CN103551382B - 一种解决含p高强if热轧带钢拉矫断带的生产方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供了一种解决含P高强IF热轧带钢拉矫断带的生产方法，涉及轧钢技术领域，在热轧工艺中：连铸板坯加热实行热装制度，热装温度控制在600-700℃，以避免连铸过程中P元素偏析以及板坯冷却过程中P元素晶界偏聚；精轧后的层流冷却采用前段密集冷却模式，带钢冷却速度控制在30-50℃/s；卷取的温度控制在700±10℃，以通过高温卷取抑制P元素的晶界偏聚。本发明提供的解决含P高强IF热轧带钢拉矫断带的生产方法，在不增加合金成本，不影响生产，及不影响带钢性能的条件下，通过轧制过程中对热装温度、卷取温度及钢带冷却速度等参数进行微调，即可解决带钢拉矫断带的发生，方法简单，效果显著。

Description

一种解决含P高强IF热轧带钢拉矫断带的生产方法

技术领域

本发明涉及轧钢技术领域，特别涉及一种解决含P高强IF热轧带钢拉矫断带的生产方法。

背景技术

P元素一般作为钢铁材料中的有害元素存在，其易于晶界偏聚的特性会提高钢的韧脆转变温度，增加钢铁材料的脆性，因此大多数钢种对P含量都有严格的上限控制。但是，由于P元素在Fe基体中的溶解度小，因此P元素还具有一定的强化作用。P元素的强化作用在IF钢中得到了广泛应用。IF钢由于碳含量极低，钢质柔软，适用于深冲、超深冲加工。高强超深冲IF钢的特点是采用超低碳设计，通过添加P、Si、Nb、Ti等元素强化组织，可使带钢的抗拉强度提高到440MPa级或更高级别，并且在提高钢板强度的同时保持良好的深冲或超深冲性能，可以用于汽车外板成型件或较复杂的内板成形件。

研究表明，Si元素增高时，P元素偏聚于晶界的倾向明显增强，更容易导致带钢晶界薄弱产生脆断。因此，高Si高P类高强IF钢在冷轧生产前进行拉矫破鳞作业时经常出现脆性裂口，严重时发生脆性断裂，引发严重的生产事故。

目前，一般钢厂解决此类问题的手段是在冶炼过程中添加约10ppm的B元素。通过B与P竞争偏聚位置的作用来抑制P的偏聚现象，从而缓解由于P的晶界偏聚导致的带钢脆性。但是，一方面含B钢的冶炼难度较大，另一方面，解决带钢脆性的效果并不是十分理想。

发明内容

本发明所要解决的技术问题是提供一种在热轧过程中通过工艺调整而解决含P高强IF热轧带钢拉矫断带的生产方法。

为解决上述技术问题，本发明提供了一种解决含P高强IF热轧带钢拉矫断带的生产方法，适用于化学成分为：C≤0.0030wt%，Si 0.40-0.80wt%，Mn 0.20-0.60wt%，P 0.08-0.10wt%，S≤0.02wt%，N≤0.0040wt%，B0.0008-0.0014wt%，Nb+Ti 0.04-0.07wt%的热轧高Si、高P、高强IF钢，其生产流程包括：连铸板坯加热→粗轧→精轧→层流冷却→卷取成热轧原料卷→冷轧线开卷→拉矫破鳞→酸洗→冷轧→连退→卷取成成品钢卷，其特征在于：

所述连铸板坯加热步骤实行热装工艺，热装温度控制在600-700℃，以避免连铸过程中P元素偏析以及板坯冷却过程中P元素晶界偏聚；

所述精轧步骤后的层流冷却步骤采用前段密集冷却模式，带钢冷却速度控制在30-50℃/s；

所述卷取成热轧原料卷步骤中卷取的温度控制在700±10℃，以通过高温卷取抑制P元素的晶界偏聚。

进一步地，所述连铸板坯加热步骤是在加热炉内加热，所述加热炉内的加热温度为1200℃-1290℃。

进一步地，所述粗轧步骤中采用的粗轧道次为1+5模式。

进一步地，所述粗轧步骤中第二道次粗轧出口的温度为1070℃-1090℃。

进一步地，所述精轧步骤中最后道次的温度为920℃-930℃。

由于P元素化学活性较低，在合金凝固的早期一般不与其它元素形成化合物，从而向剩余液体中大量偏聚。带钢的断带主要是由于P元素晶界偏聚形成了大量的Fe(Ti,Nb)P析出物脆化晶界所致，带钢冷却速度越慢，析出物颗粒越大，析出物晶界富集情况越明显，Fe(Ti,Nb)P相也在终轧后低冷速情况下大量析出，因此提出精轧后层流冷却采用前段密集冷却模式保证带钢冷却速度在30-50℃/s。

