CN101765470A - 具有微合金添加剂的薄铸造带材产品及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

一种钢材或薄铸造钢带，包括按重量计：少于0.25％的碳、0.20～2.0％的锰、0.05～0.50％的硅、少于0.01％的铝、和选自0.01％～0.20％的铌与0.01％～0.20％的钒中的至少一个元素，并且显微组织主要由贝氏体和针状铁素体构成，并且有大于70％的铌和/或钒在固溶体中。该钢材能在时效硬化后使延伸率和屈服强度均得以增加。时效硬化后的钢材可具有平均颗粒尺寸小于等于10纳米的铌的碳氮化物颗粒，并且基本没有大于50纳米的铌的碳氮化物颗粒。该钢材可具有至少为380MPa的屈服强度、或至少为410MPa的抗拉强度、或两者。该钢材或薄铸造钢带可具有至少为6％或10％的总延伸率。

Description

具有微合金添加剂的薄铸造带材产品及其制造方法
相关申请
本PCT申请要求2007年5月6日提交的美国专利申请No.11/744881的优先权，该美国专利申请No.11/744881是2005年10月20日提交的申请No.11/255604的部分继续申请。本申请还要求2007年6月13日提交的美国临时专利申请No.60/943781的优先权。
背景技术和发明内容
本发明涉及制造高强度薄铸造带材、以及通过双辊铸机制造这种铸造带材的方法。
在双辊铸机中，熔融金属被引入一对相对旋转并受内部冷却的铸辊之间，以在移动的辊面上形成金属凝壳，并在铸辊之间的辊隙处将金属凝壳聚集在一起以生成从铸辊之间的辊隙向下供给的凝固的带材产品。本文使用的术语“辊隙”是指铸辊彼此最靠近的全体区域。熔融金属从浇包通过由浇杯和位于辊隙上方的芯子管口构成的金属供给系统浇入，以在辊隙上方形成被支承在辊的铸造表面上并沿辊隙长度延伸的熔融金属铸池。该铸池通常被限制在与辊的端面保持滑动接合的耐火侧板或侧坝之间，以防止铸池的两个端部发生泄流。
过去，屈服强度(YS)大于等于413MPa(60ksi)、且带厚小于3.0mm的高强度低碳薄带是通过对冷轧带材进行恢复退火而制成的。需要使用冷轧来生成期望的厚度。然后，对冷轧带材进行恢复退火，以在不显著降低强度的情况下提高延展性。然而，所得带材的最终延展性仍然比较低，带材不能获得6％以上的总延伸率水平，而6％这个水平是用于结构部件的一些建造规范对结构钢提出的要求。这种恢复退火的冷轧低碳钢基本只适合于例如轧制成形和弯曲等简单的成形操作。在使用冷轧加恢复退火制造途径形成这种最终带厚的情况下，要得到具有更高延展性的钢带在技术上是不可行的。
过去，已经通过使用例如铌、钒、钛或钼等元素进行微合金化并进行热轧以获得期望的厚度和强度水平，来制得高强度钢。这种微合金化需要昂贵且高水平的铌、钒、钛或钼，并且导致形成贝氏体通常占10～20％的贝氏体-铁素体显微组织。见美国专利No.6488790。或者，显微组织可以是具有10～20％珠光体的铁素体。对带材的热轧导致这些合金元素的部分析出。因此，需要相对较高的Nb、V、Ti或Mo等元素的合金水平，来对主要为铁素体转变的显微组织提供足够的时效硬化以获得所需的强度水平。这些高微合金水平显著地增加了所需的热轧载荷，并限制了可经济地和实际地制得的热轧带材的厚度范围。这种合金化高强度带材可在对厚度大于3mm的产品范围的较厚端进行酸洗后直接用于镀锌(galvanizing)。
然而，通过向基钢化学成分中添加Nb、V、Ti或Mo来制造厚度小于3mm的高强度钢带非常困难，特别是对于宽带材，因为轧制载荷高，而且在商业上也总是不可行的。过去，需要添加大量的这些元素以强化钢，此外，还导致钢的延伸性能的降低。过去的高强度微合金热轧带材提供强度的效率比较低，比较贵，并且经常需要补偿添加其它的合金元素。
此外，一般需要用冷轧来降低带材厚度，然而热轧带材的高强度使得这种冷轧难以进行，因为需要高冷轧载荷来减小带材厚度。此外，这些高合金水平还显著地增加了所需的再结晶退火温度，使得建造和操作能够获得对冷轧带材进行完全再结晶退火所需的高退火温度的退火线造价昂贵。
总之，将现有技术的通过Nb、V、Ti或Mo等元素来进行微合金化的实践应用于生产高强度薄带在商业上并不经济，因为合金化成本高、元素添加剂的效率相对较低、高轧制载荷导致热轧和冷轧困难、并且需要高的再结晶退火温度。
本发明公开了一种钢材，其包括按重量计：少于0.25％的碳、0.20～2.0％的锰、0.05～0.50％的硅、少于0.01％的铝、和约0.01％～约0.20％的铌，并且显微组织主要由贝氏体和针状铁素体构成，而且有大于70％的铌在固溶体中。或者，铌可以少于0.1％。该钢材还可包括选自由约0.05％～约0.50％的钼、约0.01％～约0.20％的钒及其混合物组成的组中的至少一个元素。
该钢材可具有至少为340MPa的屈服强度，并可具有至少为410MPa的抗拉强度(TS)。该钢材可具有至少为485MPa的屈服强度，并可具有至少为520MPa的抗拉强度。该钢材具有至少为6％的总延伸率。或者，总延伸率可至少为10％。
该钢材可以是薄铸造钢带。视情况，该薄铸造钢带可具有分布在钢的整个显微组织中的、平均颗粒尺寸小于50纳米的硅和铁的细微氧化物颗粒。
该薄铸造钢带可具有小于2.5mm的厚度。或者，该薄铸造钢带可具有小于2.0mm的厚度。在另一情况下，该薄铸造钢带的厚度范围可为约0.5mm～约2mm。
本发明还公开了一种厚度小于3毫米的热轧钢材，其包括按重量计：少于0.25％的碳、0.20～2.0％的锰、0.05～0.50％的硅、少于0.01％的铝、和约0.01％～约0.20％的铌，并且显微组织主要由贝氏体和针状铁素体构成，并且对于20％～40％的减薄率能够提供至少为410MPa的屈服强度。该钢材可具有至少为485MPa的屈服强度，并可具有至少为520MPa的抗拉强度。或者，铌可以少于0.1％。
视情况，该热轧钢材可具有分布在钢的整个显微组织中的、平均颗粒尺寸小于50纳米的硅和铁的细微氧化物颗粒。
该热轧钢材具有至少为6％的总延伸率。或者，总延伸率可至少为10％。该热轧钢材可具有小于2.5mm的厚度。或者，该热轧钢材可具有小于2.0mm的厚度。在另一情况下，该热轧钢材的厚度范围可为约0.5mm～约2mm。
本发明还公开了一种卷绕钢材，其包括按重量计：少于0.25％的碳、0.20～2.0％的锰、0.05～0.50％的硅、少于0.01％的铝、和选自由约0.01％～约0.20％的铌、约0.01％～约0.20％的钒及其混合物组成的组中的至少一个元素；并且在卷绕和冷却后具有大于70％的铌和/或钒在固溶体中。或者，铌可以少于0.1％。
视情况，该卷绕钢材可具有分布在钢的整个显微组织中的、平均颗粒尺寸小于50纳米的硅和铁的细微氧化物颗粒。
该卷绕钢材可具有至少为340MPa的屈服强度，并可具有至少为410MPa的抗拉强度。该卷绕钢材具有小于3.0mm的厚度。该钢材可具有至少为485MPa的屈服强度，并可具有至少为520MPa的抗拉强度。
或者，该卷绕钢材具有小于2.5mm的厚度。或者，该卷绕钢材可具有小于2.0mm的厚度。在另一情况下，该卷绕钢材的厚度范围可为约0.5mm～约2mm。该卷绕钢材具有至少为6％的总延伸率。或者，总延伸率可至少为10％。
本发明还公开了一种时效硬化钢材，其包括按重量计：少于0.25％的碳、0.20～2.0％的锰、0.05～0.50％的硅、少于0.01％的铝、和选自由约0.01％～约0.20％的铌、约0.01％～约0.20％的钒及其混合物组成的组中的至少一个元素，并且显微组织主要由贝氏体和针状铁素体构成，并且在时效硬化后延伸率和屈服强度均得以增加。或者，铌可以少于0.1％。
该时效硬化钢材还可包括分布在钢的整个显微组织中的、平均颗粒尺寸小于50纳米的硅和铁的细微氧化物颗粒。
该钢材的屈服强度可根据需要至少为340MPa、或至少为380MPa、或至少为410MPa、或至少为450MPa、或至少为500MPa、或至少为550MPa、或至少为600MPa、或至少为650MPa。该钢材的抗拉强度可根据需要至少为410MPa、或至少为450MPa、或至少为500MPa、或至少为550MPa、或至少为600MPa、或至少为650MPa、或至少为700MPa。该时效硬化钢材具有小于3.0mm的厚度。或者，该时效硬化钢材具有小于2.5mm的厚度。或者，该时效硬化钢材可具有小于2.0mm的厚度。在另一情况下，该时效硬化钢材的厚度范围可为约0.5mm～约2mm。该时效硬化钢材具有至少为6％的总延伸率。或者，总延伸率可至少为10％。
