CN117778891A - 2.0mm以下极薄规格热轧高强钢及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种2.0mm以下极薄规格热轧高强钢及其制备方法，属于热连轧钢领域。2.0mm以下极薄规格热轧高强钢，其化学成分按重量百分比为：C 0.04～0.10％，Si 0.05～0.20％，Mn 0.40～1.40％，P≤0.015％，S≤0.008％，Als 0.010～0.050％，Ti+Zr 0.040～0.130％，N≤0.005％，其余为Fe及杂质，本发明从化学成分、热轧工艺、设备控制等方面提供了薄规格高强钢的全流程关键工艺技术，实现了薄规格高强钢的稳定轧制。

Description

2.0mm以下极薄规格热轧高强钢及其制备方法

技术领域

本发明属于热连轧钢领域，涉及一种薄规格高强度热连轧钢的生产方法，具体涉及一种2.0mm以下极薄规格热轧高强钢及其制备方法。

背景技术

2.0mm以下极薄规格热轧高强钢的工业生产难度较大，主要是由于高强钢中一般会添加Nb元素以促进晶粒细化，提高材料的成形翻边性能，但是Nb元素在钢板的轧制过程当中(约900～1000℃附近)会形成Nb(CN)，对钢中的位错形成钉轧作用，会提高钢的热变形抗力，导致2.0mm以下极薄规格高强钢轧制负荷较重、板形控制困难，轧制过程中易出现废头、废尾、板形不良等问题。为解决极薄规格热轧高强钢的轧制难题，国内钢企采用Ti微合金化替代Nb微合金化，由于Ti的铁素体过饱和析出强化效果较强，且其不易在精轧过程中大量析出从而提高热变形抗力，因此能够较好的解决极薄规格轧制符合偏重的问题，但是Ti易与N形成液析TiN，恶化钢的成形性能。因此，本发明采用Ti-Zr微合金化，以同时解决极薄规格轧制难题和材料成形性能的问题。

经检索，CN104131238B公开了一种高成型高耐候极薄规格热轧钢板及其CSP生产工艺，所述钢的成分为：0.035～0.065％C，0.15～0.3％Si，1.3～1.6％Mn，0.12～0.2％Cu，0.2～0.6％Cr，0.1～0.2Ni，0.1～0.13％Ti，0.1～0.2％Mo，0.025～0.045％Als，P≤0.018％，S≤0.005％，N≤0.006％，其余为Fe和不可避免的杂质。并提供了其制备工艺：结晶器热流为2.45～2.55mw/m2，连铸二冷水的比水量为1.77～1.83L/Kg，开浇连铸坯厚度为65～75mm，经多次液芯压下至55～60mm；铸坯出炉温度为1230～1250℃；终轧温度为880～920℃；经层流冷却后进行卷取，卷取下线后以≤10℃/s的冷速冷却至280～320℃后再进行快速冷却。

CN104550256A公开了一种TMCP薄规格高强钢板形控制方法：将钢坯加热到1100～1200℃，钢坯上层、中层、下层温度差控制在0～30℃；设定轧制工艺参数不变，采用二级模型设定的轧制规程进行轧制；终轧后的钢板进行ACC冷却，设定ACC辊道速度1.0～1.25m/s，终冷温度控制在400～500℃范围内；钢板冷却后进行在线矫直，采用二级模型自动矫直，钢板矫直后返红温度控制在500～550℃。

CN112496085B公开了一种改善1500MPa级热轧超高强钢边浪缺陷的生产方法，根据边浪的浪型和浪高，对粗轧和精轧参数分别设定为：当浪高为5～10mm/m时，粗矫和精矫工作辊下辊位置设定为4～8mm；当浪高为10.1～15mm/m时，粗矫和精矫的工作辊下辊位置设定为9～12mm。当浪型为操作侧单边浪时，粗矫和精矫工作辊倾斜设定为0.5～1.2mm；当浪型为驱动侧单边浪时，粗矫和精矫工作辊倾斜设定为-0.5～-0.2mm；当浪型为双边浪时，粗矫和精矫工作辊倾斜设定为0.1～0.4mm。该发明可以控制钢板的不平度在5mm/m以下。

CN113522967B公开了一种短流程轧制550MPa级宽幅薄规格高强钢板形控制方法，通过板坯厚度及楔形控制、精轧带钢负荷分配控制、精轧带钢凸度及平直度控制，解决了550MPa级宽幅薄规格钢板因板形不良引起的精整效率低下、综合成材率偏低等技术难题。

CN113522988B公开了一种DQ工艺薄规格超高强钢板形的控制方法，包括：轧制、冷却、平整横切的全流程板形控制。该发明强调轧制时微中浪补偿策略，钢卷轧制后，采用分段冷却模式，主要减低钢卷轧后冷速过大导致板形变差的问题。钢卷轧制后48小时内立即平整，避免钢板过度加工硬化，以及保证平整效果。该方面生产的钢板不平度在5～8mm/m之间，最佳可达2mm/m。

