CN105543683A - 含有微合金添加剂的薄铸钢带制品及其制造方法 - Google Patents

Abstract

一种钢制品或薄铸钢带包括：按重量计，小于0.25％的碳、0.20和2.0％之间的锰、0.05和0.50％之间的硅、小于0.01％的铝、和选自由大约0.01％和大约0.20％之间的铌和大约0.01％和大约0.20％之间的钒组成的组中的至少一项，所述钢制品或薄铸钢带具有大部分由贝氏体和针状铁素体构成的显微结构，并在固溶体中具有大于70％的铌和/或钒。钢制品在时效硬化之后延伸率和屈服强度都得到增加。时效硬化的钢制品可具有平均颗粒尺寸为10纳米或更小的铌碳氮化物颗粒，并可基本上没有大于50纳米的铌碳氮化物颗粒。钢制品具有至少380MPa的屈服强度或至少410MPa的拉伸强度，或两者。钢制品或薄铸钢带可具有至少6％或10％的总延伸率。

Description

含有微合金添加剂的薄铸钢带制品及其制造方法

本申请是申请号为200880023586.6、申请日为2008年5月6日、发明名称为“含有微合金添加剂的薄铸钢带制品及其制造方法”的发明专利申请的分案申请。

相关申请

本PCT申请要求2007年5月6日申请的序列号为No.11/744,881的美国专利申请的优先权，而序列号为No.11/744,881的美国专利申请又是2005年10月20日提交的序列号为No.11/255,604的申请的部分连续申请。本申请还要求2007年6月13日提交的序列号为No.60/943,781的美国专利申请的优先权。

背景技术

本发明涉及制造高强度薄铸钢带和用双辊连铸机制造这种铸钢带的方法。

在双辊连铸机中，熔融金属注入一对反向旋转、内部冷却的铸造辊之间，从而金属壳在移动的辊表面上凝固，并且一起被置于辊子之间的辊隙中，形成凝固的钢带制品，再从铸造辊之间的辊隙向下传送。在此使用的术语“辊隙”是指铸造辊靠得最紧的大致区域。熔融金属从钢水包(ladle)通过由浇口盘(tundish)和位于辊隙上方的中心喷嘴构成的金属传送系统倾倒出，以形成支撑在辊子的铸造表面上、位于辊隙上方并且沿辊隙长度延伸的熔融金属的铸造池。这种铸造池通常限定在与辊子端面保持滑动配合从而阻挡铸造池的两端的耐火侧板或坝之间，使熔融金属不向外流。

过去，通过对冷轧钢带的恢复退火(recoveryannealing)来制造带厚度小于3.0mm、屈服强度为413MPa(60ksi)和更高的高强度低碳薄钢带。为了形成理想的厚度需要进行冷轧。然后冷轧钢带被恢复退火，以提高延展性，而不明显降低强度。然而，所获得的钢带的最终延展性仍然相当低，钢带所达到的总延伸率水平不超过6％，而总延伸率水平超过6％正是一些对结构部件的建筑规范要求结构钢达到的。这种恢复退火的冷轧低碳钢通常仅适用于简单的成形操作，例如，轧制成形和弯曲。利用冷轧和恢复退火的工艺流程以这样的最终带厚生产具有高延展性的这种钢带在技术上是不可行的。

过去，高强度钢是由通过诸如铌、钒、钛或钼的元素微合金(microalloy)并通过热轧达到理想的厚度和强度水平而制成的。这样的微合金要求昂贵和高水平的铌、钒、钛或钼，从而形成一般具有10-20％的贝氏体的贝氏体—铁素体显微结构。参见美国专利No.6,488,790。或者，显微结构可以是具有10-20％珠光体的铁素体。热轧钢带导致这些合金元素部分析出。结果，需要相当高合金水平的Nb，V，Ti或Mo元素，以为主要为铁素体转换的显微结构提供足够的时效硬化，以达到要求的强度水平。这些高微合金水平明显提高所需的热轧负荷，并限制可以经济并实际生产的热轧钢带的厚度范围。在酸洗(pickling)厚度大于3mm的产品范围的较厚端的产品之后，这种合金高强度钢带可以直接用于电镀。

然而，通过在普通钢(basesteel)化学成分中利用Nb，V，Ti或Mo的添加剂制造厚度小于3mm的高强度钢带是非常困难的，特别是宽钢带，原因是高轧制负荷，而且在商业上并非总是可行的。过去，需要大量的这些元素的添加剂来增强钢的强度，另外，又导致钢的延伸性能的降低。过去的高强度微合金热轧钢带在提高强度方面效率相当低，而且相当昂贵，还经常需要补充其它合金元素的添加剂。

此外，通常冷轧是获得较薄厚度的钢带所需要的；但是，热轧钢带的高强度使得这种冷轧很困难，因为需要高冷轧负荷来减小钢带的厚度。这些高合金水平也显著地提高可所需的再结晶退火温度，需要花费很多钱来建设和运行能够完成冷轧钢带的完全再结晶退火所需的高退火温度的退火作业线。

简而言之，由于高的合金成本、元素添加剂的相当低的效率、在热轧和冷轧中高轧制负荷的困难、和所需的高再结晶退火温度，以前所知的用Nb，V，Ti或Mo元素进行微合金操作以生产高强度薄钢带的应用方法的不能用于经济的商业化生产。

公开了一种钢制品，其包括按重量计小于0.25％的碳、0.20和2.0％之间的锰、0.05和0.50％之间的硅、小于0.01％的铝、和大约0.01％和大约0.20％之间的铌，该钢制品具有大部分由贝氏体与针状铁素体构成的显微结构，并在固溶体(solidsolution)中具有多于70％的铌。或者，铌可以少于0.1％。该钢制品还可以包括选自由大约0.05％和大约0.50％之间的钼、大约0.01％和大约0.20％之间的钒及它们的混合物组成的组中的至少一项。

该钢制品可以具有至少340MPa的屈服强度，并可以具有至少410MPa的拉伸强度。该钢制品可以具有至少485MPa的屈服强度和至少520MPa的拉伸强度。该钢制品具有至少6％的总延伸率。或者，总延伸率可以为至少10％。

该钢制品可以是薄铸钢带。可选择地，薄铸钢带可以具有平均颗粒尺寸小于50纳米的、分布在钢显微结构中的硅和铁的细氧化物颗粒。

该薄铸钢带可以具有小于2.5mm的厚度。或者，该薄铸钢带可以具有小于2.0mm的厚度。在另一可替换实施例中，薄铸钢带具有大约0.5mm至大约2mm的范围内的厚度。

还公开了一种小于3毫米厚度的热轧钢制品，其包括：按重量计，小于0.25％的碳、0.20和2.0％之间的锰、0.05和0.50％之间的硅、小于0.01％的铝、和大约0.01％和大约0.20％之间的铌，该钢制品具有大部分由贝氏体与针状铁素体构成的显微结构，并能够在20％至40％的压下率下提供至少410MPa的屈服强度。该钢制品可以具有至少485MPa的屈服强度和至少520MPa的拉伸强度。或者，铌可以小于0.1％。

可选择地，该热轧钢制品可以具有分布在钢显微结构中、平均颗粒尺寸小于50纳米的硅和铁的细氧化物颗粒。

该热轧钢制品具有至少6％的总延伸率。或者，总延伸率可以是至少10％。热轧钢制品可以具有小于2.5mm的厚度。或者，热轧钢制品可以具有小于2.0mm的厚度。在另一可替换实施例中，热轧钢制品可以具有大约0.5mm至大约2mm范围内的厚度。