一种钢材，其包括按重量计：少于0.25％的碳、0.20～2.0％的锰、0.05～0.50％的硅、少于0.01％的铝、和选自由约0.01％～约0.20％的铌、约0.01％～约0.20％的钒组成的组中的至少一个元素，并且显微组织主要由贝氏体和针状铁素体构成，并且包括分布在钢的整个显微组织中的、平均颗粒尺寸小于50纳米的硅和铁细微氧化物颗粒。或者，铌可以少于0.1％。视情况，该钢材可包括约0.05％～0.50％的钼。
该钢材可具有至少为340MPa的屈服强度，并可具有至少为410MPa的抗拉强度。该钢材可具有至少为485MPa的屈服强度，并可具有至少为520MPa的抗拉强度。该钢材具有至少为6％的总延伸率。或者，总延伸率可至少为10％。
一种时效硬化钢材，包括按重量计：少于0.25％的碳、0.20～2.0％的锰、0.05～0.50％的硅、少于0.01％的铝、和约0.01％～约0.20％的铌，并且显微组织主要由贝氏体和针状铁素体构成，并且具有平均颗粒尺寸小于10纳米的铌的碳氮化物颗粒。在本说明书和所附权利要求书中，碳氮化物颗粒包括碳化物、氮化物、碳氮化物及其组合。或者，铌可以少于0.1％。
该时效硬化钢材可基本没有大于50纳米的铌的碳氮化物颗粒。该时效硬化钢材可具有至少为340MPa的屈服强度，并可具有至少为410MPa的抗拉强度。该时效硬化钢材具有至少为6％的总延伸率。或者，总延伸率可至少为10％。
本发明还公开了一种用于制备卷绕薄铸造钢带的方法，其包括以下步骤：
组装内冷式辊铸机，所述辊铸机具有横向定位的铸辊，所述铸辊之间形成辊隙，并在所述辊隙上方形成被支承在所述铸辊上且在紧接所述铸辊的端部处被侧坝限制的熔融钢的铸池；
使所述铸辊相对旋转，以在所述铸辊移动通过所述铸池时，在所述铸辊上形成金属凝壳；
由向下穿过所述铸辊之间的辊隙的金属凝壳形成钢带；以及
以至少10℃每秒的速率冷却所述钢带以提供以下成分，该成分包括按重量计：少于0.25％的碳、0.20～2.0％的锰、0.05～0.50％的硅、少于0.01％的铝、和选自由约0.01％～约0.20％的铌、约0.01％～约0.20％的钒及其混合物组成的组中的至少一个元素，并且显微组织主要由贝氏体和针状铁素体构成，而且有大于70％的铌和/或钒在固溶体中。
该方法可在卷绕状态下的钢带中提供分布在钢的整个显微组织中的、平均颗粒尺寸小于50纳米的硅和铁的细微氧化物颗粒。此外，该方法可包括以下步骤：热轧所述钢带；并在约450～700℃之间的一个温度卷绕经过热轧的钢带。或者，可在小于650℃的一个温度，卷绕经过热轧的钢带。
该方法还可包括以下步骤：以至少为550℃的温度对所述钢带进行时效硬化，以增加抗拉强度。或者，在625℃～800℃之间的一个温度进行时效硬化。在另一情况下，在650℃～750℃之间的一个温度进行时效硬化。
本发明还公开了一种用于制备薄铸造钢带的方法，包括以下步骤：
组装内冷式辊铸机，所述辊铸机具有横向定位的铸辊，所述铸辊之间形成辊隙，并在所述辊隙上方形成被支承在所述铸辊上且在紧接所述铸辊的端部处被侧坝限制的熔融钢的铸池；
使所述铸辊相对旋转，以在所述铸辊移动通过所述铸池时，在所述铸辊上形成金属凝壳；
由向下穿过所述铸辊之间的辊隙的金属凝壳形成钢带；
以至少10℃每秒的速率冷却所述钢带以提供以下成分，该成分包括按重量计：少于0.25％的碳、少于0.01％的铝、和选自由约0.01％～约0.20％的铌、约0.01％～约0.20％的钒及其混合物组成的组中的至少一个元素，并且显微组织主要由贝氏体和针状铁素体构成，而且有大于70％的铌和/或钒在固溶体中；
以625℃～800℃之间的一个温度对所述钢带进行时效硬化。
该方法还可包括以下步骤：对所述钢带进行时效硬化以增加抗拉强度。或者，在650℃～750℃之间的一个温度进行时效硬化。
该方法能提供具有平均颗粒尺寸小于10纳米的铌的碳氮化物颗粒的时效硬化钢带。或者，该时效硬化钢带基本没有大于50纳米的铌的碳氮化物颗粒。
该方法能在卷绕状态下的钢带中提供分布在钢的整个显微组织中的、平均颗粒尺寸小于50纳米的硅和铁的细微氧化物颗粒。此外，该方法可包括以下步骤：热轧所述钢带；并在约小于700℃的一个温度卷绕经过热轧的钢带。或者，可在小于650℃的一个温度，卷绕经过热轧的钢带。
制备薄铸造钢带的方法可包括以下步骤：
组装内冷式辊铸机，所述辊铸机具有横向定位的铸辊，所述铸辊之间形成辊隙，并在所述辊隙上方形成被支承在所述铸辊上且在紧接所述铸辊的端部处被侧坝限制的熔融钢的铸池；
使所述铸辊相对旋转，以在所述铸辊移动通过所述铸池时，在所述铸辊上形成金属凝壳；
由向下穿过所述铸辊之间的辊隙的金属凝壳形成钢带；以及
以至少10℃每秒的速率冷却所述钢带以提供以下成分，该成分包括按重量计：少于0.25％的碳、0.20～2.0％的锰、0.05～0.50％的硅、少于0.01％的铝、和选自由约0.01％～约0.20％的铌、约0.01％～约0.20％的钒及其混合物组成的组中的至少一个元素，并且显微组织主要由贝氏体和针状铁素体构成；
以625℃～800℃之间的一个温度对所述钢带进行时效硬化，而在时效硬化后延伸率和屈服强度均得以增加。
该方法能在卷绕状态下的钢带中提供分布在钢的整个显微组织中的、平均颗粒尺寸小于50纳米的硅和铁的细微氧化物颗粒。此外，该方法能提供具有平均颗粒尺寸小于10纳米的铌的碳氮化物颗粒的时效硬化钢带。或者，该时效硬化钢带基本没有大于50纳米的铌的碳氮化物颗粒。
该方法可包括以下步骤：热轧所述钢带；并在约小于750℃的一个温度卷绕经过热轧的钢带。或者，可在小于700℃的一个温度，卷绕经过热轧的钢带。
附图说明
为了能详细描述本发明，参考附图给出了一些示例，附图中：
图1示出了合并有在线热轧机和卷绕机的带材铸造设备；
图2示出了双辊带材铸机的细节；
图3示出了在添加和未添加铌或钒的情况下卷绕温度(CT)对带材屈服强度的影响；
图4a是铌钢带的光学显微图；
图4b是标准的380号超薄铸造带材不锈钢(UCS SS Grade 380)钢带的光学显微图；
图5示出了卷绕后时效硬化对本发明钢带的屈服强度的影响；
图6示出了卷绕后模拟时效硬化周期对本发明钢带的屈服强度和抗拉强度的影响；
图7示出了热轧减薄率(HR)对屈服强度的影响；
图8示出了屈服强度对延伸率的影响；
图9示出了低水平铌含量对屈服强度的影响；
图10a示出了热轧后0.065％铌钢第一试样的显微组织；
图10b示出了热轧后0.065％铌钢第二试样的显微组织；
图11示出了铌含量对屈服强度的影响；
图12示出了卷绕温度对屈服强度的影响；
图13示出了低铌水平时卷绕温度对屈服强度的影响；
图14示出了热处理条件对屈服强度的影响；
图15示出了时效硬化热处理温度对0.026％铌钢的屈服强度的影响；
图16示出了峰值时效温度对0.065％铌钢的屈服强度的影响；
图17示出了峰值时效温度和保持时间对0.065％铌钢的屈服强度的影响；
图18示出了峰值时效温度和保持时间对0.084％铌钢的屈服强度的影响；
图19示出了时效硬化前和时效硬化后屈服强度对延伸率的影响；
图20示出了连续退火的热处理结果；
图21示出了时效硬化条件；
图22示出了温度和时间对硬度的影响；
图23示出了对于本发明的钒钢来说的、热处理对屈服强度的影响；
图24示出了对于本发明的钒钢来说的、热轧减薄率对屈服强度的影响。
具体实施方式
下面描述的实施例涉及使用双辊铸机连续铸造钢带所获得的具有微合金添加剂的高强度薄铸造带材。
图1示出了用于连续铸造钢带的带材铸机的各连续部分。图1和2示出了双辊铸机11，双辊铸机11连续制造铸钢带12，铸钢带12沿运输路径10穿越引导台13达到具有夹送辊14A的夹送辊架14。当离开夹送辊架14后，带材立即进入热轧机16，热轧机16具有一对轧薄辊16A和一对支承辊16B，用于对铸造带材进行热轧以减薄期望厚度。经过热轧的带材传到输出台17上，带材在输出台17处可通过对流和与经由喷水器18(或其它适当的装置)供给的水接触、并且通过辐射而得以冷却。然后，经过轧制和冷却的带材通过包括一对夹送辊20A的夹送辊架20，而达到卷绕机19。在卷绕后对铸造带材进行最后的冷却。
