一种利用低温在线静态再结晶生产钢带的方法

摘要

一种利用低温在线静态再结晶生产钢带的方法，通过在微合金耐大气腐蚀钢的成份中添加微量元素硼，在薄带连铸铸带出带后向铸带两侧采用喷洒干冰的方式对铸带进行快速均匀冷却，提高冷却均匀性和冷却强度以及达到防氧化、降低轧制温度的效果；同时采用双机架低温奥氏体在线静态再结晶轧制，开轧温度900～1050℃，总压下量50～70％，实现铸带热轧后的奥氏体在线静态再结晶轧制；然后采用雾化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。薄带连铸在生产此类钢种时，能够解决组织不均匀、屈强比偏高、成型性不好的问题，从而满足冷轧基料和“以热代冷”产品的使用要求。

说明书

技术领域

本发明涉及双辊薄带连铸工艺，特别涉及一种利用低温在线静态再结 晶生产钢带的方法。

背景技术

传统的薄带大都是由厚达70-200mm的铸坯经过多道次连续轧制生产 出来的，而采用双辊薄带连铸工艺生产的铸带经过一道次或两道次轧制成 为热轧带，即可以投入市场使用。相比传统带钢的生产工艺，前者的生产 线比较短，所需要的能源比较少，是一种低碳环保的热轧薄带生产工艺。

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，进而在两结晶辊辊缝隙最小处(nip点)形成1-5mm 厚的铸带，铸带经由导板导向被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。薄带连铸生产的带钢，由于厚度较薄，用于冷轧基料，可以大大降低 后续冷轧减薄的道次，大大节约生产成本；此外，对于厚度小于2mm的 薄规格热轧带，如果性能允许，可以直接用来替代冷轧产品(以热代冷)， 使得薄带连铸的产品领域得到大大的拓展。

但是，薄带连铸由于其本身的工艺特性，生产的钢种普遍存在组织细 化、屈强比偏高、成型性不好的现象，而对薄带连铸生产线配备的冷轧机 组所需的冷轧基料，以及汽车行业需要一些“以热代冷”且要求具有良好成 型性的产品，一般要求热轧卷的屈强比较低，容易折弯成型。因此，薄带 连铸在生产此类钢种时，需要解决组织不均匀、屈强比偏高的问题，从而 满足冷轧基料的使用要求。

带钢作为冷轧基料使用时，带钢需要经过酸洗-除磷工序，为了利于 酸洗去除表面氧化皮，要求带钢表面氧化皮的厚度越薄越好，这就需要在 铸带各个阶段控制氧化铁皮的生成，如在典型工艺中，在结晶辊直至轧机 入口均采用密闭室装置防止铸带氧化，在密闭室装置内如专利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：其一，会在带 钢表面形成水斑(锈斑)，影响表面质量；其二，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；其三，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。

带钢作为“以热代冷”产品使用时，一般要求钢种具有良好的成型性， 其本质也是要求钢种具有较低的屈强比。此外作为汽车零部件、集装箱板 使用时还需要钢种具有一定的耐腐蚀性，利用薄带连铸生产耐大气腐蚀钢 钢种时，具有一种天然的优势，即带钢表面层会富集一层耐腐蚀性元素， 如Cu、P、Cr等元素，可以大大提高带钢的抗腐蚀性能。

带钢具有这样的表面层，客观上也要求带钢表面氧化铁皮厚度越薄越 好，便于酸洗。因为较厚的氧化铁皮会使酸洗时间变长，从而破坏带钢表 面富集的耐腐蚀性元素层，如Cu、P、Cr等消失或减少，从而降低带钢耐 腐蚀性能。

目前国内外耐大气腐蚀钢及其制造方法专利，其中450MPa及其以上 强度级别的耐大气腐蚀钢，大都采用Nb、V、Ti、Mo复合微合金化技术， 通过细晶强化和沉淀强化来提高耐大气腐蚀钢的综合力学性能，具体专利 成分和性能见表1。