由上可知，薄规格高强钢的现有专利主要通过轧制、平整、矫直等工艺进行轧制负荷、钢板板形控制，尚未见通过化学成分、轧制工艺的综合改进，实现薄规格高强钢的稳定轧制。

发明内容

针对上述技术问题，本发明提供一种2.0mm以下极薄规格热轧高强钢及其制备方法。

本发明解决其技术问题所采用的技术方案是：2.0mm以下极薄规格热轧高强钢，其化学成分按重量百分比为：C 0.04～0.10％，Si 0.05～0.20％，Mn 0.40～1.40％，P≤0.015％，S≤0.008％，Als 0.010～0.050％，Ti+Zr 0.040～0.130％，N≤0.005％，其余为Fe及不可避免的杂质元素。

上述2.0mm以下极薄规格热轧高强钢，其显微组织为体积分数≥95％的铁素体，以及体积分数≤5％的珠光体或渗碳体；其抗拉强度为500～900MPa，延伸率≥20％，屈强比≤0.88，夹杂物级别≤0.5级，液析TiN按D类夹杂物评级≤0.5级。

进一步的是，当上述2.0mm以下极薄规格热轧高强钢抗拉强度为500MPa级时，其化学成分中Mn为0.40～0.80％，Ti+Zr为0.040～0.060％。

进一步的是，当上述2.0mm以下极薄规格热轧高强钢抗拉强度为600MPa级时，其化学成分中Mn为0.50～1.00％，Ti+Zr为0.050～0.070％。

进一步的是，当上述2.0mm以下极薄规格热轧高强钢抗拉强度为700MPa级时，其化学成分中Mn为0.90～1.10％，Ti+Zr为0.080～0.110％。

进一步的是，当上述2.0mm以下极薄规格热轧高强钢抗拉强度为800MPa级时，其化学成分中Mn为1.20～1.40％，Ti+Zr为0.090～0.130％。

上述2.0mm以下极薄规格热轧高强钢的制备方法为：经转炉冶炼-LF精炼-RH精炼-连铸获得钢铸坯，再经板坯加热-粗轧-精轧-层流冷却-卷取-冷却后获得成品钢板；其中，所述钢铸坯的厚度为200～250mm，钢铸坯采用热送热装装入板坯加热炉加热，板坯出炉温度为1220～1280℃。

进一步的是，上述板坯粗轧入口温度为1160～1200℃，粗轧出口温度为1120～1160℃，粗轧出口速度为2～5m/s；粗轧获得厚度30～40mm的中间坯，其凸度80～120μm，楔形80～120μm；中间坯粗轧后在辊道上传输，经保温罩、热卷箱后送入精轧机组。

进一步的是，上述中间坯精轧入口温度为1060～1120℃，精轧出口温度为860～900℃，精轧出口速度8～12m/s，机架间冷却水开启组数不超过1组，润滑轧制开启组数不低于3组；精轧时工作辊工作里程为10Km～20Km，工作辊宽度方向温差不超过30℃，上下工作辊温差不超过15℃；中间坯精轧获得厚度1.2～2.0mm厚的钢板，其凸度20～40μm，楔形不高于25μm。

进一步的是，上述钢板层流冷却速率为20～50℃/s，下集管和上集管冷却时流量比为1.2～1.4，层流冷却模型采用稀疏冷却，即开2组集管关1组集管，卷取温度控制按U型卷取，即钢卷头尾30m卷取温度按650～700℃控制，钢卷中部卷取温度按600～650℃控制；钢板卷取后放入缓冷坑，或者在钢卷四周放置热钢卷，控制钢卷以不高于20℃/h的冷却速率冷却至200～300℃，随后空冷至室温。

本发明的有益效果是：本发明采用Ti-Zr微合金化思路，相比于Nb、Nb-Ti微合金化，用于生产极薄规格(≤2.0mm)的热轧钢板时，具有轧制负荷低，轧废率低、板形更易控制的优点；相比于Nb、Ti微合金化，具有夹杂物，特别是液析TiN夹杂物级别低，屈强比低、延伸率高的优点，有利于提高钢的成形性能。

极薄规格高强钢是各大钢厂的生产技术难题，本发明从化学成分、热轧工艺、设备控制等方面提供了薄规格高强钢的全流程关键工艺技术，为薄规格高强钢的制备提供了新的思路，具备技术先进性，可操作性，可推广性。