如图2所示，双辊铸机11包括主机架21，主机架21支承一对横向定位的铸辊22，铸辊22具有铸造表面22A。在铸造操作期间，熔融金属从浇包(未示出)供给至浇杯23，通过耐火罩24流至分配器或可动浇杯25，然后从分配器25通过铸辊22之间的金属供给口26流至辊隙27上方。供给到铸辊22之间的熔融金属在辊隙上方形成铸池30。铸池30在铸辊的端部被一对侧封坝或侧封板28限制，这对侧封板28被一对推进器(未示出)推靠在铸辊的端部上，这对推进器包括连接至侧板保持器的液压缸单元(未示出)。铸池30的上表面(一般称为“弯月”水平)通常上升到供给口下端的上方，使得供给口的下端浸没在铸池30内。铸辊22在内部被水冷却，以使移动的辊面在穿过铸池时在辊面上形成凝壳，凝壳在辊面之间的辊隙27处聚集在一起而生成铸造带材12，铸造带材12从铸辊之间的辊隙向下传送。
上述双辊铸机可为美国专利No.5184668和5277243、或者美国专利No.5488988中详细描述和图示的那种类型。对适用于本发明实施例的双辊铸机的适当构造细节，可参考这些专利。
可使用克服了常规轻质钢材产品的缺点且生成高强度轻质钢带产品的双辊铸机来制造高强度薄铸造带材产品。本发明利用多种元素，包括铌(Nb)、钒(V)、钛(Ti)、或钼(Mo)、或者它们的组合。
钢中的微合金元素一般理解为指钛、铌和钒等元素。过去，这些元素通常加入量在0.1％水平以下，但是在一些情况下，会高达0.2％的水平。这些元素能够通过淬透性、晶粒细化和强化效果的组合，对钢的显微组织和性能施加强的影响(过去如同形成碳氮化物的物质(carbonitride former))。钼一般不被看作微合金元素，因为它自身是相对较弱的形成碳氮化物的物质，但它在本情况下是有效的并可与铌和钒一起形成复杂的碳氮化物颗粒。在具有这些元素的热轧带材中碳氮化物的形成受到抑制，后面将会说明。
通过用这些元素进行微合金化，高强度薄铸造带材产品结合多个属性以获得高强度轻质铸造带材产品。带厚可小于3mm、小于2.5mm、或小于2.0mm，并可在0.5～2.0mm的范围内。通过热轧生成铸造带材，而不需要用冷轧来进一步使带减薄至期望厚度。因此，高强度薄铸造带材产品叠覆轻质热轧厚度范围和期望的冷轧厚度范围两者。可以大于等于10℃每秒的速率冷却带材，并仍然形成过半数且通常主要是贝氏体和针状铁素体的显微组织。
通过制备这种高强度薄铸造带材产品实现的好处与现有技术制造的微合金钢的生产形成对比，现有技术制造的微合金钢的生产导致相对较高的合金成本、低效的微合金化、热轧和冷轧的困难、以及再结晶退火的困难，因为常规连续镀锌退火线不能提供所需的高退火温度。此外，还克服了通过冷轧加恢复退火(recovery annealed)制造途径制成的带材所呈现出的较弱延展性。
在现有技术制造的微合金钢中，例如铌和钒等元素不能在凝固、热轧、卷绕和冷却整个过程中保持为固溶体。扩散至整个显微组织的铌和钒在热轧带卷(hot coil)制造工艺的各阶段形成碳氮化物颗粒。在本说明书和所附权利要求书中，碳氮化物颗粒包括碳化物、氮化物、碳氮化物及其组合。热板坯(hot slab)中的碳、氮颗粒的形成和生长以及现有技术制造的微合金钢的后续卷绕进一步减小热板坯中奥氏体的晶粒尺寸，降低钢的淬透性。在这些现有技术的钢中，必须通过增加微合金元素量、将铸造板坯重新加热至更高的温度、以及降低碳含量来克服热板坯中的颗粒的影响。
与现有技术制造的钢相比，本发明的高强度薄铸造钢带产品制造为包括按重量计：少于0.25％的碳；0.20～2.00％的锰；0.05～0.50％的硅；少于0.06％的铝；和选自由下列元素组成的组中的至少一个元素：约0.01％～约0.20％的钛、约0.01～约0.20％的铌、约0.05％～约0.50％的钼、和约0.01％～约0.20％的钒；并且显微组织主要包含贝氏体。该钢材还可包括分布在钢显微组织中并具有小于50纳米的平均颗粒尺寸的铁和硅的细微氧化物颗粒。与以常规板坯铸件制成的现有技术产品相比，本发明的钢材还可包括在显微组织中分布更加均匀的微合金。
或者，高强度薄铸造钢带产品可包括按重量计：少于0.25％的碳、0.20～2.0％的锰、0.05～0.50％的硅、少于0.01％的铝、和约0.01％～约0.20％的铌；并且显微组织主要包含贝氏体和针状铁素体，并且具有大于70％的可溶铌。
在另一情况下，卷绕钢材可包括按重量计：少于0.25％的碳、0.20～2.0％的锰、0.05～0.50％的硅、少于0.01％的铝、和选自由约0.01％～约0.20％的铌、约0.01％～约0.20％的钒及其混合物组成的组中的至少一个元素；并且在卷绕和冷却后具有大于70％的可溶铌和钒为选择态(as selected)。卷绕的高强度薄铸造钢带产品尤其可在热轧减薄和后续卷绕后并在时效硬化前，具有大于70％的可溶铌和钒为选择态。显微组织可以是贝氏体和针状铁素体的混合物。或者，热轧和后续卷绕并冷却后的钢的显微组织可包含具有大于80％或者大于90％的铌和/或钒保留在固溶体中的针状铁素体和贝氏体。
替代地或者另外地，该钢材可具有大于6％或大于10％的总延伸率。该钢材可具有至少为340MPa(约49ksi)的屈服强度或至少为410MPa的抗拉强度或两者，呈现出令人满意的延展性。图8示出了热轧产品的总延伸率与屈服强度之间的关系。
热轧后，可在约500～700℃范围内的一个温度卷绕热轧钢带。还可在至少为550℃的温度通过时效硬化来进一步处理薄铸造钢带，以增加抗拉强度。可在550℃～800℃、或625℃～750℃、或675℃～750℃内的一个温度，进行时效硬化。因此，连续镀锌或退火线的常规炉子能够提供硬化微合金铸造带材产品所需的时效硬化温度。
例如，通过制作由薄铸造带材工艺铸造的含0.026％的铌、0.04％(重量)的碳、0.85％(重量)的锰、0.25％(重量)的硅的钢成分来制备钢成分。带材铸造为1.7mm厚，并使用如图1和2所示的双辊铸机在线热轧至1.5mm～1.1mm的带厚范围。在590～620℃(1094～1148°F)的卷绕温度卷绕带材。
如图3所示，在一个卷绕温度范围内对本发明铸造带材所获得的屈服和抗拉强度水平与基材非微合金化铸造带材钢成分所能获得的屈服和抗拉强度水平进行了比较。可看出，铌钢带获得了420～440MPa(约61～64ksi)的屈服强度和约510MPa(约74ksi)的抗拉强度。将本发明的铸造带材产品与使用与微合金钢相同的卷绕温度处理的C-Mn-Si基钢成分进行了比较，基本是铌钢产生的强度水平更高。必须在极低的温度卷绕比较用基钢带材，以获得与铸造铌钢产品相当的强度水平。不必在低卷绕温度卷绕铸造铌钢产品来获得其使用热轧的强化潜力。此外，铸造铌钢的屈服和抗拉强度水平受如图7所示的减薄率在至少19％～37％的在线热轧程度的影响并不显著。
图9示出了本发明的钢的淬透性。如图9所示，小如0.007％的铌水平就能增加最终带材的强度，大于约0.01％的铌水平能获得380MPa以上的屈服强度水平。请注意，小于约0.005％的铌水平可认为是多余的。因此，即使添加极少的微合金元素也能有效地获得实质强化。
利用铌微合金添加剂，通过抑制初晶铁素体(proeutectic ferrite)的形成，来增加钢的淬透性，从而获得高强度。图4b示出了在基钢中沿原奥氏体晶界(仿晶界形铁素体(allotriomorphic ferrite))形成了初晶铁素体，但是它在图4a所示的铌钢中并不存在。铌添加剂的淬透性效果抑制了铁素体转变，从而能够在冷却期间使用常规冷却速率以及更高的卷绕温度的同时，生成更强的贝氏体和针状铁素体显微组织。本发明的铌钢的最终显微组织主要包括贝氏体和针状铁素体的组合。图4b所示的基钢被冷却至相对较低的卷绕温度，小于500℃，这是已知的用于抑制在奥氏体晶界处形成铁素体的冷却条件。
