CN114196882B - 一种高表面质量高强度汽车面板用钢带卷及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本申请涉及汽车用钢材领域，尤其涉及一种高表面质量高强度汽车面板用钢带卷及其制备方法，以质量分数计，所述钢带卷包括：0.002％≤C≤0.01％，Si≤0.01％，Mn≤0.8％，P≤0.05％，S≤0.01％，0.01％≤Alt≤0.06％，N≤0.004％，0.02％≤Nb≤0.09％，B≤0.0003％，其余为Fe及不可避免的杂质；所述方法包括：获取含所述化学成分的板坯；对所述板坯进行热轧和冷轧，得到冷轧钢带；对所述冷轧钢带进行连续退火，得到钢带卷；通过控制钢带卷的原料成分，可形成微小的Nb(C，N)物来得到弥散分布的析出物并细化铁素体晶粒，有利于深冲性提升，同时综合改善高强度和深冲性。

Description

一种高表面质量高强度汽车面板用钢带卷及其制备方法
技术领域
本申请涉及汽车用钢材领域，尤其涉及一种高表面质量高强度汽车面板用钢带卷及其制备方法。
背景技术
轻量化推进和安全性提升是汽车发展的方向之一，研究表明约75％的油耗与整车质量有关，降低汽车质量就可有效降低油耗以及排放，具体为：汽车质量每下降10％，油耗下降8％，排放下降4％。而这一研究带动了汽车用高强钢的发展，进入21世纪以来，高强汽车用钢研究和应用迅猛，980MPa，1180MPa甚至1500Mpa级的双相钢，TRIP钢，M钢，热成型钢快速应用于汽车结构件和安全件，但对于汽车覆盖件用钢主要集中在IF软钢和BH钢，强度级别主要在300Mpa及其以下。
目前为了提高钢板的强度，一般采用固溶强化、沉淀强化、细晶强化和相变强度这四种强化机制，但是存在以下缺点：
(1)固溶强化由于加入了Si，Mn，P元素，导致钢板的深冲性(r值)变差，屈服强度提高，并且加工硬化指数(n值)降低，很难得到与IF软钢相同的成形性和表面质量。
(2)沉淀强化由于加入了Ti，Nb，V的碳化物，导致屈服强度提升，屈强比提升，伸长率下降，从而影响冲压性能。
(3)细晶强化最多可提升100Mpa的强度，并且一般需要通过沉淀析出或控轧控冷方式进行强度的提升，而沉淀析出容易造成屈服增加，使钢材的成形性下降，控轧控冷需要设备上的投入较多。
(4)相变强度由于相比例和形态对于性能影响极大，因此需要精准的工艺区间来保障，对于组织的均匀控制的要求较高。因此如何在不加入Si的条件下综合改善汽车用钢的深冲性和强度，是目前亟待解决的技术问题。
发明内容
本申请提供了一种高表面质量高强度汽车面板用钢带卷及其制备方法，以解决现有技术中在不加入Si的条件下难以综合改善汽车用钢的深冲性和强度的技术问题。
第一方面，本申请提供了一种高表面质量高强度汽车面板用钢带卷，以质量分数计，所述钢带卷包括：0.002％≤C≤0.01％，Si≤0.01％，Mn≤0.8％，P≤0.05％，S≤0.01％，0.01％≤Alt≤0.06％，N≤0.004％，0.02％≤Nb≤0.09％，B≤0.0003％，其余为Fe及不可避免的杂质。
可选的，所述钢带卷的微观组织包括细小析出物和稀疏粗大析出物；所述细小析出物的平均粒径为10nm～40nm，所述稀疏粗大析出物的平均粒径为40nm～500nm。
可选的，所述钢带卷的屈服强度为160MPa～260MPa，抗拉强度为340MPa～440MPa，伸长率为30％～42％。
第二方面，本申请提供了一种高表面质量高强度汽车面板用钢带卷的制备方法，所述方法包括：
获取含所述化学成分的板坯；
对所述板坯进行热轧和冷轧，得到冷轧钢带；
对所述冷轧钢带进行连续退火，得到钢带卷。
可选的，所述热轧包括轧制前加热、轧制和轧制后冷却；
所述轧制前加热的终点温度为1150℃～1200℃；
所述轧制的终轧温度为880℃～920℃，卷取温度为650℃～710℃；
所述轧制后冷却包括第一冷却和第二冷却。
可选的，所述轧制前加热包括：