又由于在低于370℃保温时，P的活动能力受到扩散的限制，在有限的时间内，其晶界偏聚量有限；而在高于600℃时，因扩散均匀化又使晶界上偏聚的磷消失。因此只有在一定温度区间保温时，才会产生P的偏聚。采用高的热送温度及高的卷取温度可保证磷的均匀化，同时避开P的晶界偏聚温度区间，因此提出采用高的热送温度600-700℃，以及高的卷取温度700±10℃。

本发明提供的一种解决含P高强IF热轧带钢拉矫断带的生产方法，在不增加合金成本，不影响生产，及不影响带钢性能的条件下，仅需对轧制过程中热装温度、卷取温度及钢带冷却速度等参数进行微调，即可较容易的解决带钢拉矫断带的发生。方法简单，适用性强，经济高效，且效果显著。

附图说明

图1为本发明提供的含P高强IF热轧带钢Gleeble热模拟工艺路线示意图。

图2为本发明提供的含P高强IF热轧带钢Gleeble热模拟实验模拟层冷在50℃/s的冷速下析出物的析出图。

图3为本发明提供的含P高强IF热轧带钢Gleeble热模拟实验模拟层冷在30℃/s的冷速下析出物的析出图。

图4为本发明提供的含P高强IF热轧带钢Gleeble热模拟实验模拟层冷在20℃/s的冷速下析出物的析出图。

图5为本发明提供的含P高强IF热轧带钢Gleeble热模拟实验模拟层冷在10℃/s的冷速下析出物的析出图。

具体实施方式

本发明提供的一种解决含P高强IF热轧带钢拉矫断带的生产方法，通过分析断带的机理，得知断带原因主要是晶界析出物的偏聚，并通过回溶实验及热模拟实验分析得出晶界析出物析出的温度和偏聚的条件，从而结合P的偏聚温度范围提出了相应的工艺措施。

1、通过SEM及TEM分析明确了导致拉矫断带的富P析出物类型

高Si、高P、高强IF钢发生拉矫断带的主要因素是P元素的偏析及晶界处大量大颗粒富P粒子的聚集。P元素的中心偏析造成带钢中心部组织异常，韧性下降；晶界处大量富P粒子的析出更是弱化晶界，直接引发了带钢拉矫时的沿晶脆断。

通过观察带钢发生拉矫断带时断口的宏观形貌和微观形貌发现，断口为典型脆断形貌，断口处晶粒形貌明显，晶界处可见裂纹存在，整个厚度方向均为沿晶冰糖状脆性断裂形貌。并且，观察带钢拉矫断带断口中心部异常组织及析出物发现，组织晶粒为多边形铁素体形貌，中心处存在组织异常带，异常带厚度约44.5μm，组织较细小，异常带中存在较多的白色质点颗粒物。通过表1的能谱分析数据表明，白色质点中显示含有P、Si等元素，质点沿晶内及晶界弥散分布。其中，含P质点中的P含量最高可达基体P含量的30倍，表明此处出现了严重的P富集。

表1 拉矫断带断口心部析出物能谱分析

谱图	Si	P	S	Mn	Fe	Nb	总数
								谱图1		3.01	0.66	1.23	90.25	4.85	100.00
谱图2	0.84	2.06	1.09	4.32	91.69		100.00
								谱图3	0.91	0.59			98.50		100.00
谱图4	0.84	0.76	1.98	4.42	92.01		100.00
								谱图5	1.11			1.01	97.88		100.00
谱图6	0.85				99.15		100.00