热轧减薄率(hot reduction，HR)对屈服强度的影响在本发明的铌钢中得到了减小。在现有技术的C-Mn产品中，强度通常随着热轧减薄率的增加而减小。对比之下，如图7所示，热轧减薄率对屈服强度的影响在本发明的钢材中得到了显著的减小。在该实验中，卷绕温度保持恒定，并覆盖热轧减薄率高达至少40％的范围，代表1.0mm～1.5mm的带厚范围。与非微合金化基钢不同，本发明热轧态铸造带材产品中的铌微合金钢的强度水平对减薄率高达至少40％的热轧减薄程度比较不敏感。此外，如图3所示，这些高强度水平是使用范围为550℃～650℃的常规卷绕温度来获得的。
为进一步调查该影响，在0.026Nb钢中对各厚度测量奥氏体晶粒尺寸。基钢趋于在约25％以上的热轧减薄率时完全再结晶化，而0.026Nb钢即使在40％减薄率时也只表现出有限的再结晶。这表明固溶体中的铌通过抑制热轧后变形奥氏体的静态再结晶，使热轧减薄率对强度性能的影响减小。这在图10中示出，其中可看出，奥氏体晶粒通过热轧减薄而被拉长，但没有再结晶为更细的晶粒。更细的晶粒增加奥氏体晶界面积，从而降低钢的淬透性。然而，虽然抑制了再结晶为更细的奥氏体晶粒尺寸，但这种高热轧减薄率已知会增加铁素体转变开始温度。另外，高热轧减薄率可在奥氏体晶粒内引起局部高应变区，通常称为剪切带(shear band)，其可用作铁素体形核的晶内形核位置。在本发明的钢材中，铌的淬透性影响足以抑制在变形奥氏体晶粒内形成铁素体，从而获得对热轧程度极不敏感的强度水平。
薄铸造带材铌钢产品在所施加的热轧范围内具有稳定的屈服和抗拉强度水平，并且在20％～40％减薄率的情况下，能够提供至少410MPa的屈服强度。对各带厚确定了现有技术的奥氏体晶粒尺寸。奥氏体晶粒尺寸的测量表明，在高热轧减薄率时只发生非常有限的再结晶，而在相当的基钢带中，在约25％以上的热轧减薄率时显微组织几乎完全再结晶。向铸钢带中加入铌抑制了铸态粗奥氏体晶粒在热轧工艺期间发生再结晶，并使得钢的淬透性在热轧后得以保持，并且铌得以保留在溶体中。
本发明的钢带在热轧后的高强度主要是由于形成的显微组织。如图4a所示，对所有带厚，铸造铌钢的显微组织主要包括贝氏体。对比之下，如图4b所示，比较用非微合金钢通过以低卷绕温度获得相似的强度，并且显微组织主要包括针状铁素体以及一些晶界铁素体。向钢带中加入铌，即使在相当高的卷绕温度，也能使得钢的淬透性得以增加，并抑制晶界铁素体的形成，而且促进贝氏体显微组织。
图11概括了热轧状态下如下表2所示的试验钢的屈服和抗拉强度的结果。强度水平随铌含量的增加而增加，屈服强度至少为340MPa，在热轧状态下水平高达约500MPa。抗拉强度可至少为410MPa。初始强度的急剧增加归因于初晶铁素体的形成受到抑制且贝氏体和针状铁素体得以促进，而后续的强化可归因于连续的显微组织细化和可能的因铌保持在固溶体中而引起的固溶体硬化。
另外，透射电镜(TEM)检查未显示在热轧态铸造带材中存在任意实质性的铌析出。这表明铌已被保持在固溶体中，并且所得的强化主要归因于铌增强的淬透性影响，引起形成过半数且几乎大部分为贝氏体的显微组织。铸造钢带淬透性的增强还被认为是因铸造带材形成期间生成的粗奥氏体晶粒得以保留而引起的。向贝氏体而不是向铁素体的转变，被认为是在从卷绕温度冷却带卷的期间，薄铸造带材中微合金添加剂铌的析出得到抑制的一个主要因素。
可使用透射电镜(TEM)检查来确定存在于钢中的铌的碳氮化物(niobium carbonitride)颗粒的尺寸、身份(identity)和体积分数(volumefraction)。TEM检查时没有发现存在铌的碳氮化物颗粒证明了以下观点，即观察到的强度可主要归因于显微组织大部分是贝氏体而不是铁素体。因此，后续观察到的由时效硬化热处理引起的强化加强可得到如下结论，即在热轧带材中铌基本存在于溶体中。当使用TEM分析确定出显微组织中碳氮化物颗粒的体积分数后，可得出固溶体中微合金元素的含量。
可通过TEM评估薄箔试样(thin foil)和碳复制试样(carbon replicates)来确定存在的碳氮化物颗粒含量。在我们的分析中，使用了JEOL 2010型透射电镜。然而，以我们对该仪器的经验，在大位错铁素体中不能解析出4纳米以下的Nb颗粒。
对于薄箔分析，制备箔。切好箔，并磨至0.1mm厚。然后通过在Tenupole-2电解抛光单元中使用5％高氯酸、95％醋酸的电解液进行电解抛光，将试样减薄至电子透明(electron transparency)。然后可直接将试样转移至TEM。
对于碳复制，可通过在Nital(乙醇和硝酸的溶液)中蚀刻经磨光的试样来制备目标试样，蚀刻后用碳涂覆试样，然后将碳涂覆物划分成适当的尺寸(例如2mm的正方形)用于TEM分析。划分后，可通过在3％Nital中溶解铁素体基体(ferrite matrix)，将碳复制品从试样中释放出来。将碳复制品试样收集到直径为3mm的支承格栅上，然后在酒精/水溶液中反复清洗。然后可将带有支承格栅的碳萃取复制品转移至TEM。
被认为是引起在热轧铸造带材中不存在铌的碳氮化物颗粒的另一因素涉及：以上述连铸方法制造带材期间铌在带材急速凝固时弥散分布的性质。在现有技术制成的微合金高强度带材中，在凝固以及板坯冷却、板坯再加热和形变热处理时涉及较长的时间间隔，致使例如(Nb，V，Ti，Mo)(CN)等碳氮化物颗粒得以预聚类(pre-clustering)和/或固态析出的机会，提供了在制造工艺各阶段中后续析出的动力学。在所述的本发明工艺中，铸造带材从铸辊之间的铸池连续形成，形成铸造带材时的极速初始凝固(约160微秒)被认为能抑制碳氮化物颗粒的预聚类和/或固态析出，进而减慢和减小在包括轧制和卷绕操作的后续处理中微合金析出的动力学。这意味着，与通过常规板坯铸造和处理制得的现有技术薄钢带的情况相比，微合金Nb、V、Ti和Mo在奥氏体和铁素体相中的分布相对更加均匀。
对上述从铸辊之间的铸池制成的铌铸造带材的原子探针分析证明了在铸态和以约650℃或更低温度进行卷绕时的热轧带材两者中微合金的分布更加均匀(表明预聚类和/或固态析出得以减小)。元素的这种更加均匀的分布被认为能够抑制在现有技术制造和处理的微合金板坯铸钢会发生元素细微共格析出情况下的卷绕操作中形成碳氮化物。在双辊铸造法制得的微合金铸造带材中碳氮化物预聚类和/或固态形成的减小或消失还减慢了例如退火等后续形变热处理期间碳氮化物形成的动力学。这于是允许以比现有技术处理的带材中的颗粒通过粗化(奥斯特瓦尔德熟化，Ostwald ripening)机制失去它们的强化能力的温度高的温度，进行时效硬化。
通过时效硬化热处理，发现能获得更高的抗拉强度。例如，在添加0.026％铌的情况下，观察到屈服强度至少增加35MPa(约5ksi)，从410到450MPa(约60～65ksi)。在添加0.05％铌的情况下，可知通过时效硬化能获得至少10ksi的增量；在添加0.1％铌的情况下，可知通过时效硬化能获得至少20ksi的增量。本发明的时效硬化钢材的显微组织能具有平均颗粒尺寸小于等于10纳米的铌的碳氮化物颗粒。时效硬化钢材的显微组织能基本没有大于50纳米的铌的碳氮化物颗粒。
实验室时效热处理是在多种温度和时间下对0.026％铌钢试样进行的，以引起被认为保持在热轧带材的固溶体中的铌的作用。如图5所示，时效热处理引起了强度的显著增加，屈服强度约为480MPa(约70ksi)。这确认了铌被保持在固溶体中，并能用于在后续时效时，通过例如使用连续镀锌线上的退火炉或者通过使用连续退火线，来提供时效硬化。因此，进行短时间的时效硬化来模拟通过安装至连续镀锌线的退火炉或者常规连续退火线处理铌微合金铸造钢材所得的时效潜力。在后一情况下，时效硬化的高强度带材产品可在后续进行镀锌、涂覆或者无涂覆使用。
如图6所示，结果清楚地示出了，对于700℃(1292°F)的峰值处理温度，实现了显著的强化，强度水平接近以低温通过长时间所获得的强度水平。表1给出了使用700℃(1292°F)的峰值温度进行短时间时效处理后的铌薄铸造钢材的拉伸性能。除铸造带材产品的高强度外，延展性和成形性对于结构级产品也是令人满意的。制造的铸造带材产品是通过使用铌微合金、用于结构应用的高强度薄带产品。可以想到，更高的微合金化水平将实现更高的屈服强度，可远超过550MPa(约80ksi)。
表1
  带厚mm   屈服强度MPa   抗拉强度MPa   总延伸率％   屈服强度/抗拉强度   ‘n’值   ‘r’值
1.1 477 563 18 0.85 0.12 0.90