附图说明

图1为本发明实施例1钢的板形监测图；

图2为本发明对比例1钢的板形监测图；

图3为本发明实施例1钢的实际卷型；

图4为本发明对比例1钢的实际卷型；

图5为本发明实施例2钢的实际板形；

图6为本发明对比例2钢的实际板形；

图7为本发明实施例2钢的夹杂物；

图8为本发明对比例2钢的夹杂物；

图9为本发明实施例1钢的显微组织；

图10为本发明实施例2钢的显微组织；

图11为本发明实施例3钢的显微组织；

图12为本发明实施例4钢的显微组织；

图13为本发明对比例1钢的显微组织；

图14为本发明对比例2钢的显微组织。

具体实施方式

本发明的技术方案，具体可以按照以下方式实施。

本发明提供一种2.0mm以下极薄规格热轧高强钢及其制备方法。

本发明所述的钢显微组织为体积分数≥95％的铁素体，以及体积分数≤5％的珠光体或渗碳体，抗拉强度为500～900MPa，延伸率≥20％，屈强比≤0.88，夹杂物级别≤0.5级，液析TiN按D类夹杂物评级≤0.5级。同时，本发明所述的钢具有轧制负荷低、轧制成材率高，板形良好、成形翻边性能良好的优点。

为实现上述目的，本发明提出，上述2.0mm以下极薄规格热轧高强钢的化学成分按重量百分比包括：C：0.04～0.10％，Si：0.05～0.20％，Mn：0.40～1.40％，P≤0.015％，S≤0.008％，Als：0.010～0.050％，Ti+Zr：0.040～0.130％，N≤0.005％，其余为Fe及不可避免的杂质元素。

进一步，上述2.0mm以下极薄规格500MPa级热轧高强钢的化学成分按重量百分比包括：C：0.04～0.10％，Si：0.05～0.20％，Mn：0.40～0.80％，P≤0.015％，S≤0.008％，Als：0.010～0.050％，Ti+Zr：0.040～0.060％，N≤0.005％，其余为Fe及不可避免的杂质元素。

进一步，上述2.0mm以下极薄规格600MPa级热轧高强钢的化学成分按重量百分比包括：C：0.04～0.10％，Si：0.05～0.20％，Mn：0.50～1.00％，P≤0.015％，S≤0.008％，Als：0.010～0.050％，Ti+Zr：0.050～0.070％，N≤0.005％，其余为Fe及不可避免的杂质元素。

进一步，上述2.0mm以下极薄规格700MPa级热轧高强钢的化学成分按重量百分比包括：C：0.04～0.10％，Si：0.05～0.20％，Mn：0.90～1.10％，P≤0.015％，S≤0.008％，Als：0.010～0.050％，Ti+Zr：0.080～0.110％，N≤0.005％，其余为Fe及不可避免的杂质元素。

进一步，上述2.0mm以下极薄规格800MPa级热轧高强钢的化学成分按重量百分比包括：C：0.04～0.10％，Si：0.05～0.20％，Mn：1.20～1.40％，P≤0.015％，S≤0.008％，Als：0.010～0.050％，Ti+Zr：0.090～0.130％，N≤0.005％，其余为Fe及不可避免的杂质元素。

下面对本发明所述钢中主要的合金元素限制原因进行说明。

C是钢中重要的强化元素，可通过固溶强化、析出强化提高钢的强度，但是C含量不宜过高，否则易与Fe、Ti、Zr等元素在后续相变时形成含Ti、Zr的合金渗碳体，渗碳体相不仅尺寸较大、还易在晶界处富集，影响材料的成形性能。因此，本发明将C含量控制为0.04～0.10％的较低水平。

Si是钢中重要的间隙固溶强化元素，且Si在相变过程能提高C的活度，促进C从奥氏体中向外扩散，促进渗碳体的形成，为降低渗碳体的含量，宜采用较低的Si含量；同时，Si元素作为固溶强化元素，其含量增高易提高热变形抗力，增加薄规格钢板的精轧负荷，因此，本发明将Si含量控制在0.05～0.20％的较低水平。

Mn在钢中起到固溶强化、提高韧性的作用，但Mn含量偏高时，不仅易在厚度中心形成成分偏析、降低组织均匀性，还易提高热变形抗力，提高轧制负荷，因此，本发明将Mn含量控制在0.40～1.40％的较低水平，并按强度级别进行分级。

P、S、N在钢中是杂质元素，易形成夹杂物，降低钢的韧塑性，其中S、N含量偏高时，会与钢中的Ti、Zr形成硫化物、氮化物夹杂，其中液析TiN形态为立方形，在钢中大量存在的话极易形成启裂源，对韧性和塑性的影响较大，因此，本发明限定P含量≤0.015％，S含量≤0.008％，N含量≤0.005％。

Al在钢中主要起到脱氧的作用，因此，本发明将Als含量控制在0.010～0.050％。

Ti在钢中可与C元素结合为纳米级TiC析出相，可起到强烈的析出强化作用，同时Ti在板坯再加热过程中抑制原始奥氏体组织粗化，有利于细化晶粒。但是Ti含量不宜过高，以免形成大尺寸、高密度的液析TiN夹杂。为解决Ti微合金化钢易出现的液析TiN数量较多、尺寸较大，显微组织均匀性较差的问题，本发明提出复合添加Ti和Zr，由于Zr的化学性质比Ti活泼，因此在冶炼工序时会优先形成ZrN，改变液析TiN立方形的形态，使其棱角钝化，减小液析TiN与钢基体的应力集中，同时Zr的添加还能降低液析TiN的尺寸、数量，另外，Zr还能提高Ti微合金化钢的奥氏体再结晶激活能，促进原始奥氏体组织细化，减轻Ti微合金化钢中易出现的混晶组织。因此，本发明限定Ti+Zr含量为0.040～0.130％。