获取板坯的第一温度和目标温度；
根据板坯的所述第一温度和所述目标温度的大小关系，判断所述轧制前加热的时间；
若第一温度＜目标温度，所述轧制前加热的时间为150min～210min，
若第一温度≥目标温度，所述轧制前加热的时间为120min～210min。
可选的，所述第一冷却的冷却速度≥15℃/s，冷却时间为1s～10s；所述第二冷却的冷却速度为5℃/s～20℃/s，冷却时间为3s～20s。
可选的，所述冷轧的压缩比为75％～85％。
可选的，所述连续退火包括退火冷却、均热后冷却，过时效处理和平整处理；
所述均热后冷却包括第三冷却和第四冷却；
所述第三冷却的冷却速度为5℃/s～15℃/s，终点温度为640℃～660℃；
所述第四冷却的冷却速度为30℃/s～50℃/s，终点温度为440℃～460℃；
所述退火冷却的温度为760℃/s～830℃，速度为150℃/min～250℃/min；
所述平整的延伸率为0.6％～1.4％。
可选的，所述过时效处理包括：在过时效温度为430℃～370℃的条件下处理3min～5min。
本申请实施例提供的上述技术方案与现有技术相比具有如下优点：
本申请实施例提供的该方法，通过控制钢带卷的原料成分中的Si含量在0.01％以下，并采用微量的Nb、C和N，形成微小的Nb(C，N)物来得到弥散分布的析出物并细化铁素体晶粒，使得到的钢带卷的晶粒尺寸细小，从而能够改善冷轧再结晶组织并促进{111}织构的发展成型，有利于深冲性提升，同时综合改善强度和深冲性。
附图说明
此处的附图被并入说明书中并构成本说明书的一部分，示出了符合本发明的实施例，并与说明书一起用于解释本发明的原理。
为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，对于本领域普通技术人员而言，在不付出创造性劳动性的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。
图1为本申请实施例提供的一种高表面质量高强度汽车面板用钢带卷的制备方法的流程示意图。
图2为本申请实施例提供的一种高表面质量高强度汽车面板用钢带卷的微观组织对比图；
图3为本申请实施例提供的一种高表面质量高强度汽车面板用钢带卷的PFZ区形态图。
具体实施方式
为使本申请实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合本申请实施例中的附图，对本申请实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例是本申请的一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本申请中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动的前提下所获得的所有其他实施例，都属于本申请保护的范围。
本申请的思路为：四种强化机制提高钢板强度，分别存在以下问题：
(1)固溶强化：多以IF钢成分体系为基础，通过添加Si，Mn，P等元素进行固溶强化，但是固溶强化元素添加使深冲性(r值)变差，屈服强度提高，加工硬化指数(n值)降低，因此很难得到与IF软钢相同的成形性和表面质量。此外，当进行增强基体强度时，晶界强度会相对降低，在加工后将会有晶界脆化现象，同时韧脆转变温度会提升，该成分体系用于合金化镀锌板(GA板)时，由于Si的添加导致镀层质量的恶化。
(2)沉淀强化：通过在钢种添加Ti，Nb，V等碳化物形成元素，得到微小的(Ti/Nb/V)(C，N)弥散分布的析出物，从而实现以沉淀强化来提高强度，但沉淀强化易造成屈服强度提升，屈强比提升，伸长率下降，从而影响冲压性能。
(3)细晶强化：细晶强化是一种不牺牲塑性和韧性的提高强度的有效方法，但细晶强化的效果有限，最多可提升强度100Mpa之内，并且细晶强化一般需要通过沉淀析出或控轧控冷得到，沉淀析出又容易造成屈服增加，成形性下降，同时控轧控冷需要在设备上的投入较多。
