 0.002 其余
实施例13 0.066 0.45 1.37 0.038 0.004 0.0045 0.045 0.05 0.04 0.32 0.032 0.005 其余
实施例14 0.084 0.37 0.40 0.027 0.003 0.0064 0.04 0.02 0.07 0.20 0.027 0.004 其余
对比例1 0.085 0.35 0.85 0.022 0.005 0.0080 0.03 0.05 0.06 其余
对比例2 0.11 0.24 0.50 0.015 0.007 0.0050 0.05 0.03 0.02 0.05 其余[0112] 表2实施例钢的工艺参数及产品性能
实施例1 0.10 0.26 0.85 0.05 0.004 0.0074 0.06 0.08 0.15 0.02 0.003 其余
实施例2 0.078 0.20 0.90 0.035 0.003 0.0061 0.055 0.02 0.04 0.01 0.005 0.001 其余
实施例3 0.090 0.34 0.78 0.015 0.004 0.0058 0.04 0.05 0.03 0.004 其余
实施例4 0.085 0.26 1.00 0.021 0.006 0.0087 0.015 0.08 0.07 0.04 0.006 其余
实施例5 0.044 0.34 0.65 0.009 0.005 0.0052 0.03 0.05 0.01 0.003 其余
实施例6 0.055 0.40 0.67 0.025 0.006 0.0046 0.025 0.01 0.40 0.025 0.005 其余
实施例7 0.040 0.28 0.85 0.055 0.008 0.0040 0.05 0.08 0.035 0.003 其余
实施例8 0.048 0.37 1.00 0.014 0.005 0.0100 0.045 0.35 0.015 0.002 其余
实施例9 0.066 0.36 0.84 0.018 0.005 0.0078 0.03 0.04 0.05 0.027 0.004 其余
实施例10 0.12 0.33 0.60 0.022 0.004 0.0055 0.04 0.05 0.25 0.016 0.006 其余
实施例11 0.11 0.50 1.65 0.050 0.006 0.0090 0.025 0.04 0.06 0.008 0.003 其余
实施例12 0.075 0.36 1.70 0.042 0.007 0.0085 0.035 0.07 0.06 0.10 0.012 0.002 其余
实施例13 0.066 0.45 1.37 0.038 0.004 0.0045 0.045 0.05 0.04 0.32 0.032 0.005 其余
实施例14 0.084 0.37 0.40 0.027 0.003 0.0064 0.04 0.02 0.07 0.20 0.027 0.004 其余
对比例1 0.085 0.35 0.85 0.022 0.005 0.0080 0.03 0.05 0.06 其余
对比例2 0.11 0.24 0.50 0.015 0.007 0.0050 0.05 0.03 0.02 0.05 其余[0112] 表2实施例钢的工艺参数及产品性能
[0113]