表1耐候钢的专利对比(wt％)

上述高强耐大气腐蚀钢，均采用了微合金化路线，在成分体系中均含 有Nb，V，Ti，Mo等合金元素，并且均采用传统热轧工艺生产。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2mm的钢 带，一般要对热轧钢带继续进行冷轧以及后续退火来完成。上述专利也有 提及钢中添加硼(B)元素，比如专利CN200610125125.2和US6315946， 但公开的发明内容中没有涉及硼(B)元素添加后具体的工艺控制方法， 而且添加的量也比较少。

利用传统工艺生产微合金高强耐大气腐蚀钢，存在的主要问题有：

(1)工艺流程长、能耗高、机组设备多、基建成本高，导致生产成 本高。

(2)耐候钢中含有较高含量的提高钢带耐大气腐蚀性能的磷、铜等 易偏析元素，传统工艺由于铸坯凝固冷却速度慢，容易造成磷、铜等元素 的宏观偏析，从而导致铸坯的各向异性和出现宏观裂纹，成才率较低。

(3)耐候钢的耐侯性主要取决于磷和铜的共同作用，由于其在传统 工艺中存在易偏析特征，因此在利用传统工艺生产高强耐大气腐蚀钢的成 分设计中，往往不添加磷，其含量按照杂质元素水平来控制，通常≤ 0.025％；铜的添加量在0.2-0.55％的范围，实际生产中通常取下限。其结 果造成钢带的耐侯性不高。

(4)传统工艺中，由于微合金元素在热轧过程中不能保持为固溶体， 发生部分析出，导致钢材组织晶粒细小，屈强比提高，成型性能差，因此 会显著增加轧制载荷，增加能耗和辊耗，对装备的损伤较大，从而就限制 了可经济地和实际地生产高强耐候钢热轧产品的厚度范围，通常是≤ 2mm。对传统热轧产品继续进行冷轧，可进一步降低钢带厚度，然而热轧 钢带的高强度导致冷轧也存在困难。一是高的冷轧载荷对装备的要求较 高，损伤较大；二是热轧产品中由合金元素析出的第二相，使冷轧后钢带 的再结晶退火温度显著增加。

如果采用薄板坯连铸连轧工艺生产微合金高强耐候钢，可在一定程度 上克服传统工艺的缺点。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；另外薄板坯工艺的铸坯凝固冷却速度加快， 可在一定程度上减少元素宏观偏析，从而减少了产品缺陷，提高了成材率， 也正是因为这点，利用薄板坯工艺生产微合金高强耐大气腐蚀钢的成分设 计适当放宽了提高耐腐蚀性的元素磷、铜的含量范围，这对于提高钢的耐 候性能是有利的。

中国专利CN200610123458.1公开了一种基于薄板坯连铸连轧流程采 用Ti微合金化工艺生产700MPa级高强耐候钢的方法，该方法制造耐候钢 板的化学成分为：C：0.03-0.07％，Si：0.3-0.5％，Mn：1.2-1.5，P：≤0.04％， S：≤0.008％，Al：0.025-0.05％，Cr：0.3-0.7％，Ni：0.15-0.35％，Cu：0.2-0.5％， Ti：0.08-0.14％，N：≤0.008％，余量为Fe和不可避免的杂质。钢板的屈服 强度≥700MPa，抗拉强度≥775MPa，延伸率≥21％。在该专利中，磷是 按照杂质元素来控制的，含量≤0.04％，较传统工艺的≤0.025％，有所放 宽。