进一步运用TEM观察发现，晶界处存在大量富P的大尺寸树枝状Fe(Nb,Ti)P相，晶粒内部则多为有益粒子（Nb,Ti）C相。由此可见，造成高Si高P类高强IF钢发生拉矫断带的主要原因是P偏析导致的心部组织异常以及沿晶界析出的大量富P的大尺寸Fe(Nb,Ti)P相粒子。

2、Fe(Nb,Ti)P相粒子的回溶及析出特性

表2所示热处理模拟的四个方案研究了Fe(Nb,Ti)P相粒子的回溶特性。淬火后的试样以TEM观察析出物情况。热处理回溶模拟实验结果表明：950℃时Fe（Nb,Ti）P相就已经大量回溶；1050℃，(Nb，Ti)C大量回溶；1200℃，析出相只剩下TiN，保温40min后TiN会长大。按照热轧生产时板坯正常的加热制度，在1250℃保温肯定超过40分钟，因此板坯出炉时析出相应该只剩TiN；该类钢种的终轧温度一般在900-920℃。终上所述，这种树枝状的Fe(Nb,Ti)P相不可能是铸坯遗留的，只能是在热轧的终轧以后区域析出的。

表2 热处理模拟的方案

方案1	10℃/min升到950℃，淬火；
		方案2	10℃/min升到1050℃，淬火；
方案3	10℃/min升到1200℃，淬火；
		方案4	10℃/min升到1200℃，保温40min，淬火。

3、不同层冷冷速对析出物的影响

回溶试验的分析结果表明Fe(Nb,Ti)P相的形成主要是在热轧终轧之后，此富Ｐ的析出相是否在晶界偏聚与层流冷却段的冷速关系较大。因此，设计方案分析了层冷冷速对析出物析出情况的影响。

实验模拟在Gleeble试验机上进行。取中间坯试样，以10℃/s的速度升温到1200℃加热保温5min，以5℃/s的冷速冷到1100℃进行40％压缩变形（模拟粗轧）；以5℃/s的冷速降温到920℃左右进行30％压缩变形（模拟终轧），而后进行不同层冷和卷取温度的模拟。热模拟工艺路线示意图如图1所示。920℃（终轧温度）后设计不同冷速冷却到700℃（卷取温度）后进行炉冷处理，观察晶界处的析出物情况。参见图2、图3、图4和图5，模拟层流冷却的冷速分别为10℃/s、20℃/s、30℃/s、50℃/s的冷速下析出物的析出情况。冷速为50℃/s时，析出物弥散在晶体内部，析出相主要是形状规则的（Nb,Ti）C和TiC析出物，该两类粒子对提高带钢强韧性有益。冷速为30℃/s时，析出物主要是形状规则的细小弥散的TiC粒子，析出物形态良好。冷速为20℃/s时，析出物出现向晶界聚集的趋势，析出粒子主要为为TiC。冷速为10℃/s时，析出物出现向晶界聚集的趋势，析出物为TiC、Fe(Ti,Nb)P相。由此不难发现，晶界有害富P相Fe(Ti,Nb)P相主要在层冷速度低于20℃/s时出现。

因此，本发明实施例提供的解决含P高强IF热轧带钢拉矫断带的生产方法，根据上述带钢在拉矫时的断带机理、晶界析出物析出温度和偏聚条件的分析，在生产流程为：连铸板坯加热→粗轧→精轧→层流冷却→卷取成热轧原料卷→冷轧线开卷→拉矫破鳞→酸洗→冷轧→连退→卷取成成品钢卷的基础上，结合P的偏聚温度范围，对相应的工艺参数进行了适当调整，包括：