(4)相变强度：通过得到双相钢组织或TRIP钢组织，通过软相确保成形性能，通过硬相确保强度提升，这种强化方式由于各种相的比例和形态对于性能影响极大，因此要靠精准的工艺条件参数来保障，对于组织的均匀控制提出了更高的要求。
而为了满足低屈服强度的要求，本申请通过加入的C、Nb，由于钢带卷的微观组织包括细小析出物和稀疏粗大析出物，稀疏粗大物析出的区域称为PFZ(precipitate FreeZone)，PFZ区形成的机理为细小的NbC和Nb(C，N)在再结晶后立即相对均匀地析出，而存在于晶界的NbC和Nb(C，N)通过晶界扩散而迅速地聚集，由于奥斯特瓦尔德(Ostwald)效应而迅速粗化，粗化后的析出物在晶界处钉扎力减弱，当晶界开始迁移，晶粒开始生长，相对较粗的NbC，Nb(C，N)粒子就会存留在晶界。由于在这样形成的PFZ中没有细的NbC，Nb(C，N)，析出强化作用降低，因此认为此时屈服强度和屈强比低，考虑到材料的屈服过程从晶界附近的应力集中处开始，可以认为PFZ的这些特性决定了钢的屈强比低的特性。
在本申请一个实施例中，提供一种高表面质量高强度汽车面板用钢带卷，以质量分数计，所述钢带卷包括：0.002％≤C≤0.01％，Si≤0.01％，Mn≤0.8％，P≤0.05％，S≤0.01％，0.01％≤Alt≤0.06％，N≤0.004％，0.02％≤Nb≤0.09％，B≤0.0003％，其余为Fe及不可避免的杂质。
本申请中，0.002％≤C≤0.01％的积极效果是该质量分数内C可以形成足够的NbC粒子，通过NbC粒子可实现晶粒细化和沉淀强度，当该质量分数取值范围过大，将导致的不利影响是过高的C含量将影响面板的成形性，特别是R值，当该质量分数取值范围过小，将导致的不利影响是C含量不足，NbC粒子不足，导致沉淀强化效果不足，强度不够。
0.01％≤Alt≤0.06％的积极效果是由于需要适量的Alt进行脱氧，当该质量分数取值范围过大，将导致的不利影响是Al含量过多，将产生较多的夹杂物，使夹杂物的含量较多，当该质量分数取值范围过小，将导致的不利影响是Al含量不足，脱氧不干净。
0.02％≤Nb≤0.09％的积极效果是由于Nb可以细化晶粒，同时有沉淀强化效果，当该质量分数取值范围过大，将导致的不利影响是由于Nb较为昂贵，过量的Nb对于成本影响较大，当该质量分数取值范围过小，将导致的不利影响是由于Nb的含量不足，导致沉淀强化效果不足。
Si≤0.01％的作用是Si作为残余有害元素。
Mn≤0.8％的作用是Mn作为固溶强化元素。
P≤0.05％的作用是P可作为固溶强化元素。
S≤0.01％的作用是S作为残余有害元素进行控制。
N≤0.004％的作用是N作为残余有害元素进行控制。
B≤0.0003％的作用是B作为残余有害元素进行控制。
作为一个可选的实施方式，所述钢带卷的微观组织包括细小析出物和稀疏粗大析出物；所述细小析出物的平均粒径为10nm～40nm，所述稀疏粗大析出物的平均粒径为40nm～250nm。
本申请中，细小析出物的平均粒径为10nm～40nm的积极效果是较细小的析出物可以阻碍晶粒尺寸的长大，同时细小析出物可以实现沉淀强化作用；当该粒径的取值范围过大，将导致的不利影响是细小析出的平均粒径过大，将导致沉淀强化不足，当该粒径的取值范围过小，将导致的不利影响是细小析出的平均粒径过小，将导致晶界的粒子不容易熟化。
稀疏粗大析出物的平均粒径为40nm～250nm的积极效果是由于可利用稀疏粗大析出物进行粒子熟化，从而净化晶界；当该粒径的取值范围过大，将导致的不利影响是稀疏粗大析出物将导致晶内的粒子也会发生熟化，强度会下降，当该粒径的取值范围过小，将导致的不利影响是稀疏粗大析出的平均粒径过小，粒子熟化不足，晶界不纯净，不利于成形。
作为一个可选的实施方式，所述钢带卷的屈服强度为160MPa～260MPa，抗拉强度为340MPa～440MPa，伸长率为32％～42％。