近来，除制造0.026％(重量)铌钢外，通过本工艺还成功制造了添加0.014％(重量)和0.065％(重量)铌的钢。下表2示出了各炉次成分(heatcompositions)。
表2
钢 C(重量％) Mn(重量％) Si(重量％) Nb(重量％) V(重量％) N(重量％)
  A   0.032   0.72   0.18   0.014   ＜0.003   0.0078
  B   0.029   0.73   0.18   0.024   ＜0.003   0.0063
  C   0.038   0.87   0.24   0.026   ＜0.003   0.0076
  D   0.032   0.85   0.21   0.041   ＜0.003   0.0065
  E   0.031   0.74   0.16   0.059   ＜0.003   0.0085
  F   0.030   0.86   0.26   0.065   ＜0.003   0.0072
  G   0.028   0.82   0.19   0.084   ＜0.003   0.0085
  H   0.026   0.90   0.21   ＜0.003   0.042   0.0070
  基钢   0.035   0.85   0.27   ＜0.003   ＜0.003   0.0060
图12示出了钢C和钢F获得的屈服强度，而图13示出了以较低Mn含量制得的0.014％Nb炉次，即钢A的屈服强度结果。铌的添加相对于基钢成分增加了在所有卷绕温度的屈服强度。添加0.014％Nb和0.026Nb，屈服强度增加了约70～100MPa(10～15ksi)；添加0.065Nb，则增加约140～175MPa(20-25ksi)。从图12可看出，在相似卷绕温度，0.026％Nb钢获得了比0.8Mn基钢高的屈服强度，以及与低温卷绕0.8Mn基钢时相当的屈服强度。或者说，对于该添加量的Nb，能以较高卷绕温度(约600℃)获得0.8Mn基钢以低卷绕温度(约500℃)获得的强度。
此外，与现有技术制造的微合金钢相比，我们发现微合金添加剂能抑制在热轧和后续卷绕并冷却后的钢中形成碳氮化物颗粒。实际上，热轧和后续卷绕并冷却后的钢的显微组织包括具有大于70％的铌和/或钒保留在固溶体中的针状铁素体和贝氏体。或者，热轧和后续卷绕并冷却后的钢的显微组织可包含具有大于80％或者大于90％的铌和/或钒保留在固溶体中的针状铁素体和贝氏体。
因此，可得知铌铸造带材能得到轻质高强度钢材。首先，铌添加剂能够抑制热轧期间奥氏体再结晶，从而通过保持相对较粗的铸态奥氏体尺寸而增强钢的淬透性。热轧后铌保持在奥氏体的固溶体中，直接增加了钢的淬透性，有助于即使在相对较高的卷绕温度，也能使奥氏体转变为主要包括贝氏体的最终显微组织。在热轧带材中，贝氏体显微组织的形成促进了铌添加剂保留在固溶体中。
可通过对本发明的钢进行时效硬化来进一步改善性能。在现有技术的微合金和非微合金钢中，通过时效硬化能实现强度增加，但是在这种现有技术的钢中，延伸率随强度增加而降低。我们发现，通过对本发明的钢进行时效硬化，能实现既增加强度，又增加延伸率。
已确认，通过现有的处理条件将例如铌和钒等微合金元素保留在固溶体中，为后续时效硬化周期提供了可观的淬透性。可使用适当的连续镀锌线或连续退火设备来获得这种时效硬化周期。因此，使用薄带铸造工艺制造微合金钢带，结合适当的镀锌线或退火线提供的时效硬化热处理，是为这种钢材提供独特强化途径的独特制造路径。
如TEM检查确认的，在600℃和650℃(1110°F和1200°F)对热轧0.026％Nb铸造带材进行20分钟等温时效处理，引起铌的碳氮化物或Nb(C，N)的形成。如图14所示，这引起带材屈服强度的增加。此外，如图6和14所示，通过镀锌线退火段的带材的热周期也引起强度的显著增加，接近以较低温度进行等温时效所获得的强度。
由微合金添加剂通过抑制铁素体转变所引起的淬透性的增加显著地将奥氏体分解温度降低到贝氏体/针状铁素体温度范围内。这种较低的转变开始温度通过施加常规的输出台冷却速率和适当的卷绕温度，来提供将绝大部分微合金添加剂保持在固溶体中的潜力。
固溶体中的例如铌和钒等微合金元素可用于在后续热处理期间的时效硬化以增加强度。实验室时效硬化研究表明能通过相对较短的热处理周期，例如可通过连续退火线和镀锌线获得的，来获得实质强化。图15～18示出了施加于试验钢C(0.026％Nb)、钢F(0.065％Nb)和钢G(0.084％Nb)的实验室模拟连续退火周期所得的结果。
图20和21分别示出了使用实验室研究所建立的热处理条件在全规模工厂对钢B和F的试验结果。钢B和F获得了实质性的强度增加。对于0.024％Nb钢(钢B)记录了超过450MPa的屈服强度水平，而对于0.065％Nb钢(钢F)，屈服强度在550MPa以上。时效硬化所得的强度增加，对于0.024％Nb钢(钢B)为70MPa(10ksi)左右，而对于0.065％Nb钢(钢F)则高达约100MPa(15ksi)。可知0.065％Nb钢在被时效硬化的情况下能获得600MPa以上的屈服强度。
表3
  钢F   厚度mm   屈服强度MPa   抗拉强度MPa   延伸率％
  热轧带   0.996   512   599   11.47
  镀锌后   0.991   581   645   14.16
使用在镀锌线上得到的时效硬化条件来使钢F的试样发生时效硬化。如表3所示，时效硬化钢的强度增加了几乎70MPa，并且延伸率从11.47％增加至14.16％。图19示出了本发明所公开的铌钢在热轧状态下和时效硬化加镀锌状态下(纵向测试方向)的总延伸率与屈服强度之间的关系。
如图16所示，我们发现可在约675℃～725℃之间使用10秒保持周期来防止过度时效。然而，温度范围是保持时间的函数。如图17所示，保持时间增加至20秒使温度范围略微缩小，而对于零保持时间，温度范围略微增大。根据整个热处理周期时间，即加热速率、保持时间和冷却速率，时效硬化温度范围可约为625℃～800℃。
在热处理时间较长的情况下，可使用500℃～650℃的较低温度范围。从图6可看出，在600℃热处理20分钟能获得与在700℃连续退火周期10秒类似的强度水平。图22示出了进行20分钟和120分钟实验室热处理的结果。结果表明在550℃热处理120分钟获得了实质性硬化，但是在约650℃以上的温度进行120分钟时效会减小钢的硬度。较长时间的热处理可用于全卷绕退火工艺，例如500℃～650℃温度范围内的分批退火，或对热轧带卷的其它卷绕后冷却作业，设计成在500℃～650℃的温度范围内通过受控冷却来析出被保持的铌。
对在650℃受到60分钟热处理的钢C和F的试样进行透射电镜(TEM)分析。发现了4～15纳米尺寸范围内的细微颗粒。这些细微颗粒被发现包括铌的碳氮化物，表明强化可归因于细微的铌的碳氮化物颗粒所引起的时效硬化。
时效硬化微合金钢材的显微组织可具有平均颗粒尺寸小于等于10纳米的铌的碳氮化物颗粒。时效硬化钢材的显微组织可基本没有大于50纳米的铌的碳氮化物颗粒。使用TEM评估对本发明的铌钢试样进行了检查，显微组织的一些部分没有能达到可测量程度的铌的碳氮化物颗粒。
我们认为，本发明的时效硬化钢的增强了的强度/延伸率关系可归因于基本没有尺寸大于5纳米的颗粒的显微组织部分，即“无析出区”，和纳米团簇(nano-cluster)。无析出区在晶界附近的形成能通过提供与晶界相邻的硬度减小区域，来影响强度和拉伸长度关系。有报告称无析出区中应力集中的松弛能提高强度和延伸率。无析出区对延伸率和强度的有益影响可出现在无析出区窄且晶界析出物尺寸小的情况下。
在本发明的钢中，元素添加剂能通过生成比现有技术制造的铌钢更窄的无析出区和更小的硬度变化，来增加时效硬化后的延伸率和强度。由于元素在迅速凝固的钢中分散更加均匀，所以能减缓时效硬化的动力学，以便有效地扩大时间-温度窗口，以此能稳定地控制纳米团簇的形成。元素纳米团簇能在时效硬化的初期阶段提供强化。团簇强化可归因于位错切割溶质类的团簇的扩散边界所需的额外能量。团簇能在不降低延展性的情况下提供实质性强化，因为它们的弹性软边界不会严重阻止位错运动，或者引起像常规第二相颗粒那样的积聚。