中国专利CN200610035800.2公开了一种基于薄板坯连铸连轧工艺生 产700MPa级V-N微合金化耐大气腐蚀钢的方法，该方法制造耐候钢板的 化学成分为：C：≤0.08％，Si：0.25-0.75％，Mn：0.8-2，P：≤0.07-0.15％，S： ≤0.04％，Cr：0.3-1.25％，Ni：≤0.65％，Cu：0.25-0.6％，V：0.05-0.2％，N： 0.015-0.03％，余量为Fe和不可避免的杂质。钢板的屈服强度≥700MPa， 抗拉强度≥785MPa，延伸率≥21％。在该专利中，磷是按照提高耐腐蚀性 的元素来控制的，含量为0.07-0.15％；铜的含量为0.25-0.6％，其下限和 上限分别高于传统工艺的铜含量下限0.2％和上限0.55％。

虽然薄板坯工艺在生产微合金高强耐大气腐蚀钢上存在如上优势，但 传统工艺生产中存在的某些问题，在薄板坯工艺中仍然存在，例如：微合 金元素在热轧过程中也不能保持为固溶体，发生部分析出，导致钢材强度 提高，从而增加轧制载荷，增加能耗和辊耗，使得可经济地和实际地生产 高强耐候钢热轧产品的厚度规格也不可能太薄，为≥1.5mm，见中国专利 CN200610123458.1，CN200610035800.2以及CN200710031548.2。

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。

在该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  theProcess.AIS Tech，Indianapolis，Indiana，USA，May 7-10， 2007)，报导了所采用的热轧温度为950℃。

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。

为了改善薄带连铸微合金钢的强塑性匹配，中国专利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。

发明内容

本发明的目的在于提供一种利用低温在线静态再结晶生产钢带的方 法，通过在微合金耐大气腐蚀钢的成份中添加微量元素硼(B)，在薄带 连铸带钢出带后，向带钢两侧采用喷洒干冰(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强度以及达到防氧化、降低轧制 温度的效果；同时采用双机架低温奥氏体在线静态再结晶轧制(开轧温度 900～1050℃，总压下量50-70％)，实现铸带热轧后的奥氏体在线静态再 结晶轧制；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。薄带连铸在生产此类钢种时， 能够解决组织不均匀、屈强比偏高、成型性不好的问题，从而满足冷轧基 料和“以热代冷”产品的使用要求。

一种利用低温在线静态再结晶生产钢带的方法，其包括如下步骤：

a)冶炼

按以下化学成分要求进行冶炼，钢水化学成分重量百分比为：C： 0.02-0.06％，Si：0.2-0.4％，Mn：0.6-1.5％，P：0.07-0.22％，S ≤0.008％，N：0.004-0.010％，Al：0.01-0.06％，Cu：0.20-0.8％， Cr：0.3-0.8％，Ni：0.12-0.4％，B：0.001-0.006％，此外，还包 含Nb、V、Ti、Mo中一种以上，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)浇铸

采用双辊薄带连铸，将上述钢水浇铸形成形成1～5mm厚的铸带， 铸辊直径在500～1500mm，浇铸速度范围介于60～150m/min；

c)二次冷却

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，在铸带出结晶辊后立即向铸带两侧采 用喷洒干冰的方式对铸带快速均匀冷却至1280℃以下，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，铸带冷却速率200～300℃/s；

d)在线热轧

二次冷却后铸带出密闭室后经夹送辊送至双机架轧机中轧制成 0.5-2.0mm厚度的带钢，轧制采用双机架轧制，轧制温度 900～1050℃，控制热轧总压下率为50～70％；

e)轧后冷却

对在线热轧后的带钢进行轧后冷却，冷却采用雾化冷却的方式， 冷却速率10～70℃/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，卷取温度为650-750℃；最终获得含B微合金耐大气 腐蚀钢带材的性能达到屈服强度450MPa以上，抗拉强度达到 580MPa以上，延伸率达到22％以上，屈强比低于0.8。

进一步，上述二次冷却在密闭室内进行，采用的强化冷却方法将干冰 直接喷射在铸带表面，其中干冰与惰性气体或氮气混合，混合体积比例为 5∶1～10∶1，以0.5～5MPa的压力直接将干冰喷射在铸带表面。

