本发明涉及极薄带钢的制造领域，具体地指一种450mpa级热轧低屈强比极薄带钢及其制造方法。
背景技术：
极薄带钢一般指的是厚度在2.0mm以下的薄规格带钢，在实际应用中不仅对其厚度提出了更薄的要求，而且需要极薄带钢具有较好的韧性，较低的屈强比。
传统的450mpa级的薄规格低屈强比带钢利用长流程热轧生产线，并经过冷轧、退火工艺生产，冷轧带钢最薄可达到1.0mm。但冷轧工艺及产品具有生产流程长、效率低、成本高特点。而仅仅采用常规的热轧生产线及热轧工艺难以实现2.5mm以下薄规格产品的生产，因此现有技术中的450～500mpa低屈强比双相钢热轧产品的厚度基本在3.0mm及以上。
而薄板坯连铸连轧生产线因为具有短流程、高效率、低能耗的优点，而且可实现批量薄规格产品的生产，其产品成本低，因此，薄板坯连铸连轧生产线可以更经济地生产薄规格低屈强比带钢产品，实现部分产品的“以热代冷”，但薄板坯连铸连轧生产的带钢产品由于其晶粒较常规热轧生产线生产的带钢产品更细，因此产品的屈强强度较高，导致屈强比较高，尤其对于450mpa的较低强度级别的带钢，在轧制2.0mm以下的薄规格产品时，其生产难度更大，目前还难以实现屈强比0.6以下的低屈强比薄规格带钢的生产。
技术实现要素：
本发明的目的是提供一种450mpa级热轧低屈强比极薄带钢，它不仅可以在450mpa级实现极薄的厚度，而且屈强比低。
为实现上述目的，本发明提供一种450mpa级热轧低屈强比极薄带钢，其特征在于：它的化学成分按质量百分数计为：c:0.01～0.05％，si≤0.05％，mn:0.8％～1.5％，cr:0.05％～0.6％，als:0.015％～0.10％，p≤0.010％，s≤0.006％，n≤0.006％，ti≤0.010％，余量为fe和不可避免的杂质。
优选的，所述极薄带钢的金相组织为铁素体组织+马氏体组织，其中铁素体组织的体积分数≥90％。
本发明中各元素及主要工艺的作用及机理：
c：碳在钢中起固溶强化，提高钢材的强度，碳也起到稳定奥氏体的作用。但碳含量过高其固溶强化作用明显，且容易在钢中形成珠光体，增加钢材的屈服强度，导致钢材屈强比过高，致使成型性能下降，因此钢中的c含量选择为0.01％～0.05％。
mn：mn在钢中起固溶强化和稳定奥氏体的作用，可保证形成一定量的奥氏体。mn含量过低，稳定奥氏体的作用不明显。mn含量过高容易导致钢中马氏体含量增多，且增加钢中带状组织，使钢材的韧性下降，因此本发明mn含量为0.80～1.50％。
si：si在钢中固溶强化作用显著，si含量过高，导致钢材的屈服强度过高，从而屈强比升高，但追求过低的si含量导致生产成本上升，因此本发明si含量为≤0.05％。
cr：在钢中起到固溶强化和提高钢材淬硬性的作用，但cr含量过高，导致屈服强度增加显著，因此本发明cr含量0.05～0.60％。
al：al在钢中起到脱氧的作用，有效降低钢中夹杂物含量，另外，al溶于铁素体，起到固溶强化的作用，对屈服强度的影响较大，容易和钢中的n形成aln，起到细化晶粒的作用，因此本发明中al含量0.015％～0.10％。
p：p在钢中固溶强化作用显著，因此应尽量降低其含量，本发明p≤0.010％。
s：s为钢中的杂质元素，易在晶界产生偏聚，且与钢中的fe形成低熔点的fes，降低钢材的韧性，应控制在0.006％以内。
n：n为钢中的杂质元素，固溶强化作用显著，且易于钢中的al和ti等形成aln和tin，并降低钢材的韧性，因此尽量降低其含量，应控制在0.006％以内。
ti：ti溶于铁素体中，起到固溶强化作用，与钢中的c和n结合形成tic或tin，起到析出强化作用，增加钢材的屈服强度，导致屈强比偏高，因此本发明中ti≤0.010％。
本发明的另一个目的是提供上述450mpa级热轧低屈强比极薄带钢的制造方法，该方法步骤简单、成本低，适合于工业化生产。
为实现上述目的，本发明提供一种制造上述450mpa级热轧低屈强比极薄带钢的方法，它依次包括以下步骤：转炉冶炼、lf精炼、rh真空处理、连铸、粗轧、中间坯加热、精轧、层流冷却、卷取，其中：所述中间坯加热后的温度为1000～1300℃，更优选为1100～1250℃。