在本发明的钢中，在钢急速凝固期间，元素更均匀的分布保持在固溶体中。与现有技术制造的铌和钒钢相比，热轧和后续卷绕并冷却后的钢的显微组织包括贝氏体和针状铁素体，其中大于70％的铌和/或钒添加剂保留在固溶体中，并且基本没有大于50纳米的铌的碳氮化物颗粒。或者，热轧和后续卷绕并冷却后的钢的显微组织可包含具有大于80％或者大于90％的铌和/或钒添加剂保留在固溶体中的针状铁素体和贝氏体。
如果卷绕温度低于约650℃，则元素保持滞留在热轧带卷的溶体中而不析出。形成被有效地减缓，因为本工艺防止了以前通常发生在常规板坯铸造和带材热轧再加热中的原子间的联系(例如以颗粒形式)。因此，观察到的在热轧带卷中发生的强度增加可主要归因于淬透性和固溶体硬化效果。
碳氮化物颗粒的形成可在热处理期间被激活。此外，在时效硬化期间，由于时效硬化前固溶体中存在大量铌和/或钒，所以在一个较宽的时间和温度范围内，预析出的团簇和更细的颗粒是稳定的。与常规制造的钢的情况相比，作为正常析出现象在晶界附近形成的无析出区更窄并且包含分布更加均匀的纳米团簇和更细的析出物。因此，对于本发明的钢来说，无析出区相对于晶粒内部的硬度变化相对较小。我们认为，更窄的无析出区和整个无析出区中的小硬度变化减小了无析出区中的应力集中，降低了微裂纹在无析出区中的择优变形。我们认为，团簇强化的特征可在于强度在不恶化延展性的情况下得以增加，因为在团簇处没有发生位错积聚。窄无析出区与团簇强化机制的组合被认为引起本发明的钢的无析出区。这得到改善的延伸率，因为裂纹更难以发生，并且较少受限于晶界无析出区区域。此外，纳米团簇能在某些退火温度/时间组合内与晶粒内部区域内的独特颗粒共存。
可使用退火炉来进行时效硬化，这不是用于处理这种产品的当前(current)强化途径。退火条件可以是连续退火周期，峰值温度至少为650℃并小于800℃，优选为675℃～750℃。或者，可在使用非常短的时效硬化周期的制造环境中获得强化，非常短的时效硬化周期可通过并入镀锌线的常规退火炉来获得。在全规模工厂试验中所记录的最终强度水平相似于对相应钢进行实验室热处理所获得的最终强度水平。
对于在约0.01％～约0.20％的之间的铌，以及在约0.01％～约0.20％之间的钛、在约0.05％～约0.50％之间的钼和在约0.01％～约0.20％之间的钒可以预期相似的结果。
利用钒的本发明的钢的成分在表2中表示为钢H。图23示出了钢H的屈服强度。用两个不同的卷绕温度制造钒钢，并在650℃和700℃进行20分钟后续时效，以通过固溶体中的钒引起硬化。结果表明从这些热处理条件获得了显著的强化。对于使用较高卷绕温度制造的材料，强化增量略高，这可归因于析出硬化和显微组织软化这两个相反过程的影响。以较低卷绕温度制造的材料所获得的强化增量与0.026％Nb钢所获得的强化增量相当。
图24示出了热轧加镀锌状态下的钢H的屈服强度。图23和24表明，即使是使用较高卷绕温度制成，钒钢所获得的强度水平也比普通碳基钢的高。在图24所示试样中，钢H的卷绕温度为570℃，而基钢的卷绕温度小于500℃。
图24还示出了，钒钢使用连续镀锌线上的退火炉从时效硬化中获得了强度增加，但是该强度增加比相等铌含量所获得的小。图24中镀锌线上的试样的屈服强度在镀锌状态下约为450MPa，与图23所示的长时实验室热处理所获得的相当。比起铌钢，钒钢的强度可对卷绕温度更敏感。
这种薄铸造带材实现了制造新钢材种类，包括：
1.通过利用主要由贝氏体构成的显微组织以及镀锌工艺期间的时效硬化所得到的高强度轻质镀锌带材。镀锌线的退火段可用于引起经过热轧的薄铸造带材的铌和/或钒的时效硬化。
2.通过利用主要为贝氏体的显微组织和连续退火线上处理期间的时效硬化所得的高强度轻质非涂覆带材。常规连续退火的高温炉可用于引起在薄铸造带材热轧后被贝氏体显微组织保持在固溶体中的铌和钒元素的激活。
3.强度水平对所施加的热轧减薄程度不敏感的高强度轻质热轧铸造带材产品。贝氏体显微组织生成强度相对较高的产品(YS≥380MPa(～55ksi))。热轧期间或热轧后对奥氏体再结晶的抑制能提供对热轧减薄程度不敏感的最终强度水平。最终强度水平将在薄铸造带材工艺所能制得的厚度范围内保持一致。
虽然上面参考附图详细描述了本发明，但以上描述只起示例作用，并不具有限制性，可以明白的是示出的仅是示例性实施例，在所附权利要求书的精神内的所有变化和修正也是本发明期望保护的内容。本领域的技术人员在考虑本说明书后将会清楚本发明的附加特征。可以在不背离本发明的精神和范围的情况下，做出多种修正。

Claims (44)

1.一种钢材，包括按重量计：少于0.25％的碳、0.20～2.0％的锰、0.05～0.50％的硅、少于0.01％的铝、和约0.01％～约0.20％的铌，并且显微组织主要由贝氏体和针状铁素体构成，并且有大于70％的铌在固溶体中。
2.如权利要求1所述的钢材，其中，所述铌少于0.1％。
3.如权利要求1所述的钢材，其中，还包括选自由约0.05％～约0.50％的钼、约0.01％～约0.20％的钒及其混合物组成的组中的至少一个元素。
4.如权利要求1所述的钢材，其中，所述钢材的屈服强度至少为340MPa。
5.如权利要求1所述的钢材，其中，所述钢材的抗拉强度至少为410MPa。
6.如权利要求1所述的钢材，其中，所述钢材的屈服强度至少为410MPa。
7.如权利要求1所述的钢材，其中，所述钢材的抗拉强度至少为485MPa。
8.如权利要求1所述的钢材，其中，所述钢材的屈服强度至少为450MPa。
9.如权利要求1所述的钢材，其中，所述钢材的抗拉强度至少为520MPa 。
10.如权利要求1所述的钢材，其中，所述钢材的总延伸率至少为6％。
11.如权利要求1所述的钢材，其中，所述钢材的总延伸率至少为10％。
12.一种厚度小于3毫米的薄铸造钢带，包括按重量计：少于0.25％的碳、0.20～2.0％的锰、0.05～0.50％的硅、少于0.01％的铝、和约0.01％～约0.20％的铌，并且显微组织主要由贝氏体和针状铁素体构成，并且有大于70％的铌在固溶体中。
13.如权利要求12所述的薄铸造钢带，其中，所述铌少于0.1％。
14.如权利要求12所述的薄铸造钢带，其中，还包括选自由约0.05％～约0.50％的钼、约0.01％～约0.20％的钒及其混合物组成的组中的至少一个元素。
15.如权利要求12所述的薄铸造钢带，其中，还包括分布在钢的整个显微组织中的、平均颗粒尺寸小于50纳米的硅和铁的细微氧化物颗粒。
16.如权利要求12所述的薄铸造钢带，其中，所述薄铸造钢带的屈服强度至少为340MPa。
17.如权利要求12所述的薄铸造钢带，其中，所述薄铸造钢带的抗拉强度至少为410MPa。
18.如权利要求12所述的薄铸造钢带，其中，所述钢材的屈服强度至少为410MPa。
19.如权利要求12所述的薄铸造钢带，其中，所述钢材的抗拉强度至少为485MPa。
20.如权利要求12所述的薄铸造钢带，其中，所述钢材的屈服强度至少为450MPa。
21.如权利要求12所述的薄铸造钢带，其中，所述钢材的抗拉强度至少为520MPa。
22.如权利要求12所述的薄铸造钢带，其中，所述薄铸造钢带的厚度小于2.5mm。
23.如权利要求12所述的薄铸造钢带，其中，所述薄铸造钢带的厚度小于2.0mm。
24.如权利要求12所述的薄铸造钢带，其中，所述薄铸造钢带的厚度在约0.5mm～约2mm的范围内。
25.如权利要求12所述的薄铸造钢带，其中，所述薄铸造钢带的总延伸率至少为6％。
26.如权利要求12所述的薄铸造钢带，其中，所述薄铸造钢带的总延伸率至少为10％。
27.一种厚度小于3毫米的热轧钢材，包括按重量计：少于0.25％的碳、0.20～2.0％的锰、0.05～0.50％的硅、少于0.01％的铝、和约0.01％～约0.20％的铌，并且显微组织主要由贝氏体和针状铁素体构成，并且对于20％～40％的减薄率能够提供至少为410MPa的屈服强度。
28.如权利要求27所述的热轧钢材，其中，所述铌少于0.1％。
29.如权利要求27所述的热轧钢材，其中，还包括选自由约0.05％～约0.50％的钼、约0.01％～约0.20％的钒及其混合物组成的组中的至少一个元素。
30.如权利要求27所述的热轧钢材，其中，还包括分布在钢的整个显微组织中的、平均颗粒尺寸小于50纳米的硅和铁的细微氧化物颗粒。