在本发明钢的化学成分设计中：

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 0.02-0.06％。

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0.2-0.4％。

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0.6-1.5％。

P：P可显著提高钢的耐大气腐蚀性能，并且能显著细化奥氏体晶粒。 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。因此目前在传统工艺生产的高强耐大气腐蚀钢中， P大多作为杂质元素来控制，含量很低。

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，从而提高钢的耐大气 腐蚀性能，并通过细化奥氏体晶粒促进奥氏体再结晶。故在本发明中，采 用较传统工艺生产的耐大气腐蚀钢更高的P含量，范围是0.07-0.22％。

S：在通常情况下S也是钢中有害元素，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是作为杂质元素来控制，其含量范围是≤0.008％。

Al：Al是为了脱氧而加入钢中的元素，添加0.01-0.06％含量的Al有 利于细化晶粒，改善钢材的强韧性能。

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％。

Cr：Cr可有效提高钢的耐大气腐蚀性能，提高钢的淬透性，提高钢的 强度，但其含量高会恶化钢的焊接性能。故本发明采用的Cr含量范围是 0.3-0.8％。

Ni：Ni能提高淬透性，显著改善钢材的低温韧性，是提高钢的耐候性 和强韧性的有利元素，不会对钢的可焊性和焊接热影响区韧性造成不利影 响。Ni还能有效阻止Cu的热脆。但Ni含量高会显著提高钢材成本。故 本发明采用的Ni含量范围是0.12-0.4％。

Cu：Cu是提高钢的耐大气腐蚀性能的关键元素，与P配合使用效果 更为显著。Cu还能发挥固溶强化作用提高钢的强度，而对焊接性能没有 不利的影响。但Cu是易偏析元素，容易引起钢材热加工时的热脆。因此 目前在传统工艺生产的耐大气腐蚀钢中，Cu含量一般不超过0.6％。

在薄带连铸工艺中，铸带的凝固和冷却速率较快，可有效抑制Cu的 偏析，从而可有效避免Cu的劣势，充分发挥Cu的优势。故在本发明中， 采用较传统工艺生产的耐大气腐蚀钢更高的Cu含量，范围是0.20-0.8％。

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。

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。

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％。

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。

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 为符合本专利的构思。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。

本发明采用V的含量范围是0.01-0.08％。

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。

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。

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％。

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。

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。

本发明采用Mo的含量范围是0.1-0.4％。

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。

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％。

在本发明制造方法中，

采用薄带连铸生产上述成份的高强度耐大气腐蚀钢时，带钢表面会富 集一层耐腐蚀性元素，如Cu、P、Cr等，可以大大提高带材的抗腐蚀性能。 富集在基体表面层的耐腐蚀元素，它们会由于酸洗遭受破坏而变薄，从而 影响板带材的抗腐蚀性能，因此在后续的工序中十分注重带钢表面氧化皮 的厚度控制。

二次冷却采用在铸带的两侧沿铸带宽度方向设置二冷装置，用于出带 后立即向铸带两侧采用喷洒干冰(固态CO₂)的方式对铸带进行快速均匀 冷却至1280℃以下，可以显著提高铸带的冷却均匀性和冷却强度，促进钢 中BN的析出。

上述二次冷却在铸带下密闭室内进行，采用的强化冷却方法将干冰 (固态CO₂)直接喷射在铸带表面，以加速铸带的冷却，其中干冰与惰性 气体或氮气混合，直接将干冰喷射在铸带表面，一方面起到了降低铸带温 度的作用，另一方面固态的干冰喷到热态的铸带表面会气化，在铸带表面 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 在铸带表面，起到铸带防氧化的作用，从而有效控制了铸带表面氧化皮的 生长。