上述钢采用经转炉冶炼-LF精炼-RH精炼-连铸获得钢铸坯，再经板坯加热-粗轧-精轧-层流冷却-卷取-冷却后获得成品钢板的生产流程。

进一步，上述钢铸坯厚度200～250mm。

进一步，上述钢铸坯采用热送热装装入板坯加热炉，板坯出炉温度1220～1280℃。

进一步，上述钢坯粗轧入口温度1160～1200℃，粗轧出口温度1120～1160℃，粗轧出口速度2～5m/s。

进一步，上述钢经粗轧获得厚度30～40mm的中间坯，其凸度80～120μm，楔形80～120μm。

进一步，上述钢中间坯粗轧后在辊道上传输，经保温罩、热卷箱后送入精轧机组。

进一步，上述钢中间坯精轧入口温度1060～1120℃，精轧出口温度860～900℃，精轧出口速度8～12m/s，机架间冷却水开启组数不超过1组，润滑轧制开启组数不低于3组。

进一步，上述钢精轧时工作辊工作里程10Km～20Km，工作辊宽度方向温差不超过30℃，上下工作辊温差不超过15℃。

进一步，上述钢经精轧获得厚度1.2～2.0mm厚的钢板，其凸度20～40μm，楔形不高于25μm。

进一步，上述钢板层流冷却速率20～50℃/s，下集管和上集管冷却时流量比1.2～1.4，层流冷却模型采用稀疏冷却，即开2组集管关1组集管，卷取温度控制按U型卷取，即钢卷头尾30m卷取温度按650～700℃控制，钢卷中部卷取温度按600～650℃控制。

进一步，上述钢板卷取后放入缓冷坑，或者在钢卷四周放置热钢卷，以保证上述钢卷以不高于20℃/h的冷却速率冷却至200～300℃，随后空冷至室温。

下面结合本发明所述钢板形控制的要求，对生产工艺限制原因进行说明。

第一，在加热制度方面。由于板坯加热炉采用喷嘴加热，主要热传递方式为热辐射，热量是由板坯表面向心部传递，因此板坯冷装时心部温度较低，加热速度较慢，加热制度不当时易出现心部温度偏低的情况，导致后续粗轧时变形无法充分传递到板坯心部，不但提高了轧制负荷，增加轧制难度，还易导致心部组织粗大。而采用热送热装时，由于板坯从连铸下线后在空气中自然冷却，心部温度高于表面，经板坯加热后心部温度较高，易于后续粗轧。因此，本发明要求：连铸后获得的钢坯采用热送热装送入板坯加热炉，同时加热炉出炉温度控制在1220～1280℃的较高水平。

第二，在粗轧工艺方面。温度和变形制度的设计一则时考虑奥氏体再结晶区轧制，通过再结晶实现奥氏体组织细化，提高材料的强塑性，因此粗轧轧制温度控制在较高水平，轧制变形量控制在较大的水平，即中间坯厚度控制在较低的水平；二则考虑到粗轧的板形控制，采用较高的粗轧温度，较快的粗轧速度，以降低轧制负荷。本发明要求：粗轧入口温度1160～1200℃，粗轧出口温度1120～1160℃，粗轧出口速度2～5m/s，粗轧后中间坯厚度30～40mm，凸度、楔形80～120μm。

第三，在粗轧机组和精轧机组之间的辊道上配备了保温罩、热卷箱，一方面是为了提高精轧温度，降低轧制负荷，另一方面是通过将高温的中间坯进行卷取，去除表面氧化铁皮，使钢板头尾温度均匀，实现薄规格钢板的稳定轧制。

第四，在精轧工艺方面。首先，精轧的主要作用是通过大压缩比轧制为后续相变提供大量的形核质点，促进后续相变形成细小均匀的组织，通过细晶强化提高材料的强韧性。本发明采用较高的精轧温度，即精轧入口温度1060～1120℃，精轧出口温度860～900℃，主要是为了保证精轧前期(F1～F4)仍处于奥氏体再结晶区轧制，通过再结晶形成组织均匀细小的等轴晶，精轧后期(F5～F7)处于奥氏体非再结晶区轧制，通过奥氏体组织的扁平化，为后续相变提供充足的形核功，以及大量的形核质点。另外，本发明采用了较高的精轧出口速度，为8～12m/s，主要为了使钢板快速完成精轧，减少钢板自然温降带来的头尾温度差异，从而减轻钢板头尾性能差异。