还公开了一种成卷钢制品，其包括：按重量计，小于0.25％的碳、0.20和2.0％之间的锰、0.05和0.50％之间的硅、小于0.01％的铝、和选自由大约0.01％和大约0.20％之间的铌、大约0.01％和大约0.20％之间的钒以及它们的混合物组成的组中的至少一项，所述钢制品在卷取和冷却之后在固溶体中具有大于70％的铌和/或钒。或者，铌可以小于0.1％。

可选择地，该成卷钢制品可以具有分布在钢显微结构中、平均颗粒尺寸小于50纳米的硅和铁的细氧化物颗粒。

该成卷钢制品可以具有至少340MPa的屈服强度，并可以具有至少410MPa的拉伸强度。该成卷钢制品具有小于3.0mm的厚度。该钢制品可以具有至少485MPa的屈服强度和至少520MPa的拉伸强度。

或者，该成卷钢制品具有小于2.5mm的厚度。或者，该成卷钢制品可以具有小于2.0mm的厚度。在另一可替换实施例中，该成卷钢制品可以具有从大约0.5至大约2mm范围内的厚度。该成卷钢制品具有至少6％的总延伸率。或者，总延伸率可以是至少10％。

还公开了一种时效硬化钢制品，其包括：按重量计，小于0.25％的碳、0.20和2.0％之间的锰、0.05和0.50％之间的硅、小于0.01％的铝、和选自由大约0.01％和大约0.20％之间的铌、大约0.01％和大约0.20％之间的钒及它们的混合物组成的组中的至少一项，所述钢制品具有大部分由贝氏体和针状铁素体构成的显微结构，并在时效硬化之后延伸率增加且屈服强度增加。或者，铌可以小于0.1％。

此外，该时效硬化钢制品可以包括分布在钢显微结构中、平均颗粒尺寸小于50纳米的硅和铁的细氧化物颗粒。

根据需要，该钢制品可以具有至少340MPa、或至少380MPa、或至少410MPa、或至少450MPa、或至少500MPa、或至少550MPa、或至少600MPa、或至650MPa的屈服强度。根据需要，该钢制品可以具有至少410MPa、或至少450MPa、或至少500MPa、或至少550MPa、或至少600MPa、或至650MPa、或至少700MPa的拉伸强度。该时效硬化钢制品具有小于3.0mm的厚度。或者，该时效硬化钢制品具有小于2.5mm的厚度。或者，该时效硬化钢制品具有小于2.0mm的厚度。在一可替换实施例中，该时效硬化钢制品可以具有从大约0.5mm至2mm范围内的厚度。该时效硬化钢制品具有至少6％的总延伸率。或者，总延伸率可以是至少10％。

一种钢制品包括：按重量计，小于0.25％的碳、0.20和2.0％之间的锰、0.05和0.50％之间的硅、小于0.01％的铝、和选自由大约0.01％和大约0.20％之间的铌与大约0.01％和大约0.20％之间的钒组成的组中的至少一项，该钢制品具有大部分由贝氏体和针状铁素体构成的显微结构，并包括分布在钢显微结构中、平均颗粒尺寸小于50纳米的硅和铁的细氧化物颗粒。或者，铌可以小于0.1％。可选择地，该钢制品可以包括大约0.05％和0.50％之间的钼。

一种钢制品可以具有至少340MPa的屈服强度，并可以具有至少410MPa的拉伸强度。该钢制品可以具有至少485MPa的屈服强度和至少520MPa的拉伸强度。该钢制品具有至少6％的总延伸率。或者，总延伸率可以是至少10％。

一种时效硬化钢制品包括：按重量计，小于0.25％的碳、0.20和2.0％之间的锰、0.05和0.50％之间的硅、小于0.01％的铝、大约0.01％和大约0.20％之间的铌、该钢制品具有大部分由贝氏体和针状铁素体构成的显微结构，并具有平均颗粒尺寸小于10纳米的铌碳氮化物。在本说明书和所附权利要求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，铌可以小于0.1％。

该时效硬化钢制品可以基本上没有大于50纳米的铌碳氮化物颗粒。该时效硬化钢制品可以具有至少340MPa的屈服强度，并可以具有至少410MPa的拉伸强度。该时效硬化钢制品可以具有至少6％的总延伸率。或者，总延伸率可以是至少10％。

还公开了一种制备成卷薄铸钢带的方法，其包括以下步骤：

内部组装冷却辊子连铸机，所述冷却辊子连铸机具有横向定位且在其间形成辊隙的铸造辊，并形成位于所述辊隙上方、支撑在所述铸造辊上、并在邻近所述铸造辊的端部处被侧坝限制的熔融钢的铸造池，

反向旋转所述铸造辊，以随着所述铸造辊移动经过所述铸造池，在所述铸造辊上凝固出金属壳，

由所述金属壳向下通过所述铸造辊之间的所述辊隙形成钢带，以及

以至少10℃每秒的速度冷却所述钢带，以提供这样的成分，该成分包括：按重量计，小于0.25％的碳、0.20和2.0％之间的锰、0.05和0.50％之间的硅、小于0.01％的铝、和选自由大约0.01％和大约0.20％之间的铌、大约0.01％和大约0.20％之间的钒以及它们的混合物组成的组中的至少一项，所述钢带具有大部分由贝氏体与针状铁素体构成的显微结构，并在固溶体中具有大于70％的铌和/或钒。

该方法可以在卷取后的所述钢带中提供分布在钢显微结构中、平均颗粒尺寸小于50纳米的硅和铁的细氧化物颗粒。另外，该方法还可以包括以下步骤：热轧所述钢带；和在大约450和700℃之间的温度卷取所述经热轧的钢带。或者，该热轧钢带的卷取可以在小于650℃的温度进行。

该方法还可以包括在至少550℃的温度时效硬化所述钢带的步骤，以增加拉伸强度。或者，时效硬化可以在625℃和800℃之间的温度进行。在另一可替换实施例中，时效硬化在650℃和750℃之间的温度进行。

还公开了一种制备薄铸钢带的方法，其包括以下步骤：

内部组装冷却辊子连铸机，所述冷却辊子连铸机具有横向定位且在其间形成辊隙的铸造辊，并形成位于所述辊隙上方、支撑在所述铸造辊上、并在邻近所述铸造辊的端部处被侧坝限制的熔融钢的铸造池，

反向旋转所述铸造辊，以随着所述铸造辊移动经过所述铸造池，在所述铸造辊上凝固出金属壳，

由所述金属壳向下通过所述铸造辊之间的所述辊隙形成钢带，

以至少10℃每秒的速度冷却所述钢带，以提供这样的成分，该成分包括：按重量计，小于0.25％的碳、0.20和2.0％之间的锰、0.05和0.50％之间的硅、小于0.01％的铝、和选自由大约0.01％和大约0.20％之间的铌、大约0.01％和大约0.20％之间的钒以及它们的混合物组成的组中的至少一项，所述钢带具有大部分由贝氏体与针状铁素体构成的显微结构，并在固溶体中具有大于70％的铌和/或钒，以及