优选的，所述连铸、粗轧、中间坯加热、精轧前三机架的过程温度为900～1300℃。
优选的，所述连铸过程中，连铸坯厚度为70～150mm。
优选的，所述粗轧过程采用2～3机架粗轧，粗轧出口温度≥950℃，粗轧出口钢材厚度为6～15mm。更优选的，粗轧口温度≥1000℃。
优选的，所述中间坯加热过程中，加热时间为5～300s。
优选的，所述精轧过程采用3～5机架精轧，精轧终温度为900～960℃，精轧机架f4、f5压下率之和≤10％。
优选的，所述层流冷却过程采用三段式层流冷却，其中第三段冷却速率≥第一段冷却速率≥第二段冷却速率，第一段冷却结束温度≥700℃，第三段冷却开始温度≥650℃，第三段冷却结束温度≤400℃。
更优选的，所述第二段冷却的冷却速率≤20℃/s，第三段冷却的冷却速率≥50℃/s。
优选的，所述卷取过程的温度为100～350℃。
采用上述工艺的理由在于：
传统的薄板坯流程生产2.0mm以下的极薄热轧产品时，其精轧前的铸坯厚度均≥50mm，因此需经过6～7机架的精轧，但在精轧过程中，钢带的温度较低，且终轧温度一般在880℃以下，导致奥氏体晶粒过度细化，且加工硬化现象明显，大大增加其屈服强度，致使钢材的屈强比增加。基于上述原因，本发明采用上述技术避免晶粒的过度细化和加工硬化，实现低屈强比极薄规格产品的生产。
连铸、粗轧、加热、精轧过程温度越高越有利于发生完全的再结晶，使钢材软化，但温度太高易使晶粒过度粗大，对钢材的韧性不利。因此本发明的温度范围为900～1300℃。
连铸坯厚度太薄，产品的压缩比太小，钢材组织不均匀，且容易导致带状组织，进而降低钢材的塑性和强度，而铸坯厚度太厚，则需要采用大功率的轧制设备，从而增加生产难度，不利于经济有效的生产本产品。因此本发明其铸坯厚度为70～150mm。粗轧道次太少，铸坯中的粗大铸态组织难以细化，从而降低韧性，但粗轧道次太多，粗轧出口温度难以控制在950℃以上，不利于钢材发生充分的再结晶，从而使钢材的屈服强度偏高。
粗轧出口后的中间坯厚度6～15mm，中间坯厚度太薄，粗轧出口温度难以控制在950℃以上，导致晶粒过度细化，进而致使屈强比升高。中间坯厚度太厚，粗轧压缩比(连铸坯厚度/粗轧出口厚度)太小，易于得到不均匀的再结晶组织而降低钢材的韧性。
中间坯加热温度过低和加热时间太短，则中间坯不能发生充分软化和晶粒长大，导致晶粒过度细小，导致屈强比增加，而加热温度过高和加热时间过长，容易使奥氏体晶粒过度长大，不利于韧性提高。因此加热温度为1000～1300℃。
采用3～5机架轧制时，可保证终轧温度在900℃以上，从而使奥氏体晶粒可发生充分的再结晶，并使晶粒得到一定程度的粗化，从而降低钢材的屈服强度和屈强比，但终轧温度不能太高，太高导致晶粒过度粗化，从而降低其韧性等性能。
精轧第4和第5机架为轧制的最后两道次，其压下率较大时，钢带的加工硬化明显，导致屈强比升高，因此采用小的压下率。
层流冷却采用三段冷却和低温卷取工艺，主要是利于得到f+m的双相钢组织和避免细小tic的析出，达到本发明的强度、屈强比和相应的延伸率。
本发明的有益效果在于：
本发明通过在粗轧和精轧中间设置中间坯加热的过程，并且控制层流冷却的冷却条件，利用热轧工艺生产出极薄带钢，不仅厚度最低可以达到0.8mm，而且屈强比在0.5以下。本发明的极薄带钢制造方法与传统的冷轧工艺相比，具有流程短、生产效率高、制造成本低的优点；而与传统的热轧工艺相比，本发明的极薄带钢制造方法能得到规格更薄的带钢，并且制造流程更短、制造成本更低。本发明的极薄带钢屈强比最低可达到0.5以下，抗拉强度450～520mpa，延伸率达到25％以上，冲压成型性能良好，而且制造方法工艺简单、成本低，具有很强的实用性。
具体实施方式
以下通过具体实施例对本发明的450mpa级热轧低屈强比极薄带钢及其制造方法作进一步的说明：
实施例1