其次，精轧工艺的设定还考虑了薄规格钢板板形控制的问题。本发明所述的钢板厚度较薄，为1.2～2.0mm，精轧压缩比大，板形控制难。因此，本发明：(1)要求机架间冷却水开启组数不超过1组，以减小钢板精轧过程的温降；(2)要求润滑轧制开启组数不低于3组，通过油水润滑以减轻钢板表面的摩擦力，减轻精轧负荷；(3)要求精轧工作辊工作里程10Km～20Km，即轧制块数30～60块，即在换辊周期的中段，主要是由于换辊周期的前段轧辊表面状态不稳定，而换辊周期的后段轧辊表面氧化铁皮增厚、辊面粗糙，均不利于薄规格钢板的稳定轧制及板形控制；(4)要求工作辊宽度方向温差不超过30℃，上下工作辊温差不超过15℃，主要是由于工作辊与钢板接触，长时间处于高温状态，工作辊宽度方向不同位置，以及上下工作辊由于散热速率不同，存在一定的温差，如果温差较大，则可能导致辊型发生微小的波动，影响弯辊窜辊对板形、凸度的调控能力，因此，本发明要求通过工作辊冷却水的调节，降低工作辊温差。(5)要求通过辊型设计、弯辊窜辊，实现凸度、楔形分别控制在20～40μm，不高于25μm的水平。

第五，在层流冷却方面。(1)为了避免粗大铁素体或渗碳体组织的形成，要求层流冷却速率采用较高的20～50℃/s，以细化最终组织，提高材料的强塑性。(2)卷取温度按600～650℃控制，主要是由于Ti、Zr析出相的鼻子点温度在600℃附近，同时适当提高卷取温度利于提高薄规格钢板的延伸率。(3)由于下集管冷却水受重力影响，向上喷至钢板表面的速率较低，因此，为保证上下表面冷却速率接近，应当使下集管冷却水流量适当高于上集管，本发明结合工业生产经验，将下集管和上集管的流量比控制在1.2～1.4。(4)由于层流冷却时钢板发生相变，相变时易产生内应力，且冷却速率较高时内应力会增大，因此，本发明在满足钢板性能要求的前提下，适当降低钢板的冷却速率，即采用较稀疏的冷却开水模式，开2组集管关1组集管。(5)钢板卷取后头尾部分直接接触空气，卷头卷尾的温降高于钢卷内部，因此，本发明要求卷取温度的控制按U型控制，即头尾卷取温度较高，按650～700℃，中部卷取温度较低，按600～650℃控制，以实现钢卷进入缓冷坑前整卷温度均匀，降低因温差导致的钢卷内应力。

第六、在缓冷工艺方面。对钢卷进行缓冷处理的目的是去应力退火，通过钢卷热炜、缓冷坑保温以保持一定的温度，消除钢卷内部的位错、缺陷等，减轻钢卷的内应力。钢卷的冷却速率要求控制在20℃/h以下。

下面通过实际的例子对本发明的技术方案和效果做进一步的说明。

实施例

实施例1

采用转炉-LF电加热-RH真空精炼-连铸工艺流程制备得到厚度200mm、质量百分比如下的钢坯：0.06％C，0.09％Si，0.88％Mn，0.010％P，0.005％S，0.033％Als，0.038％Ti，0.023％Zr，0.0033％N，其余为Fe及不可避免的杂质。钢坯经加热-粗轧-热卷箱-精轧-层流冷却-缓冷工艺流程制备得到1.5mm厚的钢板。具体工艺如下：钢坯采用热送热装送入板坯加热炉，出炉温度1247℃。粗轧入口温度1177℃，粗轧出口温度1131℃，粗轧出口速度3.3m/s，粗轧后获得的中间坯厚度34mm，中间坯凸度89μm，楔形82μm。粗轧后中间经辊道传输，先后经过保温罩保温，热卷箱卷取后，送入精轧机组。精轧入口温度1083℃，精轧出口温度866℃，精轧出口速度11.0m/s，开启1组机架间冷却水，润滑轧制开启3组，精轧工作辊工作里程18.2Km，工作辊宽度方向最大温差26℃，上下工作辊温差14℃，精轧后获得钢板凸度36μm，楔形21μm。精轧后的钢板进行层流冷却，层流冷却速率28℃/s，层流冷却模型为开2组管1组，下集管和上集管水流量比为1.38，卷取温度按U型控制，头部、中部、尾部卷取温度分别为688℃、622℃、691℃。层流冷却后的钢板经卷取机卷取后移送至库房，在钢卷四周放置热钢卷，此时钢卷温度566℃，30h后钢卷温度238℃，平均温降速率10.9℃/h。

实施例1所述钢厚度1.5mm，抗拉强度663MPa，延伸率31％，屈强比0.86，A、B、C、D夹杂物级别为0、0.5、0、0级，液析TiN按D类夹杂评级为0级。显微组织为铁素体加微量珠光体，晶粒度11级。附图1、附图3、附图9为实施例1钢的板形监测图、实际卷型、显微组织形貌。由附图1可见，实施例1钢板形情况良好(颜色从绿色到红色，颜色越深说明板形越差)，由附图3可见，实施例1钢的卷型良好，未见由版型不良导致的塔型缺陷。