在625℃和800℃之间的温度时效硬化所述钢带。

该方法还可以包括时效硬化所述钢带的步骤，以增加拉伸强度。或者，时效硬化可以在650℃和750℃之间的温度进行。

该方法可以提供具有平均颗粒尺寸小于10纳米的铌碳氮化物颗粒的时效硬化钢带。或者，时效硬化钢带基本上没有大于50纳米的铌碳氮化物颗粒。

该方法可以在卷取后的钢带中提供分布在钢显微结构中、平均颗粒尺寸小于50纳米的硅和铁的细氧化物颗粒。另外，该方法可以包括以下步骤：热轧所述钢带；以及在低于700℃的温度卷取所述经热轧的钢带。或者，所述经热轧的钢带的卷取可以在低于650℃的温度进行。

制备薄铸钢带的方法可以包括以下步骤：

内部组装冷却辊子连铸机，所述冷却辊子连铸机具有横向定位且在其间形成辊隙的铸造辊，并形成位于所述辊隙上方、支撑在所述铸造辊上、并在邻近所述铸造辊的端部处被侧坝限制的熔融钢的铸造池，

反向旋转所述铸造辊，以随着所述铸造辊移动经过所述铸造池，在所述铸造辊上凝固出金属壳，

由所述金属壳向下通过所述铸造辊之间的所述辊隙形成钢带，以及

以至少10℃每秒的速度冷却所述钢带，以提供这样的成分，该成分包括：按重量计，小于0.25％的碳、0.20和2.0％之间的锰、0.05和0.50％之间的硅、小于0.01％的铝、和选自由大约0.01％和大约0.20％之间的铌、大约0.01％和大约0.20％之间的钒以及它们的混合物组成的组中的至少一项，所述钢带具有大部分由贝氏体与针状铁素体构成的显微结构，

在625℃和800℃之间的温度时效硬化所述钢带，在时效硬化之后延伸率增加且屈服强度增加。

该方法壳体在卷取的钢带中提供分布在钢显微结构中、平均颗粒尺寸小于50纳米的硅和铁的细氧化物颗粒。另外，该方法可以提供具有平均颗粒尺寸小于10纳米的铌碳氮化物的时效硬化钢带。或者，时效硬化钢带基本上没有大于50纳米的铌碳氮化物颗粒。

该方法可以包括以下步骤：热轧所述钢带；和在低于750℃的温度卷取所述经热轧的钢带。或者，所述经热轧的钢带的卷取可以在低于700℃的温度进行。

附图说明

为了更详细地描述本发明，参照附图给出一些示例性例子，附图中：

图1图示结合了在线(in-line)热轧轧钢机和卷取机的钢带铸造设备；

图2图示双辊钢带连铸机的细节；

图3图示卷取温度对具有和没有铌或钒添加剂的钢带的屈服强度的影响；

图4a是铌钢带的光学显微图；

图4b是标准的UCSSS等级380钢带的光学显微图；

图5是示出卷取后时效硬化(agehardening)对目前的钢带的屈服强度的影响的曲线图；

图6是示出卷取后模拟时效硬化周期对目前的钢带的屈服强度的影响的曲线图；

图7是示出热轧压下率对屈服强度的影响的曲线图；

图8是示出屈服强度对延伸率的影响的曲线图；

图9是示出低水平铌情况下铌量对屈服强度的影响的曲线图；

图10a示出0.065％铌钢的第一样品在热轧之后的显微结构的显微图；

图10b示出0.065％铌钢的第二样品在热轧之后的显微结构的显微图；

图11是示出铌量对屈服强度的影响的曲线图；

图12是示出卷取温度对屈服强度的影响的曲线图；

图13是示出低水平铌情况下卷取温度对屈服强度的影响的曲线图；

图14是示出热处理条件对屈服强度的影响的曲线图；

图15是示出时效硬化热处理温度对0.026％铌钢的屈服强度的影响的曲线图；

图16是示出峰值时效温度对0.065％铌钢的屈服强度的影响的曲线图；

图17是示出峰值时效温度和保持时间对0.065％铌钢的屈服强度的影响的曲线图；

图18是示出峰值时效温度和保持时间对0.084％铌钢的屈服强度的影响的曲线图；

图19是示出在时效硬化之前和之后屈服强度对延伸率的影响的曲线图；

图20是示出热处理导致的连续退火的曲线图；

图21是示出时效硬化条件的曲线图；

图22是示出温度和时间对硬度的影响的曲线图；

图23是示出热处理对目前的钒钢的屈服强度的影响的曲线图；

图24是示出热轧压下率对目前的钒钢的屈服强度的影响的曲线图；

具体实施方式

下面的实施例描述利用双辊连铸机、通过连续铸造钢带形成的具有微合金添加剂的高强度薄铸钢带。

图1图示出用于连续铸造钢带的钢带连铸机的顺序的多个部件。图1和2图示连续生产铸钢带12的双辊连铸机，其通过经过导向台13的输送路径10，到达具有夹紧辊14A的夹紧辊架14。一退出夹紧辊架14之后，钢带立即进入具有一对的轧制辊16A和支承辊16B的热轧轧钢机16，在热轧机中铸带被热轧，以减小希望的厚度。热轧过的钢带送到送出台17，在送出台17中带可以通过对流和与经过水喷射器18(或其它合适的装置)供应的水接触以及通过辐射来冷却。然后，轧制和冷却的钢带通过包括一对夹紧辊20A的夹紧辊台20，从而到达卷取机19。铸钢带的最终冷却在卷取之后进行。

如图2所示，双辊连铸机11包括主机架21，其支撑一对横向定位且具有铸造表面22A的铸造辊22。在铸造操作期间，熔融金属从钢水包(未示出)到浇口盘23，通过耐热套管24进入分配器或可移动浇口盘25，然后从分配器25通过金属输送喷嘴26提供到辊隙27上方的铸造辊22之间。在铸造辊22之间输送的熔融金属在辊隙上方形成铸造池30。铸造池30通过一对侧封闭坝或板28在铸造辊的端部受到限制，所述侧封闭坝或板28通过连接至侧板保持器的一对包括液压缸单元(未示出)的推进器被推压在铸造辊的端部上。铸造池30的上表面(通常称为“弯液面”水平)一般升到输送喷嘴下端的以上，使得输送喷嘴的下端浸没在铸造池30内。铸造辊22是内部水冷的，使得随着辊子表面经过铸造池金属壳凝固在移动的辊子表面上，并且一起被置于铸造辊之间的辊隙27中，以形成铸钢带12，该铸钢带从铸造辊之间的辊隙向下输送。

双辊连铸机可以是美国专利No.5,184,668和5,277,243或美国专利No.5,488,988中详细图示和描述的种类。适用于本发明实施例的双辊连铸机的合适结构细节的那些专利可以作为参考。

利用双辊连铸机可以生产高强度薄铸带制品，双辊连铸机克服了传统轻量型(lightgauge)钢制品的缺陷，并生产高强度、轻量型钢带制品。本发明利用包括铌(Nb)、钒(V)、钛(Ti)、或钼(Mo)的元素及其组合。

钢中的微合金元素通常是指钛、铌、和钒元素。过去，这些元素通常的添加水平低于0.1％，但是，在有些情况下，添加水平高达0.2％。经过可硬化性(hardenability)、晶粒细化、和强化作用的组合，这些元素能够对钢的显微结构和性能发挥很强的效果(过去作为碳氮化物形成体(carbonitrideformer))。钼一般不认为是微合金元素，因为其本身是相当弱的碳氮化物形成体，但是，在这里的情况下是有效的，可以与铌和钒一起形成复合的碳氮化物颗粒。如下面解释的，由于这些元素在热轧钢带中碳氮化物的形成受到抑制。