连铸板坯加热实行热装制度，热装温度控制在600-700℃，以避免连铸过程中P元素偏析以及板坯冷却过程中P元素晶界偏聚；

精轧后的层流冷却采用前段密集冷却模式，带钢冷却速度控制在30-50℃/s；

卷取成热轧原料卷步骤中卷取的温度控制在700±10℃，以通过高温卷取抑制P元素的晶界偏聚。

其中，连铸板坯加热步骤是在加热炉内加热，加热炉内的加热温度控制为1200℃-1290℃。

其中，粗轧步骤中采用的粗轧道次为1+5模式。

其中，粗轧步骤中第二道次粗轧出口的温度，即RT2的温度为1070℃-1090℃。

其中，精轧步骤中最后道次的温度，即终轧的温度为920℃-930℃。

下面通过实施例对本发明提供的解决含P高强IF热轧带钢拉矫断带的生产方法进行具体说明。

实施例1

将化学成分满足表3中实施例1所示化学成分的热轧高Si、高P、高强IF钢，按下述生产流程进行生产：连铸板坯加热→粗轧→精轧→层流冷却→卷取成热轧原料卷→冷轧线开卷→拉矫破鳞→酸洗→冷轧→连退→卷取成成品钢卷。其中，连铸板坯进入加热炉时的温度为700℃，在加热炉内的加热温度为1280℃，粗轧的道次为1+5模式，RT2的温度为1080℃，终轧温度为920℃，层流冷却的冷速为50℃/s，卷取成热轧原料卷的温度为710℃。热轧各工艺参数控制见表4，生产得到的带钢的化学成分满足：C 0.0030wt%，Si 0.40wt%，Mn 0.20wt%，P 0.08wt%，S 0.02wt%，N0.0040wt%，B 0.0008wt%，Nb+Ti 0.04wt%，所得带钢在拉矫时不易发生断带情况。

实施例2

将化学成分满足表3中实施例2所示化学成分的热轧高Si、高P、高强IF钢，按下述生产流程进行生产：连铸板坯加热→粗轧→精轧→层流冷却→卷取成热轧原料卷→冷轧线开卷→拉矫破鳞→酸洗→冷轧→连退→卷取成成品钢卷。其中，连铸板坯进入加热炉时的温度为630℃，在加热炉内的加热温度为1290℃，粗轧的道次为1+5模式，RT2的温度为1090℃，终轧温度为930℃，层流冷却的冷速为45℃/s，卷取成热轧原料卷的温度为700℃。热轧各工艺参数控制见表4，生产得到的带钢的化学成分满足：C 0.002wt%，Si 0.50wt%，Mn 0.30wt%，P 0.09wt%，S≤0.01wt%，N≤0.003wt%，B 0.0010wt%，Nb+Ti 0.05wt%，所得带钢在拉矫时不易发生断带情况。

实施例3

将化学成分满足表3中实施例3所示化学成分的热轧高Si、高P、高强IF钢，按下述生产流程进行生产：连铸板坯加热→粗轧→精轧→层流冷却→卷取成热轧原料卷→冷轧线开卷→拉矫破鳞→酸洗→冷轧→连退→卷取成成品钢卷。其中，连铸板坯进入加热炉时的温度为670℃，在加热炉内的加热温度为1270℃，粗轧的道次为1+5模式，RT2的温度为1070℃，终轧温度为930℃，层流冷却的冷速为40℃/s，卷取成热轧原料卷的温度为700℃。热轧各工艺参数控制见表4，生产得到的带钢的化学成分满足：C 0.001wt%，Si 0.70wt%，Mn 0.50wt%，P 0.09wt%，S 0.005wt%，N0.002wt%，B 0.0012wt%，Nb+Ti 0.06wt%，所得带钢在拉矫时不易发生拉矫断带情况。

实施例4

将化学成分满足表3中实施例4所示化学成分的热轧高Si、高P、高强IF钢，按下述生产流程进行生产：连铸板坯加热→粗轧→精轧→层流冷却→卷取成热轧原料卷→冷轧线开卷→拉矫破鳞→酸洗→冷轧→连退→卷取成成品钢卷。其中，连铸板坯进入加热炉时的温度为600℃，在加热炉内的加热温度为1280℃，粗轧的道次为1+5模式，RT2的温度为1080℃，终轧温度为920℃，层流冷却的冷速为30℃/s，卷取成热轧原料卷的温度为690℃。热轧各工艺参数控制见表4，生产得到的带钢的化学成分满足：C 0.0005wt%，Si 0.80wt%，Mn 0.60wt%，P 0.10wt%，S 0.004wt%，N 0.001wt%，B 0.0014wt%，Nb+Ti 0.07wt%，所得带钢在拉矫时不易发生拉矫断带情况。