实施例2

采用转炉-LF电加热-RH真空精炼-连铸工艺流程制备得到厚度230mm、质量百分比如下的钢坯：0.07％C，0.12％Si，1.36％Mn，0.008％P，0.002％S，0.025％Als，0.090％Ti，0.031％Zr，0.0022％N，其余为Fe及不可避免的杂质。钢坯经加热-粗轧-热卷箱-精轧-层流冷却-缓冷工艺流程制备得到1.8mm厚的钢板。具体工艺如下：钢坯采用热送热装送入板坯加热炉，出炉温度1270℃。粗轧入口温度1192℃，粗轧出口温度1156℃，粗轧出口速度4.3m/s，粗轧后获得的中间坯厚度36mm，中间坯凸度96μm，楔形85μm。粗轧后中间经辊道传输，先后经过保温罩保温，热卷箱卷取后，送入精轧机组。精轧入口温度1107℃，精轧出口温度896℃，精轧出口速度11.6m/s，未开启机架间冷却水，润滑轧制开启5组，精轧工作辊工作里程12.7Km，工作辊宽度方向最大温差18℃，上下工作辊温差10℃，精轧后获得钢板凸度23μm，楔形18μm。精轧后的钢板进行层流冷却，层流冷却速率30℃/s，层流冷却模型为开2组管1组，下集管和上集管水流量比为1.27，卷取温度按U型控制，头部、中部、尾部卷取温度分别为679℃、608℃、693℃。层流冷却后的钢板卷取后送入缓冷坑缓冷48h，缓冷前后钢卷温度564℃、221℃，平均温降速率7.1℃/h。

实施例2所述钢厚度1.8mm，抗拉强度841MPa，延伸率25％，屈强比0.87，A、B、C、D夹杂物级别为0、0、0、0.5级，液析TiN按D类夹杂评级为0.5级。显微组织为铁素体加微量渗碳体，晶粒度13级。附图5、附图7、附图10分别为实施例2钢实际板形、夹杂物形貌、显微组织形貌。由附图5可知，实施例2钢板形良好，未见边浪、中浪等板形缺陷，由附图7可知，实施例2钢中基本未见液析TiN。

实施例3

采用转炉-LF电加热-RH真空精炼-连铸工艺流程制备得到厚度200mm、质量百分比如下的钢坯：0.07％C，0.08％Si，0.65％Mn，0.011％P，0.006％S，0.028％Als，0.035％Ti，0.020％Zr，0.0038％N，其余为Fe及不可避免的杂质。钢坯经加热-粗轧-热卷箱-精轧-层流冷却-缓冷工艺流程制备得到1.2mm厚的钢板。具体工艺如下：钢坯采用热送热装送入板坯加热炉，出炉温度1253℃。粗轧入口温度1181℃，粗轧出口温度1140℃，粗轧出口速度2.8m/s，粗轧后获得的中间坯厚度32mm，中间坯凸度103μm，楔形97μm。粗轧后中间经辊道传输，先后经过保温罩保温，热卷箱卷取后，送入精轧机组。精轧入口温度1104℃，精轧出口温度889℃，精轧出口速度11.8m/s，未开启机架间冷却水，润滑轧制开启5组，精轧工作辊工作里程11.8Km，工作辊宽度方向最大温差22℃，上下工作辊温差8℃，精轧后获得钢板凸度38μm，楔形22μm。精轧后的钢板进行层流冷却，层流冷却速率23℃/s，层流冷却模型为开2组管1组，下集管和上集管水流量比为1.33，卷取温度按U型控制，头部、中部、尾部卷取温度分别为677℃、636℃、683℃。层流冷却后的钢板经卷取机卷取，再送入缓冷坑缓冷48h，进出缓冷坑温度分别为573℃、225℃，平均温降速率7.25℃/h。

实施例3所述钢厚度1.2mm，抗拉强度577MPa，延伸率35％，屈强比0.85，A、B、C、D夹杂物级别为0.5、0、0、0级，液析TiN按D类夹杂评级为0.5级。显微组织为铁素体加微量珠光体，晶粒度10.5级(见附图11)。

实施例4

采用转炉-LF电加热-RH真空精炼-连铸工艺流程制备得到厚度230mm、质量百分比如下的钢坯：0.04％C，0.05％Si，1.02％Mn，0.011％P，0.003％S，0.035％Als，0.081％Ti，0.025％Zr，0.0024％N，其余为Fe及不可避免的杂质。钢坯经加热-粗轧-热卷箱-精轧-层流冷却-缓冷工艺流程制备得到1.6mm厚的钢板。具体工艺如下：钢坯采用热送热装送入板坯加热炉，出炉温度1263℃。粗轧入口温度1189℃，粗轧出口温度1145℃，粗轧出口速度4.0m/s，粗轧后获得的中间坯厚度35mm，中间坯凸度116μm，楔形109μm。粗轧后中间经辊道传输，先后经过保温罩保温，热卷箱卷取后，送入精轧机组。精轧入口温度1110℃，精轧出口温度890℃，精轧出口速度11.5m/s，未开启机架间冷却水，润滑轧制开启4组，精轧工作辊工作里程15.6Km，工作辊宽度方向最大温差20℃，上下工作辊温差11℃，精轧后获得钢板凸度26μm，楔形20μm。精轧后的钢板进行层流冷却，层流冷却速率32℃/s，层流冷却模型为开2组管1组，下集管和上集管水流量比为1.28，卷取温度按U型控制，头部、中部、尾部卷取温度分别为690℃、616℃、698℃。层流冷却后的钢板卷取后送入缓冷坑缓冷48h，缓冷前后钢卷温度570℃、230℃，平均温降速率7.1℃/h。