31.如权利要求27所述的热轧钢材，其中，所述钢材的屈服强度至少为340MPa。
32.如权利要求27所述的热轧钢材，其中，所述钢材的抗拉强度至少为410MPa。
33.如权利要求27所述的热轧钢材，其中，所述钢材的厚度小于2.5mm。
34.如权利要求27所述的热轧钢材，其中，所述钢材的厚度小于2.0mm。
35.如权利要求27所述的热轧钢材，其中，所述钢材的厚度在约0.5mm～约2mm的范围内。
36.如权利要求27所述的热轧钢材，其中，所述钢材的总延伸率至少为6％。
37.如权利要求27所述的热轧钢材，其中，所述钢材的总延伸率至少为10％。
38.一种制备卷绕薄铸造钢带的方法，包括以下步骤：
组装内冷式辊铸机，所述辊铸机具有横向定位的铸辊，所述铸辊之间形成辊隙，并在所述辊隙上方形成被支承在所述铸辊上且在紧接所述铸辊的端部处被侧坝限制的熔融钢的铸池；
使所述铸辊相对旋转，以在所述铸辊移动通过所述铸池时，在所述铸辊上形成金属凝壳；
由向下穿过所述铸辊之间的辊隙的金属凝壳形成钢带；以及
以至少10℃每秒的速率冷却所述钢带以提供以下成分，该成分包括按重量计：少于0.25％的碳、0.20～2.0％的锰、0.05～0.50％的硅、少于0.01％的铝、和约0.01％～约0.20％的铌，并且显微组织主要由贝氏体和针状铁素体构成，而且有大于70％的铌在固溶体中。
39.如权利要求38所述的制备卷绕薄铸造钢带的方法，其中，所述钢带在卷绕状态下能具有分布在钢的整个显微组织中的、平均颗粒尺寸小于50纳米的硅和铁的细微氧化物颗粒。
40.如权利要求38所述的制备卷绕薄铸造钢带的方法，其中，还包括以下步骤：
热轧所述钢带；以及
在约450℃～700℃之间的一个温度，卷绕经过热轧的钢带。
41.如权利要求38所述的制备卷绕薄铸造钢带的方法，其中，还包括以下步骤：
热轧所述钢带；以及
在小于600℃的一个温度，卷绕经过热轧的钢带。
42.如权利要求38所述的制备卷绕薄铸造钢带的方法，其中，还包括以下步骤：
在至少为550℃的温度对所述钢带进行时效硬化以增加抗拉强度。
43.如权利要求38所述的制备卷绕薄铸造钢带的方法，其中，还包括以下步骤：在625℃～800℃之间的一个温度进行时效硬化。
44.如权利要求38所述的制备卷绕薄铸造钢带的方法，其中，还包括以下步骤：在650℃～750℃之间的一个温度进行时效硬化。
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Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE112013000747B4 (de) * 2012-03-14 2015-07-09 Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. Herstellungsverfahren zum Bandgießen eines an der Atmosphäre korrosionsbeständigen Stahlbands mit einer Güte von 550 MPa
DE112013000841B4 (de) * 2012-03-14 2016-05-19 Baoshan Iron & Steel Co.,Ltd. Verfahren zur Herstellung eines witterungsbeständigen kontinuierlichen Dünnbandguss-Stahls, der eine hohe Festigkeit mit einer Güte von 700 MPa aufweist
DE112013001434B4 (de) * 2012-03-14 2016-12-01 Baoshan Iron & Steel Co.,Ltd. Herstellungsverfahren zum Bandgießen eines an der Atmosphäre korrosionsbeständigen Stahls mit einer Güte von 700 MPa
CN111014602A (zh) * 2019-12-30 2020-04-17 中国科学院合肥物质科学研究院 一种以前驱粉诱导形核通过薄带连铸工艺制备氧化物弥散强化钢的方法

Families Citing this family (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20100215981A1 (en) * 2009-02-20 2010-08-26 Nucor Corporation Hot rolled thin cast strip product and method for making the same
CN103305754B (zh) * 2012-03-14 2015-09-23 宝山钢铁股份有限公司 一种时效硬化薄带连铸低碳微合金钢带制造方法
CN103305746B (zh) * 2012-03-14 2015-09-23 宝山钢铁股份有限公司 一种时效硬化薄带连铸低碳微合金高强钢带制造方法
CN103305755B (zh) * 2012-03-14 2015-10-28 宝山钢铁股份有限公司 一种薄带连铸低碳微合金高强钢带制造方法
CN102978512B (zh) * 2012-12-21 2014-10-29 武汉钢铁(集团)公司 一种高强涂漆捆带及其制备方法
ES2864636T3 (es) * 2013-10-28 2021-10-14 Nanosteel Co Inc Producción de acero metálico por fundición de planchones
WO2015180462A1 (zh) * 2014-05-30 2015-12-03 宝山钢铁股份有限公司 由钢水直接生产免酸洗热镀薄板带产品的方法
CN104630623B (zh) * 2015-01-30 2017-03-01 首钢总公司 具有高扩孔性能的热轧酸洗带钢及其生产方法
US10174398B2 (en) * 2016-02-22 2019-01-08 Nucor Corporation Weathering steel
EP4033000A4 (en) 2019-09-19 2023-03-15 Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. MARTENSITIC STEEL STRIP AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF
CN112522576B (zh) 2019-09-19 2022-11-18 宝山钢铁股份有限公司 一种薄规格高耐蚀钢及其生产方法
DE102022204069A1 (de) 2022-04-27 2023-11-02 Sms Group Gmbh Gieß-Walz-Anlage und Verfahren zur Erzeugung eines Stahlbandes

Family Cites Families (27)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3726723A (en) * 1970-05-11 1973-04-10 American Metal Climax Inc Hot-rolled low alloy steels
JPS579831A (en) 1980-05-21 1982-01-19 British Steel Corp Steel production
CA1207639A (en) * 1983-03-17 1986-07-15 Rodney J. Jesseman Low alloy steel plate and process for production therefor