采用转炉、lf精炼、rh真空冶炼，控制钢材成分为0.04％c、0.02％si、1.06％mn、0.1％cr、0.023％als、0.008％p、0.002％s、0.003％n、0.005％ti，将此铸坯进行连铸，铸坯厚度80mm，铸坯温度1150℃，将此铸坯进行三道次粗轧，得到12mm的中间坯，中间坯温度1000℃，将此中间坯进行加热，加热后温度1150℃，然后进行三道次精轧，精轧终轧温度950℃，产品厚度1.5mm，精轧后进行层流冷却，第一段冷却速率25℃/s，冷却结束温度720℃，第二段冷却速率15℃/s，第三段冷却开始温度660℃，冷却速率100℃/s，冷却结束温度300℃，然后卷取，卷取温度260℃，得到本发明的450mpa级热轧低屈强比极薄带钢1。检验微观组织和力学性能，铁素体体积分数94％，其余为马氏体，屈服强度235mpa，抗拉强度470mpa，屈强比0.50，延伸率35％，冲压性能良好。
实施例2
采用转炉、lf精炼、rh真空冶炼，控制钢材成分为0.035％c、0.03％si、1.16％mn、0.4％cr、0.030％als、0.0078％p、0.001％s、0.002％n、0.004％ti，将此铸坯进行连铸，铸坯厚度90mm，铸坯温度1200℃，将此铸坯进行三道次粗轧，得到10mm的中间坯，中间坯温度960℃，将此中间坯进行加热，加热后温度1100℃，然后进行四道次精轧，精轧第四机架压下率5％，精轧终轧温度930℃，产品厚度1.2mm，精轧后进行层流冷却，第一段冷却速率35℃/s，冷却结束温度730℃，第二段冷却速率18℃/s，第三段冷却开始温度650℃，冷却速率80℃/s，冷却结束温度260℃，然后卷取，卷取温度200℃，得到本发明的450mpa级热轧低屈强比极薄带钢2。检验微观组织和力学性能，铁素体体积分数91％，其余为马氏体，屈服强度275mpa，抗拉强度500mpa，屈强比0.55，延伸率28％，冲压性能良好。
实施例3
采用转炉、lf精炼、rh真空冶炼，控制钢材成分为0.020％c、0.01％si、0.90％mn、0.55％cr、0.050％als、0.009％p、0.001％s、0.003％n、0.003％ti，将此铸坯进行连铸，铸坯厚度85mm，铸坯温度1200℃，将此铸坯进行三道次粗轧，得到8mm的中间坯，中间坯温度1020℃，将此中间坯进行加热15s，加热后温度1200℃，然后进行五道次精轧，精轧第四机架压下率2％，精轧第五机架压下率8％，精轧终轧温度910℃，产品厚度0.8mm，精轧后进行层流冷却，第一段冷却速率55℃/s，冷却结束温度750℃，第二段冷却速率20℃/s，第三段冷却开始温度660℃，冷却速率100℃/s，冷却结束温度230℃，然后卷取，卷取温度180℃，得到本发明的450mpa级热轧低屈强比极薄带钢3。检验微观组织和力学性能，铁素体体积分数95％，其余为马氏体，屈服强度230mpa，抗拉强度490mpa，屈强比0.47，延伸率30％，冲压性能良好。
实施例4
采用转炉、lf精炼、rh真空冶炼，控制钢材成分为0.01％c、0.05％si、1.5％mn、0.10％cr、0.060％als、0.009％p、0.002％s、0.004％n、0.005％ti，将此铸坯进行连铸，铸坯厚度110mm，铸坯温度1200℃，将此铸坯进行三道次粗轧，得到15mm的中间坯，中间坯温度1050℃，将此中间坯进行加热30s，加热后温度1200℃，然后进行四道次精轧，精轧第四机架压下率0％，精轧第五机架压下率6％，精轧终轧温度960℃，产品厚度1.8mm，精轧后进行层流冷却，第一段冷却速率25℃/s，冷却结束温度760℃，第二段冷却速率10℃/s，第三段冷却开始温度680℃，冷却速率60℃/s，冷却结束温度300℃，然后卷取，卷取温度260℃，得到本发明的450mpa级热轧低屈强比极薄带钢4。检验微观组织和力学性能，铁素体体积分数96％，其余为马氏体，屈服强度240mpa，抗拉强度510mpa，屈强比0.47，延伸率26％，冲压性能良好。
本发明技术领域的科研人员可根据上述作内容和形式非实质性的改变而不偏离本发明所实质保护范围，因此，本发明不局限于上述具体的实施实例。