实施例4所述钢厚度1.6mm，抗拉强度787MPa，延伸率26％，屈强比0.87，A、B、C、D夹杂物级别为0、0、0、0.5级，液析TiN按D类夹杂评级为0.5级。显微组织为铁素体加微量渗碳体，晶粒度12.5级(见附图12)。

对比例1

采用转炉-LF电加热-RH真空精炼-连铸工艺流程制备得到厚度200mm、质量百分比如下的钢坯：0.08％C，0.13％Si，1.05％Mn，0.013％P，0.006％S，0.030％Als，0.019％Ti，0.038％Nb，0.0040％N，其余为Fe及不可避免的杂质。钢坯经加热-粗轧-热卷箱-精轧-层流冷却-缓冷工艺流程制备得到1.5mm厚的钢板。具体工艺如下：钢坯采用热送热装送入板坯加热炉，出炉温度1229℃。粗轧入口温度1163℃，粗轧出口温度1124℃，粗轧出口速度3.4m/s，粗轧后获得的中间坯厚度34mm，中间坯凸度105μm，楔形94μm。粗轧后中间经辊道传输，先后经过保温罩保温，热卷箱卷取后，送入精轧机组。精轧入口温度1063℃，精轧出口温度861℃，精轧出口速度10.9m/s，开启1组机架间冷却水，润滑轧制开启3组，精轧工作辊工作里程17.5Km，工作辊宽度方向最大温差41℃，上下工作辊温差22℃，精轧后获得钢板凸度56μm，楔形44μm。精轧后的钢板进行层流冷却，层流冷却速率22℃/s，层流冷却模型为开2组管1组，下集管和上集管水流量比为1.34，卷取温度按U型控制，头部、中部、尾部卷取温度分别为681℃、693℃、630℃。层流冷却后的钢板经卷取机卷取后移送至库房，在钢卷四周放置热钢卷，此时钢卷温度577℃，30h后钢卷温度241℃，平均温降速率11.2℃/h。

对比例1所述钢厚度1.5mm，抗拉强度655MPa，延伸率29％，屈强比0.86，A、B、C、D夹杂物级别为0、0、0、0.5级，液析TiN按D类夹杂评级为0级。显微组织为铁素体加微量珠光体，晶粒度11级。附图2、附图4、附图13所示分别为对比例1钢的板形监测图、实际卷型、显微组织形貌。由附图2可知，钢卷头部存在严重的浪形缺陷(图中红色区域板形较差)，轧制状态不稳定，由附图4可知，钢卷由于板形不良，存在严重的塔型缺陷。分析对比例1钢的生产工艺，可知，是由于工作辊温度沿宽度方向温差，以及上下辊温差较大，导致精轧后钢板的凸度、楔形较大导致的板形不良。

对比例2

采用转炉-LF电加热-RH真空精炼-连铸工艺流程制备得到厚度230mm、质量百分比如下的钢坯：0.04％C，0.10％Si，1.31％Mn，0.006％P，0.003％S，0.029％Als，0.089％Ti，0.045％Nb，0.0044％N，其余为Fe及不可避免的杂质。钢坯经加热-粗轧-热卷箱-精轧-层流冷却-缓冷工艺流程制备得到1.8mm厚的钢板。具体工艺如下：钢坯采用热送热装送入板坯加热炉，出炉温度1235℃。粗轧入口温度1157℃，粗轧出口温度1104℃，粗轧出口速度4.2m/s，粗轧后获得的中间坯厚度36mm，中间坯凸度113μm，楔形101μm。粗轧后中间经辊道传输，先后经过保温罩保温，热卷箱卷取后，送入精轧机组。精轧入口温度1038℃，精轧出口温度856℃，精轧出口速度11.4m/s，未开启机架间冷却水，润滑轧制开启5组，精轧工作辊工作里程13.4Km，工作辊宽度方向最大温差34℃，上下工作辊温差16℃，精轧后获得钢板凸度43μm，楔形38μm。精轧后的钢板进行层流冷却，层流冷却速率31℃/s，层流冷却模型为开2组管1组，下集管和上集管水流量比为1.31，卷取温度按U型控制，头部、中部、尾部卷取温度分别为670℃、681℃、618℃。层流冷却后的钢板卷取后送入缓冷坑缓冷48h，缓冷前后钢卷温度570℃、225℃，平均温降速率7.2℃/h。