上述二次冷却所在的密闭室内不用另外通惰性气体保护铸带，直接利 用高压喷洒干冰挥发出来的CO₂气体实现对铸带的防氧化保护。

本发明设计的铸带二次冷却涉及到的BN析出相的理论基础：

钢中硼与氮、铝和氮在γ-Fe中的热力学方程如下：

BN＝B+N；Log[B][N]＝-13970/T+5.24        (1)

AlN＝Al+N；Log[Al][N]＝-6770/T+1.03        (2)

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，抑制细小 的AlN析出。

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。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。

二次冷却后的铸带出密闭室后经夹送辊将带钢送至双机架轧机中轧 制成0.5～2.0mm厚度的薄带材。其中，轧制采用双机架轧制，控制轧制温 度为900～1050℃，控制热轧总压下率为50-70％，可以保证较低温度下的 奥氏体在线静态再结晶。

通过二冷装置的冷速和浇铸的拉速来实现相对较低的轧制温度 900-1050℃，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。因此，在薄带连铸过程中降低轧制温度 是一个普遍研究的问题。本发明是通过控制二次冷却速率和拉速来实现相 对较低的轧制温度的。

带钢轧后冷却，对在线热轧后的带钢进行轧后冷却，冷却采用雾化冷 却的方式，雾化冷却装置将雾化的冷却水雾直接喷洒在钢带表面，雾化冷 却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；同时喷雾冷却均匀， 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。

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650-750℃，以使热轧带具有铁素体加珠光 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。

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。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。

耐大气腐蚀钢是一类比较特殊的产品，要求其具有较好的强塑性匹 配，即使是对于较高强度级别的产品，也要求其同时具有较高的延伸率， 否则难以满足成形加工工艺的要求。利用薄带连铸工艺生产的含有Nb、V、 Ti、Mo等微合金元素的产品，由于微合金元素对热轧后奥氏体具有明显 的再结晶抑制作用，从而保留其铸带粗大奥氏体晶粒的不均匀性，由这种 不均匀的奥氏体相变后所获得的最终产品组织也很不均匀，从而导致产品 的延伸率不高。本发明在含有Nb、V、Ti、Mo等微合金元素的耐大气腐 蚀钢中添加B元素，可以显著均匀化奥氏体晶粒组织，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； 同时易于折弯成型。

综上所述，在耐大气腐蚀钢中添加Nb、V、Ti、Mo等微合金元素已 见大量文献报导，但是利用薄带连铸技术生产含硼(B)的微合金化高强 耐大气腐蚀钢，迄今为止尚未见报导，归纳优点如下：

(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。

(2)铸带厚度通常在1-5mm，通过在线热轧至期望产品厚度，通常 在1-3mm，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。

(3)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；同时易于折弯成型。

(4)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，所添加的微合金元素主要以固溶态存在，可提高合金 利用率。

我们通过试验发现，在900-1050℃的温度范围内，虽然热轧压下率在 20-40％范围内，奥氏体很难发生动态再结晶，但是当热轧总压下率达到 50％以上时，奥氏体会发生静态再结晶，达到均匀化组织，提高延伸率的 目的，这点将作为本发明区别于上述专利的一个重要区别点。

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微合 金高强耐大气腐蚀钢，在本专利中添加合适的元素，在薄带连铸带钢出带 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强度以及达到防氧化、降低轧制温度的效 果；轧制后的带钢采用雾化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、屈强比偏高、成型性不好的问题， 从而满足冷轧基料和“以热代冷”产品的使用要求。

本发明的主要优点：

1.采用薄带连铸工艺生产高强度耐大气腐蚀钢带材，进行热轧后直接 供给市场使用，达到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。

2.本发明采用添加微量的硼元素可以弥补Nb、V、Ti、Mo微合金化 带来的副作用，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。