通过利用这些元素进行微合金，高强度薄铸带制品集合若干因素以实现高强度轻量型铸带制品。带厚可以小于3mm、小于2.5mm，或小于2.0mm，可以在0.5mm至2.0mm范围内。铸带通过热轧生产得到，而不需要冷轧以进一步将带轧制到理想厚度。因此，高强度薄铸带制品覆盖(overlap)轻量型热轧厚度范围与理想的冷轧厚度范围两者。钢带可以以10℃每秒和以上的速度冷却，仍然形成大部分为、且一般主要为贝氏体和针状铁素体的显微结构。

通过制备这种高强度薄铸带制品获得的益处，与以前按传统方法生产微合金钢的生产形成对比，其中传统的微合金钢生产导致相当高的合金成本、微合金过程中的低效率、热轧和冷轧的困难、和由于传统连续电镀和退火作业线不能提供所需的高退火温度而造成的再结晶退火的困难。而且，克服了通过冷轧和恢复退火加工工艺制成的钢带呈现相当差的延展性。

在以前按传统方法生产的微合金钢中，通过凝固、热轧、卷取和冷却，诸如铌和钒的元素不能保留在固溶体中。铌和钒在热卷取制造过程的各个阶段散布于显微结构中形成碳氮化物颗粒。在本说明书和所附权利要求中，碳氮化物颗粒包括碳化物、氮化物、碳氮化物及其组合。在以前按传统方法生产的微合金钢的热板坯和随后的卷取中，碳和氮颗粒的形成和生长进一步减小热板坯中奥氏体晶粒尺寸，降低钢的可硬化性。在这些以前的钢中，必须通过增加微合金元素的量、再加热铸造板坯到更高的温度和降低碳含量来克服热板坯中的颗粒的影响。

与以前按传统方法生产的钢相比，本高强度薄钢铸带制品被生产为包括，按重量计，小于0.25％的碳、0.20和2.00％之间的锰、0.05和0.50％之间的硅、小于0.06％的铝、和选自由大约0.01％和大约0.20％之间的钛、大约0.01％和大约0.20％之间的铌、大约0.05％和大约0.50％之间的钼、和大约0.01％和大约0.20％之间的钒组成的组中的至少一种元素，并具有大部分为贝氏体的显微结构。钢制品还包括分布在钢显微结构中具有小于50纳米的平均颗粒尺寸的硅和铁的细氧化物颗粒。钢制品还可以包括比以前用传统板坯铸件生产的显微结构更均匀的微合金分布。

或者，高强度薄铸钢带制品可以包括，按重量计，小于0.25％的碳、0.20和2.0％之间的锰、0.05和0.50％之间的硅、小于0.01％的铝、和大约0.01％和大约0.20％之间的铌，并具有大部分包括贝氏体和针状铁素体且具有大于70％的可溶铌的显微结构。

在另一可替换实施例中，成卷钢制品包括，按重量计，小于0.25％的碳、0.20和2.0％之间的锰、0.05和0.50％之间的硅、小于0.01％的铝、和选自由大约0.01％和大约0.20％之间的铌、大约0.01％和大约0.20％之间的钒组成的组中的至少一种元素及其组合，并根据选择，在卷取和冷却后具有大于70％的可溶铌和可溶钒。根据选择，卷取的高强度薄铸钢带制品可以具有大于70％的可溶铌和可溶钒，特别是在热轧压下和随后的卷取之后、在时效硬化之前。显微结构可以是贝氏体和针状铁素体的混合物。或者，热轧和随后卷取和冷却的钢的显微结构可以包括贝氏体和针状铁素体，其中在固溶体中保留大于80％铌和/或钒，或者，在固溶体中可以保留大于90％。

作为替代或附加，钢制品具有大于6％或大于10％的总延伸率。钢制品具有至少340MPa(大约49ksi)的屈服强度或至少410MPa的拉伸强度，或者具有两者，呈现令人满意的延展性。在图8中示出热轧制品的屈服强度与总延伸率之间的关系。

在热轧之后，热轧钢带可以在大约500－700℃范围内的温度卷取。薄铸钢带还可以通过时效硬化钢带来进一步处理，以在至少550℃的温度增加拉伸强度。时效硬化可以在550℃和800℃之间、或在625℃和750℃之间、或在675℃和750℃之间的温度进行。因此，传统的连续电镀(galvanizing)或退火作业线的炉子能够提供硬化微合金的铸钢带制品所需的时效硬化温度。

例如，通过在薄铸钢带加工过程中铸造包括0.026％的铌、重量为0.04％的碳、重量为0.85％的锰、重量为0.25％的硅的钢成分而制备一种钢成分。钢带利用如图1和2所示的双辊连铸机铸到1.7mm的厚度，并在线热轧到1.5mm－1.1mm的带厚范围。该钢带在590－620℃(1094－1148℉)的卷取温度卷取。

如图3所示，在一定的卷取温度范围上，将本铸钢带所达到的屈服强度和拉伸强度水平与普通、非微合金的钢带成份可达到的屈服强度和拉伸强度水平相比较。可以看出，铌钢达到420－440MPa(大约61－64ksi)的屈服强度和大约510MPa(大约74ksi)的拉伸强度。本铸钢带制品与以与微合金钢相同的卷取温度处理的C－Mn－Si普通钢成分相比较，铌钢实质上产生更高的强度水平。用于比较的普通钢带必须在非常低的温度卷取，以达到与铸造铌钢制品可比的强度水平。铌铸钢制品不必在低卷取温度卷取来达到其通过热轧可能达到的强度。而且，如图7所示，铸造铌钢的屈服强度和拉伸强度水平没有明显受到压下率至少为19％至37％的在线热轧程度的影响。

在图9中示出本发明的钢的可硬化性。如图9所示，低至0.007％的铌水平在增加最终的钢带的强度方面是有效的，用大于大约0.01％的铌水平达到超过380MPa的屈服强度水平。应该注意的是，小于大约0.005％的铌水平可以被认为是残余的。因此，在实际的强化(strengthening)中，甚至非常少的微合金元素的添加剂都能够是有效的。

高强度是通过利用铌微合金添加剂通过抑制先共晶铁素体来提高钢的可硬化性而实现的。图4b示出了在普通钢中沿现有的奥氏体晶界形成的先共晶铁素体(他形铁素体)，但是这在图4a中所示的铌钢中没有出现。铌添加剂的可硬化性作用抑制铁素体转换，因此尽管在冷却时采用常规的冷却速度同时采用更高的卷取温度，也能够产生更强的贝氏体和针状铁素体的显微结构。本铌钢的最终显微结构主要包括贝氏体和针状铁素体的组合。图4b所示的普通钢被冷却到相当低的卷取温度，低于500℃，已知为在奥氏体晶界抑制铁素体形成的冷却条件。

本铌钢中，热压下率对屈服强度的影响被减小。以前的C-Mn制品中，一般热压下率增加，强度降低。与此相反，如图7所示，本钢制品明显减小热压下率对屈服强度的影响。在该试验中，卷取温度保持不变，覆盖1.0mm-1.5mm的带厚范围呈现的高达至少40％的热轧压下率范围。与非微合金普通钢不同，热轧态(as-hotrolled)铸带制品中，本公开的铌微合金钢的强度水平对高达至少40％压下率的热轧压下率程度相对不敏感。而且，如图3所示，利用550℃至650℃范围内的传统卷取温度达到这些高强度水平。