对比例4所述钢厚度1.8mm，抗拉强度887MPa，延伸率24％，屈强比0.89，A、B、C、D夹杂物级别为0、0、0、0级，液析TiN按D类夹杂评级为1.0级。显微组织为铁素体加微量渗碳体，晶粒度12.5级。附图6、附图8、附图14所示分别为对比例2钢的实际板形、夹杂物形貌、显微组织形貌。由附图6可知，对比例2钢存在严重的浪形缺陷，由附图8可知，对比例2钢中液析TiN数量较多，经评级为1.0级。分析对比例2钢的成分工艺可知，板形不良主要是由于出炉温度、轧制温度较低，以及工作辊温差较大，导致精轧机组对钢板的凸度、楔形控制较差，引发钢板的浪形缺陷。液析TiN夹杂数量较多的原因则是由于Ti、N含量较高，Ti与N的溶度积较大所致。与实施例2钢比较可知，实施例2钢中Ti含量也高，但由于实施例2中添加了Zr元素，Zr的化学性质比Ti活泼，能够有限与钢液中的S、N反应，减少Ti与N结合成液析TiN的作用，因此实施例2钢中液析TiN夹杂物的级别较低。

Claims (10)

1.2.0mm以下极薄规格热轧高强钢，其特征在于，其化学成分按重量百分比为：C0.04～0.10％，Si 0.05～0.20％，Mn 0.40～1.40％，P≤0.015％，S≤0.008％，Als 0.010～0.050％，Ti+Zr0.040～0.130％，N≤0.005％，其余为Fe及不可避免的杂质元素。

2.根据权利要求1所述的2.0mm以下极薄规格热轧高强钢，其特征在于：其显微组织为体积分数≥95％的铁素体，以及体积分数≤5％的珠光体或渗碳体；其抗拉强度为500～900MPa，延伸率≥20％，屈强比≤0.88，夹杂物级别≤0.5级，液析TiN按D类夹杂物评级≤0.5级。

3.根据权利要求1或2所述的2.0mm以下极薄规格热轧高强钢，其特征在于：当抗拉强度为500MPa级时，其化学成分中Mn为0.40～0.80％，Ti+Zr为0.040～0.060％。

4.根据权利要求1或2所述的2.0mm以下极薄规格热轧高强钢，其特征在于：当抗拉强度为600MPa级时，其化学成分中Mn为0.50～1.00％，Ti+Zr为0.050～0.070％。

5.根据权利要求1或2所述的2.0mm以下极薄规格热轧高强钢，其特征在于：当抗拉强度为700MPa级时，其化学成分中Mn为0.90～1.10％，Ti+Zr为0.080～0.110％。

6.根据权利要求1或2所述的2.0mm以下极薄规格热轧高强钢，其特征在于：当抗拉强度为800MPa级时，其化学成分中Mn为1.20～1.40％，Ti+Zr为0.090～0.130％。

7.根据权利要求1-6任一项所述的2.0mm以下极薄规格热轧高强钢的制备方法，其特征在于：经转炉冶炼-LF精炼-RH精炼-连铸获得钢铸坯，再经板坯加热-粗轧-精轧-层流冷却-卷取-冷却后获得成品钢板；其中，所述钢铸坯的厚度为200～250mm，钢铸坯采用热送热装装入板坯加热炉加热，板坯出炉温度为1220～1280℃。

8.根据权利要求7所述的2.0mm以下极薄规格热轧高强钢的制备方法，其特征在于：板坯粗轧入口温度为1160～1200℃，粗轧出口温度为1120～1160℃，粗轧出口速度为2～5m/s；粗轧获得厚度30～40mm的中间坯，其凸度80～120μm，楔形80～120μm；中间坯粗轧后在辊道上传输，经保温罩、热卷箱后送入精轧机组。

9.根据权利要求8所述的2.0mm以下极薄规格热轧高强钢的制备方法，其特征在于：中间坯精轧入口温度为1060～1120℃，精轧出口温度为860～900℃，精轧出口速度8～12m/s，机架间冷却水开启组数不超过1组，润滑轧制开启组数不低于3组；精轧时工作辊工作里程为10Km～20Km，工作辊宽度方向温差不超过30℃，上下工作辊温差不超过15℃；中间坯精轧获得厚度1.2～2.0mm厚的钢板，其凸度20～40μm，楔形不高于25μm。

10.根据权利要求9所述的2.0mm以下极薄规格热轧高强钢的制备方法，其特征在于：钢板层流冷却速率为20～50℃/s，下集管和上集管冷却时流量比为1.2～1.4，层流冷却模型采用稀疏冷却，即开2组集管关1组集管，卷取温度控制按U型卷取，即钢卷头尾30m卷取温度按650～700℃控制，钢卷中部卷取温度按600～650℃控制；钢板卷取后放入缓冷坑，或者在钢卷四周放置热钢卷，控制钢卷以不高于20℃/h的冷却速率冷却至200～300℃，随后空冷至室温。