3.采用本工艺可以提高板带的性能，可以生产高强度等级的钢种，同 时可以遗传薄带连铸铸带的优良性能，比如铸带表面富集的耐腐蚀元素 层。

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。

5.采用雾化冷却方式可以有效减小薄带材表面的氧化铁皮厚度，提高 表面质量。

6.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。

本发明与已有技术的区别和改进之处

中国专利CN1633509A提到了一种薄带连铸所生产含铜碳钢产品的 方法，该专利强调要对这种的带钢在400-700℃范围内进行退火、回火等 热处理工序使铜元素在带钢中沉淀或再结晶。与本发明相对比，本发明成 份中添加了微量元素B，具有明显区别特征，同时后续处理工艺完全不一 样，而且这种方法中没有涉及带钢出带后的快速冷却方法。

中国专利CN200580009354.1中提到的一种高铜低合金薄带的制造方 法，其技术特点是，在进入轧机前对所述的带钢在非氧化气氛中实施冷却 至低于1080℃以防止带钢发生“热脆”现象。与本发明相比，其成分中铜 含量与本发明有所不同，且本发明中添加了微量元素B，对带钢出带后的 一系列后续处理方法也有所不同。

与现有利用薄带连铸工艺生产微合金高强钢的专利200880023157.9、 200880023167.2、200880023586.6相比，本发明的不同之处在于：专利 200880023157.9、200880023167.2、200880023586.6通过添加微合金元素 是抑制奥氏体热轧后的再结晶，因此轧制温度偏低，最终钢带的组织为贝 氏体加针状铁素体组织，强度较高，延伸率较低；且上述专利均不含微量 元素B。

中国CN1180325A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 强度上，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以上的冷却强度，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。

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，本专利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以上的冷却强度，有效降低轧制温度，有利于轧制板形质量 的提高。

日本专利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。专利JP-A-5-277654的主要缺点 是冷却强度有限，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。

附图说明

图1为本发明生产工艺布置的示意图。

图2为BN、AlN析出的热力学曲线示意图。

具体实施方式

参见图1，将符合本发明化学成分设计的钢水经大包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1-5mm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11两侧喷洒干冰(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，再经轧后雾化冷却装置14，将雾化的冷却水雾直接喷洒在钢带表面， 控制冷却速率，经输送辊道15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。

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铸带，直 接利用喷洒干冰挥发出来的CO₂气体实现对铸带的防氧化保护。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。

本发明实施例的化学成分如表1所示。工艺参数以及热轧带冷却到室 温后的拉伸性能见表2，耐大气腐蚀性能测试结果见表3。

综上所述，利用薄带连铸工艺技术按本发明提供的钢种成分设计范围 制造的含硼耐大气腐蚀钢，屈服强度达到450MPa以上，抗拉强度达到 580MPa以上，延伸率达到22％以上，屈强比低于0.8，冷加工折弯性能 合格；耐大气腐蚀性能对比结果亦表明发明钢种的耐大气腐蚀性能与传统 高强耐候钢Q450NQR1相当。通过本发明，可以得到屈强比较低的钢种， 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、难成 型，不能满足冷轧用料要求的问题。本发明方法生产的耐大气腐蚀薄带钢， 满足冷轧基料使用要求，也可以“以热代冷”直接使用。

表1实施例钢的化学成分(wt.％)

表2实施例钢的工艺参数及产品性能

表3实施例钢的耐大气腐蚀性能测试结果

  平均腐蚀速率(mg/cm2.h)   相对腐蚀速率(％)   Q345B   0.4902   100   Q450NQR1   0.2182   44.51   实施例1   0.2065   42.13   实施例2   0.2103   42.90   实施例3   0.2012   41.04   实施例4   0.2056   41.94   实施例5   0.2140   43.66   实施例6   0.2083   42.49

  实施例7   0.2169   44.25   实施例8   0.2017   41.15   实施例9   0.1997   40.74   实施例10   0.2033   41.47   实施例11   0.2114   43.13   实施例12   0.2022   41.25   实施例13   0.2127   43.39   实施例14   0.1985   40.49