为了进一步研究这种影响，测量0.026Nb钢中各厚度处的奥氏体晶粒尺寸。普通钢倾向于在大约25％的热压下率以上被完全再结晶，而0.026Nb钢即使在40％的压下率下也仅仅显示出有限的再结晶。这表示固溶体中的铌通过抑制热轧之后变形的奥氏体的静态再结晶，而减小热压下率对强度性能的影响。这种情况在图10中示出，从中可以看出，奥氏体晶粒已经通过热轧压下率被延长，而没有被再结晶成更细的晶粒。更细的晶粒增大了奥氏体晶界面积，从而降低钢的可硬化性。然而，当向更细的奥氏体晶粒尺寸的再结晶受到抑制时，已知这种高的热轧压下率会提高铁素体转化起始温度。此外，高的热轧压下率在奥氏体晶粒内会导致局部的高应力区域，通常称为剪切带，其能作为铁素体成核的晶粒内成核位置。在本钢中，铌的可硬化性作用足以抑制变形的奥氏体晶粒内的铁素体的形成，这样导致强度水平对热轧的程度相当不敏感。

薄铸带铌钢制品在所施加的热轧范围上具有稳定的屈服强度水平和拉伸强度水平，并在20％和40％之间的压下率下能够提供至少410MPa的屈服强度。已有的奥氏体晶粒尺寸对于各个带厚是确定的。奥氏体晶粒尺寸测量表明在高热轧压下率下仅仅发生非常有限的再结晶，而在可比较的普通钢带中，显微结构几乎以超过大约25％的热轧压下率下完全再结晶。在热轧过程中，铸钢带中的铌添加抑制了对粗的铸态奥氏体晶粒尺寸的再结晶，导致在热轧之后保留钢的可硬化性和铌在溶液中的存留。

本钢带在热轧之后强度更高主要是由于所形成的显微结构。如图4a所示，对于所有带厚来说，铌铸钢的显微结构大部分由，如果不是主要贝氏体组成。与此相反，如图4b所示，可比较的非微合金钢通过在低的卷取温度卷取达到相似的强度，并具有主要包括针状铁素体且带有一些晶界铁素体的显微结构。即使在相当高的卷取温度，钢带中铌的添加使得钢的可硬化性的提高，抑制晶界铁素体的形成，并促进贝氏体显微结构。

由下面的表2所示的试验钢(trialsteel)在热轧态(as-hotrolled)条件下获得的屈服强度和拉伸强度在图11中总结示出。强度水平随着铌含量的增加而增加，其中屈服强度至少为340MPa，在热轧态条件下水平高达大约500MPa。拉伸强度可以为至少410MPa。强度的初始迅速增加归因于对先共晶铁素体形成的抑制和对贝氏体与针状铁素体的促进，而随后的加强归因于连续的显微结构细化和来自保留在固溶体中的铌的固溶体硬化。

此外，透射电子显微术(TEM)检查没有显示热轧态铸带中任何实质的铌析出。这表明铌保留在固溶体中，并且所获得的强化作用主要归因于由形成大部分为(有可能主要为)贝氏体的显微结构所导致的铌的增强的可硬化性效果。铸钢带的可硬化性还被认为是由于保留了铸带形成过程中产生的粗奥氏体晶粒而得以提高的。向贝氏体而不是铁素体的转化被认为是在从卷取温度对卷进行冷却的过程中抑制薄铸钢带中铌的微合金添加剂的析出的主要因素。

透射电子显微术(TEM)检查可以用于确定钢中存在的铌碳氮化物颗粒的尺寸、特性(identity)和体积率(volumefraction)。TEM检查中没有出现铌碳氮化物颗粒支持了这样的观点，即所观察到的强度大部分归因于显微结构大部分是贝氏体而不是铁素体。因此，从随后观察到的由于时效硬化热处理而导致强化作用增加可以得到这样的结论，即热轧带中铌基本上存在于溶体(solution)中。在利用TEM分析确定显微结构中碳氮化物颗粒的体积率之后，固溶体中微合金元素的量可以被推断出。

在确定目前的碳氮化物颗粒的量时，可以通过TEM评估薄箔或碳的复制体(replicate)。在我们的分析中，使用了JEOL2010透射电子显微镜。然而，根据我们使用这种仪器的经验，在严重错位的铁素体中，4纳米以下的Nb颗粒无法分辨。

为了分析薄箔，制备箔。箔被切割和压碾到0.1mm的厚度。然后，在Tenupole－2电解抛光单元中用5％高氯酸、95％乙酸电解液进行电解抛光，以将样品减薄至成电子透明的。然后，该样品可以直接传送到TEM。

对于碳复制体，所希望的样品可以通过以下方式制备：在硝酸酒精溶液(Nital)(乙醇和硝酸的溶液)中蚀刻被抛光的样品，并在蚀刻之后，用碳涂敷样品，然后，将碳涂层划刻成适合TEM分析的尺寸(例如，2mm²)。在划刻之后，通过将铁素体基质(matrix)熔接在3％的硝酸乙醇溶液中，碳复制体可以从样品中释放出来。碳复制体样品被收集在3mm直径的支撑栅格上，在乙醇/水溶液中反复清洗。然后，碳萃取复制品随着支撑栅格被传送到TEM。

热轧铸带中没有铌碳氮化物颗粒的另一个原因被认为是与在利用所述连续制造铸带的方法形成铸带过程中钢带迅速凝固的情况下铌的分散特性有关。在以前制造的微合金高强度带中，在包括板坯冷却、板坯再加热和热机械加工的凝固过程伴随着相对较长的时间间隔，这为诸如(Nb，V，Ti，Mo)(CN)的碳氮化物颗粒的预聚集和/或固态析出提供了机会，使得能够进行在制造过程的多个阶段中后续析出的运动(kinetics)。在所描述的本处理中，其中从铸造辊之间的铸造池连续形成铸带，在形成铸钢带过程中非常迅速的初始凝固(大约160微秒)被认为抑制了碳氮化物颗粒的预聚集和/或固态析出，从而减慢和降低在包括轧制和冷却操作的后续加工中的微合金析出的运动。这意味着，与以前利用传统板坯铸造和加工制造的薄钢带相比，Nb、V、Ti、Mo微合金相对更平均地分布在奥氏体和铁素体相中。

对如上所述由铸造辊之间的铸造池形成的铌铸带的原子探针分析证实，当以大约650℃或更低的温度卷取时，在铸态和热轧的带中，微合金的分布更均匀(表明预聚集和/或固态析出减少)。这种元素的更均匀分布被认为在以前的按传统方法制造和加工的微合金的板坯铸钢中出现这样的元素的细的联结沉淀(coherentprecipitation)的情况下抑制在卷取操作中碳氮化物的形成。通过双辊连铸制成的微合金铸带中碳氮化物的预聚集和/或固态形成的减少或缺失减慢随后的诸如退火之类的热机械加工期间形成碳氮化物的运动。这从而使得进行时效硬化的温度可以比这样一个温度更高，在所述温度下以前按传统方法处理的带中的颗粒通过晶粒长大(奥氏熟化(Ostwaldripening))机制失去它们的强化能力。