对比例

将化学成分满足表3中对比例所示化学成分的热轧高Si、高P、高强IF钢，按下述生产流程进行生产：连铸板坯加热→粗轧→精轧→层流冷却→卷取成热轧原料卷→冷轧线开卷→拉矫破鳞→酸洗→冷轧→连退→卷取成成品钢卷。其中，连铸板坯进入加热炉时的温度为100℃，在加热炉内的加热温度为1200℃，粗轧的道次为1+5模式，RT2的温度为1020℃，终轧温度为850℃，层流冷却的冷速为20℃/s，卷取成热轧原料卷的温度为570℃。热轧各工艺参数控制见表4，生产得到的带钢的化学成分满足：C0.002wt%，Si 0.50wt%，Mn 0.30wt%，P 0.09wt%，S≤0.01wt%，N≤0.003wt%，B 0.0010wt%，Nb+Ti 0.05wt%，所得带钢在拉矫时容易发生拉矫断带情况。

表3 实施例与对比例中热轧高Si、高P、高强IF钢的化学成分（wt%）

实施例	C	Si	Mn	P	S	N	B	Nb+Ti
									实施例1	0.003	0.4	0.20	0.08	0.02	0.004	0.0008	0.04
实施例2	0.002	0.5	0.30	0.09	0.01	0.003	0.0010	0.05
									实施例3	0.001	0.7	0.50	0.09	0.005	0.002	0.0012	0.06
实施例4	0.0005	0.8	0.60	0.10	0.004	0.001	0.0014	0.07
									对比例	0.002	0.5	0.30	0.09	0.01	0.003	0.0010	0.05

表4 热轧各工艺参数控制

表5 对比例与实施例生产的带钢拉矫断带发生情况

从表5可以看出，本发明实施例提供的解决含P高强IF热轧带钢拉矫断带的生产方法，通过对热装温度、卷曲温度及带钢冷却速度等工艺参数的控制，成功消除了P元素在带钢中的中心偏析及晶界偏聚，极大的降低了拉矫发生断裂、断带的概率。

最后所应说明的是，以上具体实施方式仅用以说明本发明的技术方案而非限制，尽管参照实例对本发明进行了详细说明，本领域的普通技术人员应当理解，可以对本发明的技术方案进行修改或者等同替换，而不脱离本发明技术方案的精神和范围，其均应涵盖在本发明的权利要求范围当中。

Claims (4)

1.一种解决含P高强IF热轧带钢拉矫断带的生产方法，适用于化学成分为：C≤0.0030wt％，Si 0.40-0.80wt％，Mn 0.20-0.60wt％，P 0.08-0.10wt％，S≤0.02wt％，N≤0.0040wt％，B 0.0008-0.0014wt％，Nb+Ti 0.04-0.07wt％的热轧高Si、高P、高强IF钢，其生产流程包括：连铸板坯加热→粗轧→精轧→层流冷却→卷取成热轧原料卷→冷轧线开卷→拉矫破鳞→酸洗→冷轧→连退→卷取成成品钢卷，其特征在于：

所述连铸板坯加热步骤中实行热装工艺，热装温度控制在600-700℃，以避免连铸过程中P元素偏析以及板坯冷却过程中P元素晶界偏聚；

所述连铸板坯加热步骤是在加热炉内加热，所述加热炉内的加热温度为1200℃-1290℃；

所述精轧步骤后的层流冷却步骤采用前段密集冷却模式，带钢冷却速度控制在30-50℃/s；

所述卷取成热轧原料卷步骤中卷取的温度控制在700±10℃，以通过高温卷取抑制P元素的晶界偏聚。

2.根据权利要求1所述的解决含P高强IF热轧带钢拉矫断带的生产方法，其特征在于：所述粗轧步骤中采用的粗轧道次为1+5模式。

3.根据权利要求2所述的解决含P高强IF热轧带钢拉矫断带的生产方法，其特征在于：所述粗轧步骤中第二道次粗轧出口的温度为1070℃-1090℃。

4.根据权利要求1所述的解决含P高强IF热轧带钢拉矫断带的生产方法，其特征在于：所述精轧步骤中最后道次的温度为920℃-930℃。