DE3883051T2 (de) * 1987-04-24 1993-12-02 Nippon Steel Corp Verfahren zur Herstellung von Stahlblechen mit guter Zähigkeit bei niedrigen Temperaturen.
DK0450775T3 (da) 1990-04-04 1997-06-30 Ishikawajima Harima Heavy Ind Båndstøbning
JPH04325657A (ja) * 1991-04-26 1992-11-16 Kobe Steel Ltd 伸びフランジ性の優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JPH0826411B2 (ja) * 1991-12-25 1996-03-13 株式会社神戸製鋼所 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
US5567250A (en) * 1993-04-26 1996-10-22 Nippon Steel Corporation Thin steel sheet having excellent stretch-flange ability and process for producing the same
IN181634B (zh) 1993-05-27 1998-08-01 Bhp Steel Jla Pty Ltd Ishikawa
JPH0841537A (ja) * 1994-07-29 1996-02-13 Kobe Steel Ltd 高強度高靭性ボルト用鋼材の製法
JP3276258B2 (ja) * 1995-01-20 2002-04-22 株式会社神戸製鋼所 化成処理性及び加工性の良好な高強度熱延鋼板及びその製造方法
JPH08260042A (ja) 1995-03-22 1996-10-08 Nippon Steel Corp 高張力を有する構造用厚鋼板の製造方法
JP3251506B2 (ja) * 1996-07-15 2002-01-28 株式会社神戸製鋼所 圧壊特性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
IT1291931B1 (it) 1997-06-19 1999-01-21 Voest Alpine Ind Anlagen Procedimento per la produzione di nastri grezzi di colaggio in acciaio a basso contenuto di carbonio e nastri cosi' ottenibili
EP1143022B1 (en) * 1999-09-16 2010-04-14 JFE Steel Corporation Method for producing a thin steel plate having high strength
JP3601387B2 (ja) 1999-12-15 2004-12-15 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
KR100473497B1 (ko) * 2000-06-20 2005-03-09 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 박강판 및 그 제조방법
AUPR047900A0 (en) * 2000-09-29 2000-10-26 Bhp Steel (Jla) Pty Limited A method of producing steel
IT1316029B1 (it) * 2000-12-18 2003-03-26 Acciai Speciali Terni Spa Processo per la produzione di acciaio magnetico a grano orientato.
US6488790B1 (en) 2001-01-22 2002-12-03 International Steel Group Inc. Method of making a high-strength low-alloy hot rolled steel
US7485196B2 (en) * 2001-09-14 2009-02-03 Nucor Corporation Steel product with a high austenite grain coarsening temperature
JP4495455B2 (ja) 2001-09-14 2010-07-07 ニューコア・コーポレーション 鋼ストリップ鋳造
JP2003147477A (ja) * 2001-11-07 2003-05-21 Kawasaki Steel Corp ７００ＭＰａ超級非調質低降伏比厚鋼板およびその製造方法
US20030185700A1 (en) * 2002-03-26 2003-10-02 The Japan Steel Works, Ltd. Heat-resisting steel and method of manufacturing the same
KR100892385B1 (ko) * 2004-07-21 2009-04-10 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 용접 열영향부의 저온 인성이 우수한 용접 구조용 강 및 그제조 방법
KR100942088B1 (ko) * 2005-03-28 2010-02-12 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 확공 가공성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그의 제조방법
JP4523893B2 (ja) 2005-08-22 2010-08-11 新日本製鐵株式会社 母材及び溶接熱影響部の靱性に優れた引張強度５９０Ｎ／ｍｍ２級の溶接構造用鋼およびその製造方法

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE112013000747B4 (de) * 2012-03-14 2015-07-09 Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. Herstellungsverfahren zum Bandgießen eines an der Atmosphäre korrosionsbeständigen Stahlbands mit einer Güte von 550 MPa
DE112013000841B4 (de) * 2012-03-14 2016-05-19 Baoshan Iron & Steel Co.,Ltd. Verfahren zur Herstellung eines witterungsbeständigen kontinuierlichen Dünnbandguss-Stahls, der eine hohe Festigkeit mit einer Güte von 700 MPa aufweist
DE112013001434B4 (de) * 2012-03-14 2016-12-01 Baoshan Iron & Steel Co.,Ltd. Herstellungsverfahren zum Bandgießen eines an der Atmosphäre korrosionsbeständigen Stahls mit einer Güte von 700 MPa
CN111014602A (zh) * 2019-12-30 2020-04-17 中国科学院合肥物质科学研究院 一种以前驱粉诱导形核通过薄带连铸工艺制备氧化物弥散强化钢的方法

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