通过时效硬化热处理，发现可获得更高的拉伸强度。例如，用0.026％的铌添加剂，观察到屈服强度从410MPa增加到450MPa(大约60－65ksi)，增加至少35MPa(大约5ksi)。用0.05％的铌添加剂，设想由于时效硬化，预期至少有10ksi的增加，用0.1％的铌添加剂，设想由于时效硬化，预期有至少20ksi的增加。本时效硬化钢制品的显微结构可以具有平均颗粒尺寸为小于等于10纳米的铌碳氮化物颗粒。时效硬化钢制品的显微结构可以基本上没有大于50纳米的铌碳氮化物颗粒。

以各种温度和时间对0.026％的铌钢实施实验室时效热处理，以归纳被认为保留在热轧钢带的固溶体中的铌的作用。如图5所示，时效热处理引起明显的强度增加，屈服强度为大约480MPa(大约70ksi)。这样就确认了铌保留在固溶体中并且可用于对后续硬化提供时效硬化，例如，通过利用连续电镀作业线上的退火炉或利用连续退火作业线。因此，进行短时间时效硬化，以模拟通过连接至连续电镀作业线或传统连续退火作业线的退火炉处理铌微合金铸钢制品的时效潜能。在后一种情况下，时效硬化的高强度带制品随后可以电镀、喷漆或在没有涂层的情况下使用。

如图6所示的结果清楚地表示，对于700℃(1292℉)的峰值处理温度，实现明显的强化，强度水平接近通过更长的时间以更低的温度所获得的强度水平。在表1中给出利用700℃(1292℉)的峰值温度、在短时间时效处理后铌薄铸钢制品的拉伸性能。除了铸带制品的高强度之外，对于结构性质的产品，延展性和可成形性也是符合要求的。所生产的铸带制品是利用铌微合金得到的用于结构作业的薄、高强度的钢带制品。可以设想越高的微合金水平会实现平均越高的屈服强度，有可能超过550MPa(大约80ksi)。

表1

近来，除了生产0.026wt％的铌钢之外，通过本处理已经成功地生产具有0.014wt％和0.065wt％的铌添加剂的钢。熔炼成分(heatcomposition)在下面的表2中示出。

表2

钢	C(wt％)	Mn(wt％)	Si(wt％)	Nb(wt％)	V(wt％)	N(wt％)
							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
							普通钢	0.035	0.85	0.27	＜0.003	＜0.003	0.0060

在图12中示出钢C和钢F达到的屈服强度，在图13中给出用较低Mn含量生产的0.014％Nb熔炼(heat)钢A获得的屈服强度。相对于普通钢成分，在所有卷取温度铌添加剂都增加屈服强度。对于0.014％Nb和0.026％Nb添加剂来说，屈服强度增加大约70－100MPa(10－15ksi)，对于0.065％Nb添加剂来说，增加大约140－175MPa(20－25ksi)。从图12可以看出，对于相近的卷取温度，0.026％Nb的钢获得比0.8Mn普通钢更高的屈服强度，与0.8Mn普通钢在低卷取温度的屈服强度可比。或者，0.8Mn普通钢在低卷取温度(大约500℃)所获得的屈服强度可以利用这种Nb添加在更高的卷取温度(大约600℃)获得。

此外，与以前按传统方法生产的微合金钢相反，我们发现微合金添加剂抑制热轧并随后被卷取及冷却的钢中碳氮化物颗粒的形成。作为替代，热轧并随后被卷取及冷却的钢的显微结构包括贝氏体和针状铁素体，并在固溶体中保留大于70％铌和/或钒。或者，热轧并随后被卷取及冷却的钢的显微结构包括贝氏体和针状铁素体，在固溶体中保留大于80％铌和/或钒，或者，在固溶体中保留大于90％铌和/或钒。

因此，已经表明铌铸带获得轻量型、高强度的钢制品。首先，铌添加剂能够抑制热轧过程中奥氏体再结晶，这通过保留相对较粗的铸态奥氏体尺寸而提高钢的可硬化性。热轧之后保留在奥氏体的固溶体中的铌直接增加钢的可硬化性，这有助于将奥氏体转换成主要包括贝氏体的最终显微结构，即使是在相对较高的卷取温度下。贝氏体显微结构的形成促进铌添加剂在热轧带中的保留。

通过时效硬化本钢可以获得性能的进一步的提高。在以前的微合金和非微合金的钢中，通过时效硬化可以获得强度的增加，但是，在这种以前的钢中，随着强度的增加，延伸率减小。我们发现通过时效硬化本发明的钢可以获得强度和延伸率的增加。

通过现有的处理条件在固溶体中保留诸如铌和钒之类的微合金元素为后续的时效硬化周期提供了相当大的可硬化性。利用合适的连续电镀作业线或连续退火设备可以产生这种时效硬化周期。因此，利用薄钢带铸造工艺、结合通过合适的电镀作业线或退火作业线提供的时效硬化热处理制造微合金钢是为这种类型的钢制品提供独特强化方法的独特加工途径。

对经热轧的0.026％Nb铸带材料的等温线(isothermal)时效处理在600℃和650℃(1110℉和1200℉)进行20分钟，引起铌碳氮化物或Nb(C，N)的形成，如TEM检查所确认的。这导致材料屈服强度的增加，如图14所示。此外，如图6和14所示，通过电镀作业线的退火部分实现的带的热周期(thermalcycle)也引起显著的强度增加，接近通过较低温度下的等温线时效所获得的强度增加。

通过抑制铁素体转换，由微合金添加剂提供的可硬化性的增加明显将奥氏体分解温度降低到贝氏体/针状铁素体温度范围。通过应用常规的送出台冷却速度和合适的卷取温度，这种更低的转换起始温度提供在固溶体中保留大部分微合金添加剂的潜能。

固溶体中的微合金元素，诸如，铌和钒，可用于后续的热处理过程中的时效硬化，以增加强度。实验室时效硬化研究确定，即使用相当短的热处理时间，诸如利用连续退火作业线和电镀作业线可获得的短热处理时间，可以获得实质的强化。在图15至18中示出由实验室模拟连续退火周期应用于试验钢C(0.026％Nb)、钢F(0.065％Nb)、和钢G(0.084％Nb)的结果。

图20和21中分别给出利用实验室研究形成的热处理条件，对钢B和F进行全规模生产试验的结果。用钢B和F获得实质的强度增加。对于0.024％Nb钢(钢B)，记录了超过450MPa的屈服强度水平，对于0.065％Nb钢(钢F)，屈服强度超过550MPa。时效硬化导致的强度增加对于0.024％Nb钢(钢B)为70MPa(10ksi)的量级，而对于0.065％Nb钢(钢F)，量级高达大约100MPa(15ksi)。预期0.065％Nb钢在时效硬化的条件下可以获得超过600MPa的屈服强度。

表3

利用在电镀作业线上得到的时效硬化条件，对钢F的样品进行时效硬化。如表3所示，时效硬化的钢具有将近70MPa的强度，延伸率从11.47％增加到14.16％。在图19中示出在热轧态条件下以及时效硬化和电镀条件下(纵向测试方向)，这里所公开的铌钢的屈服强度和总延伸率之间的关系。

如图16所示，我们发现10秒钟的保持周期可以用在大约675℃至725℃之间，以防止过度时效(overaging)。然而，温度范围是保持时间的函数。保持时间增加到20秒会稍微降低温度范围，而对于零保持时间来说，温度范围稍微增加，如图17所示。根据整个热处理周期时间，即，加热速度、保持时间、和冷却速度，时效硬化温度范围可以在大约625℃与800℃之间。

在更长时间的热处理的情况下，可以使用500℃－650℃范围内的较低温度。从图6可以看出，600℃下20秒的热处理产生的强度水平与700℃下连续退火周期中的10秒产生的强度水平相近。图22示出实验室热处理进行20分钟和120分钟的结果。该结果显示550℃下120分钟的热处理实现了实质的硬化，但是，在超过大约650℃的温度下120分钟的时效降低钢的硬度。较长的热处理时间可以用于整卷退火工艺，诸如在500℃－650℃的温度范围内的分批退火，或设计用于通过在500℃－650℃的温度范围上的受控冷却析出保留的铌的、对于热轧的卷的其他卷取后冷却操作。

对在650℃下进行了60分钟热处理的钢C和F的样品实施透射电子显微术(TEM)。发现尺寸范围在4－15纳米的细颗粒。这些细颗粒被发现包括铌碳氮化物，表明强化可能归因于细的铌碳氮化物颗粒的时效硬化。

时效硬化微合金钢制品的显微结构可以具有铌碳氮化物颗粒，平均的颗粒尺寸为小于和等于10纳米。时效硬化的微合金钢制品的显微结构可以基本上没有大于50纳米的铌碳氮化物颗粒。利用TEM评估检测本铌钢的样品，部分显微结构没有可测量量的铌碳氮化物颗粒。

我们相信，本时效硬化钢中的增强的强度/延伸率关系可能是由于部分显微结构基本上没有尺寸大于5纳米的颗粒，或“无析出区”和纳米团(nano-cluster)。晶界附近无析出区的发展通过提供邻近晶界的硬度降低区域可能影响强度和拉伸延伸率关系。无析出区的应力集中的释放已经被报道能够增加强度和延伸率。无析出区对延伸率和强度的有益影响可在无析出区较窄且晶界析出物的尺寸很小的情况下显现出来。

在本钢中，元素添加剂通过形成比按传统方法生产的铌钢更小的无析出区宽度和更小的硬度变化，在时效硬化之后提供于随着强度增加而增加的延伸率。因为在迅速凝固的钢中元素分布更平均，时效硬化的运动可受阻，从而有效地扩大时间－温度窗口，在该时间-温度窗口可以稳定地控制纳米团的形成。元素纳米团在时效硬化早期阶段可提供强化。团强化可能是由于需要额外的能量进行错位以切开溶质类的团的扩散边界。团提供实质的强化而不降低延展性，因为团的弹性柔软的边界并不严格地禁止错位移动或以正常第二相颗粒(secondphaseparticle)堆积(pile-up)的方式发生堆积。

在本钢中，在钢的迅速凝固过程中，元素的更均匀分布保留在固溶体中。与以前传统地生产的铌和钒钢相反，热轧并随后卷取及冷却的钢的显微结构包括贝氏体和针状铁素体，其中固溶体中保留多于70％铌和/或钒添加剂，并且基本上没有大于50纳米的铌碳氮化物。或者，热轧并随后卷取及冷却的钢的显微结构可以包括贝氏体和针状铁素体，其中固溶体中保留多于80％的铌和/或钒添加剂的，或者，在固溶体中保留多于90％的铌和/或钒添加剂。

如果卷取温度低于大约650℃，这些元素仍然截留在热轧带卷的溶体(solution)中，不会析出。因为在本工艺中防止在热轧带钢的传统板坯铸造和再加热过程中通常出现的原子的现有联系(诸如颗粒形式的)，所以有效延迟了成形。因此，所观察到的在热轧带卷中出现的强度增加可以很大程度上归因于可硬化性和固溶体硬化作用。

碳氮化物的形成可在热处理过程中被激活。另外，在时效硬化过程中，因为在时效硬化之前的固溶体中铌和/或钒的相当大的量，预析出的团和更细的颗粒在延长的时间和温度范围上是稳定的。与传统地生产的钢相比，作为正常析出现象在晶界附近形成的无析出区更窄，能够包含更均匀地分布的纳米团和更细的析出物。因此，对于本钢来说，无析出区相对晶粒内部的硬度变化相当小。我们相信更窄的无析出区和无析出区的小硬度变化降低无析出区的应力集中，减小由无析出区中先前变形导致的微裂纹。我们相信团强化可以通过强度增加而没有延展性下降来表征，因为在团中不会出现错位堆积。窄的无析出区和团强化机制的结合被认为导致本钢的无析出区。这样导致延伸率提高，因为裂纹更难以被引发并且更少地被限制于晶界无析出区。而且，对于一定的退火温度/时间组合，纳米团可以与晶粒内部区域中的不同颗粒共存。

退火炉可以用于进行时效硬化，这并不是加工这种产品通用的强化方法。退火条件可以是连续退火循环，其中峰值温度为至少650℃并小于800℃，更好为675℃－750℃。或者，强化可以在利用非常短的时效硬化周期的生产环境中获得，所述非常短的时效硬化周期可以通过结合在连续电镀作业线中的传统退火炉获得。在全规模工厂试验中记录的最终强度水平与通过对相应钢的实验室热处理产生的相近。

利用大约0.01％和大约0.20％之间的铌、和大约0.01％和大约0.20％之间的钛、大约0.05％和大约0.50％之间的钼、和0.01％和大约0.20％之间的钒，预期得到相近的结果。

利用钒的本钢的成分在表2中作为钢H示出。钢H的屈服强度在图23中示出。钒钢用两个不同的卷取温度生产，并随后在650℃与700℃下时效20分钟，以通过固溶体中的钒引起硬化。结果表明由这些热处理条件获得了足够的强化。对于以更高卷取温度生产的材料来说，强化增量稍微高些，这可能是由于析出硬化和显微结构软化这两个相反活动的作用。以较低卷取温度生产的材料所达到的强化增量与用0.026％Nb钢达到的强化增量量级相同。

在图24中给出了在热轧和电镀条件下的钢H的屈服强度。图23和24表明钒钢获得的强度水平比简单的碳普通钢的高，即使该普通钢是利用较高的卷取温度生产的。在图24所示的样品中，钢H的卷取温度是570℃，普通钢卷取温度低于500℃。

此外，如图24所示，在钒钢中由利用连续电镀作业线上的退火炉进行的时效硬化实现了强度增加，但是该强度增加小于由相当的铌含量所实现的强度增加。电镀作业线上的图24所示样品的屈服强度在电镀条件下是大约450MPa，其处在通过图23所示的更长时间的实验室热处理所达到的量级。钒钢的强度可比铌钢对卷取温度更敏感。

这种薄铸带使得能够生产的新型钢制品，所述新型钢制品包括：

1.利用贝氏体作为主要成分的显微结构和在电镀过程中的时效硬化获得的高强度、轻量型、电镀的带。电镀作业线的退火部分可以用于引发经热轧的薄铸带的铌和/钒的时效硬化。

2.利用大部分是贝氏体的显微结构和在连续退火作业线上的处理的过程中的时效硬化获得的高强度、轻量型、无涂层的带。常规连续退火的高温炉可以用于诱发被热轧薄铸带之后的贝氏体显微结构保留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压下率的程度不敏感的高强度、轻量型、热轧铸带制品。贝氏体显微结构产生相对较高强度的制品(YS≥380MPa(～55ksi)。热轧期间或之后对奥氏体再结晶的抑制可以提供对热轧压下率的程度不敏感的最终强度水平。最终强度水平在能够用薄铸钢带工艺生产的厚度范围上会是稳定(consistent)的。

尽管在上述附图和说明书中详细图示和描述了本发明，附图和说明书在性质上被认为是示例性的，而不是限制性的，应该理解为仅仅图示和描述了示例性的实施例，在所附权利要求所限定的本发明的精神的范围内的所有变化和变型都要求被保护。阅读说明书的内容，本发明的其它特征对本领域的普通技术人员来说是显而易见的。在不脱离本发明的精神和范围的情况下，可以作出变型。

Claims (27)

1.一种成卷、热轧钢制品，包括：按重量计，小于0.25％的碳、0.20和2.0％之间的锰、0.05和0.50％之间的硅、小于0.01％的铝、和选自由大约0.01％和大约0.20％之间的铌、大约0.01％和大约0.20％之间的钒以及它们的混合物组成的组中的至少一项，并且在所述成卷钢制品被卷取和冷却之后，相对于铌和/或钒的初始含量大于70％的铌和/或钒位于固溶体中，并具有至少380MPa的屈服强度和至少6％的总延伸率，其中，所述钢制品具有小于3.0mm的厚度，并且钢带的厚度在热轧期间的压下率最高至少40％。

2.如权利要求1所述的成卷、热轧钢制品，其中，钢带的厚度在热轧期间的压下率在20％到40％之间。

3.如权利要求1所述的成卷、热轧钢制品，其中，铌小于0.1％。

4.如权利要求1所述的成卷、热轧钢制品，其中，还包括分布在钢显微结构中的、平均颗粒尺寸小于50纳米的硅和铁的细氧化物颗粒。

5.如权利要求1所述的成卷、热轧钢制品，其中，所述钢制品具有至少410MPa的拉伸强度。

6.如权利要求1所述的成卷、热轧钢制品，其中，所述钢制品具有小于2.5mm的厚度。

7.如权利要求1所述的成卷、热轧钢制品，其中，所述钢制品具有小于2.0mm的厚度。

8.如权利要求1所述的成卷、热轧钢制品，其中，所述钢制品具有大约0.5mm至大约2mm范围内的厚度。

9.如权利要求1所述的成卷、热轧钢制品，其中，所述钢制品具有至少10％的总延伸率。

10.一种热轧钢制品，包括：按重量计，小于0.25％的碳、0.20和2.0％之间的锰、0.05和0.50％之间的硅、小于0.01％的铝、和选自由大约0.01％和大约0.20％之间的铌、大约0.01％和大约0.20％之间的钒组成的组中的至少一项，所述钢制品具有大部分由贝氏体和针状铁素体构成的显微结构，并包括分布在钢显微结构中、平均颗粒尺寸小于50纳米的硅和铁的细氧化物颗粒，并具有至少380MPa的屈服强度和至少6％的总延伸率，其中，所述钢制品具有小于3.0mm的厚度，并且钢带的厚度在热轧期间的压下率最高至少40％。

11.如权利要求10所述的成卷、热轧钢制品，其中，钢带的厚度在热轧期间的压下率在20％到40％之间。

12.如权利要求10所述的钢制品，其中，铌小于0.1％。

13.如权利要求10所述的钢制品，其中，所述钢制品具有至少410MPa的拉伸强度。

14.如权利要求10所述的钢制品，其中，所述钢制品具有至少10％的总延伸率。

15.一种热轧钢制品，包括：按重量计，小于0.25％的碳、0.20和2.0％之间的锰、0.05和0.50％之间的硅、小于0.01％的铝、和选自由大约0.01％和大约0.20％之间的铌、大约0.05和0.50％之间的钼，和大约0.01％和大约0.20％之间的钒组成的组中的至少一项，所述钢制品具有大部分由贝氏体和针状铁素体构成的显微结构，并包括分布在钢显微结构中、平均颗粒尺寸小于50纳米的硅和铁的细氧化物颗粒，并具有至少380MPa的屈服强度和至少6％的总延伸率，其中，所述钢制品具有小于3.0mm的厚度，并且钢带的厚度在热轧期间的压下率最高至少40％。

16.如权利要求15所述的钢制品，其中，钢带的厚度在热轧期间的压下率在20％到40％之间。

17.如权利要求15所述的钢制品，其中，铌小于0.1％。

18.如权利要求15所述的钢制品，其中，所述钢制品具有至少340MPa的屈服强度。

19.如权利要求15所述的钢制品，其中，所述钢制品具有至少410MPa的拉伸强度。

20.如权利要求15所述的钢制品，其中，所述钢制品具有至少10％的总延伸率。

21.一种制备成卷薄铸钢带的方法，包括以下步骤：

内部组装冷却辊子连铸机，所述冷却辊子连铸机具有横向定位且在其间形成辊隙的铸造辊，并形成位于所述辊隙上方、支撑在所述铸造辊上、并在邻近所述铸造辊的端部处被侧坝限制的熔融钢的铸造池，

反向旋转所述铸造辊，以随着所述铸造辊移动经过所述铸造池，在所述铸造辊上凝固出金属壳，

由所述金属壳向下通过所述铸造辊之间的所述辊隙形成钢带，以及

以至少10℃每秒的速度冷却所述钢带；

热轧所述钢带，以提供最高至少40％的钢带厚度的压下率；以及

形成具有这样成分的成卷制品，该成分包括：按重量计，小于0.25％的碳、0.20和2.0％之间的锰、0.05和0.50％之间的硅、小于0.01％的铝、和选自由大约0.01％和大约0.20％之间的铌、大约0.01％和大约0.20％之间的钒以及它们的混合物组成的组中的至少一项，所述钢带具有大部分由贝氏体与针状铁素体构成的显微结构，并在在所述成卷钢制品被卷取和冷却之后，相对于铌和/或钒的初始含量大于70％的铌和/或钒位于固溶体中，

并且具有至少380MPa的屈服强度和至少6％的总延伸率，其中，所述钢制品具有小于3.0mm的厚度。

22.如权利要求21所述的制备成卷薄铸钢带的方法，其中，钢带的厚度在热轧期间的压下率在20％到40％之间。

23.如权利要求21所述的制备成卷薄铸钢带的方法，其中，卷取后的所述钢带具有分布在钢显微结构中、平均颗粒尺寸小于50纳米的硅和铁的细氧化物颗粒。

24.如权利要求21所述制备成卷薄铸钢带的方法，其中，还包括以下步骤：

在大约450℃和700℃之间的温度卷取所述经热轧的钢带。

25.如权利要求21所述的制备成卷薄铸钢带的方法，其中，还包括以下步骤：

在低于600℃的温度卷取所述经热轧的钢带。

26.如权利要求21所述制备成卷薄铸钢带的方法，其中，还包括以下步骤：

在至少550℃的温度时效硬化所述钢带，以增加拉伸强度。

27.一种用于生产成卷薄铸钢带的设备，包括：

内部冷却辊子连铸机，具有横向定位且在其间形成辊隙的铸造辊、以及靠近铸造辊的端部的侧坝；

热轧组件；以及

卷取机。