在本申请的一个实施例中，如图1所示，提供一种高表面质量高强度汽车面板用钢带卷的制备方法，所述方法包括：
S1.获取含所述化学成分的板坯；
S2.对所述板坯进行热轧和冷轧，得到冷轧钢带；
S3.对所述冷轧钢带进行连续退火，得到钢带卷；
其中，冷轧钢带可以是IF钢，得到的钢带卷由于其强度为340MPa级，因此命名为SFG-340。
作为一个可选的实施方式，所述热轧包括轧制前加热、轧制和轧制后冷却；
所述轧制前加热的终点温度为1150℃～1200℃；
所述轧制的终轧温度为880℃～920℃，卷取温度650℃～710℃；
所述轧制后冷却包括第一冷却和第二冷却。
本申请中，轧制前加热的终点温度为1150℃～1200℃的积极效果是在该终点温度条件下，可将板坯加热到均匀，完全完成奥氏体化过程；当该温度的取值范围过大，将导致的不利影响是过大的加热温度将引起板坯上的晶粒粗大，使晶粒尺寸过大，当该温度的取值范围过小，将导致的不利影响是过低的终点温度将导致板坯加热不均匀，无法完全完成奥氏体化过程。
终轧温度为880℃～920℃的积极效果是在该终轧温度条件下，可保证带钢在奥氏体区变形；当该温度的取值范围过大，将导致的不利影响是过高的终轧温度将导致奥氏体变形后会进一步长大，影响钢材性能，当该温度的取值范围过小，将导致的不利影响是终轧温度过低，导致终轧阶段的双相区变形组织会不均匀，影响钢材性能。
卷取温度650℃～710℃的积极效果是在该卷取温度范围内，能保证NbC的充分析出，又可控制粒子的粒径，防止粒子粒径粗大；当该温度的取值范围过大，将导致的不利影响是过高的卷取温度将导致NbC粒子会进一步粗大，当该温度的取值范围过小，将导致的不利影响是过低的卷取温度将导致NbC粒子析出不充分。
作为一个可选的实施方式，所述轧制前加热包括：
获取板坯的第一温度和目标温度；
根据板坯的所述第一温度和所述目标温度的大小关系，判断所述轧制前加热的时间；
若第一温度＜目标温度，所述轧制前加热的时间为150min～210min，
若第一温度≥目标温度，所述轧制前加热的时间为120min～210min；
本申请中，根据实际工艺中，目标温度可以是300℃。
本申请中，当第一温度＜目标温度，轧制前加热的时间为150min～210min的积极效果是在该时间范围内，能将板坯加热均匀；当该时间的取值范围过大，将导致的不利影响是轧制前加热的时间过长，导致粒子回溶过多，热轧后得到细小的析出物多，影响退火后的成形性，当该时间的取值范围过小，将导致的不利影响是过短的轧制前加热时间，将导致板坯加热不均匀。
当第一温度≥目标温度，所述轧制前加热的时间为120min～210min的积极效果是在该轧制前加热的时间内，能将板坯加热均匀；当该时间的取值范围过大，将导致的不利影响是轧制前加热的时间过长，粒子回溶过多，热轧后得到细小的析出物多，影响退火后的成形性，当该时间的取值范围过小，将导致的不利影响是过短的轧制前加热时间，将导致板坯加热不均匀。
作为一个可选的实施方式，所述第一冷却的冷却速度≥15℃/s，冷却时间为1s～10s；所述第二冷却的冷却速度为5℃/s～15℃/s，冷却时间为3s～20s。
本申请中，第一冷却的冷却速度≥15℃/s的积极效果是在该冷却速度条件下，可让带钢快速冷却到相变温度，避免奥氏体组织进一步长大；当该冷却速度的取值范围过大，将导致的不利影响是过快的冷却速度将导致带钢的冷却不均匀，当该冷却速度的取值范围过小，将导致的不利影响过慢的冷却速度对奥氏体长大的抑制作用不强。
第一冷却的冷却时间为1s～10s的积极效果是在该时间范围内能实现快速冷却；当该冷却时间的取值范围过大，将导致的不利影响是冷却时间过长，导致奥氏体会进一步长大，当该冷却时间的取值范围过小，将导致的不利影响是冷却过快，影响板形和组织均匀性。
第二冷却的冷却速度为5℃/s～15℃/s的积极效果是在该冷却速度范围内，能促使奥氏体向铁素体充分的转变；当该冷却速度的取值范围过大，将导致的不利影响是过快的冷却速度，将得到硬相组织，影响成形性，当该冷却速度的取值范围过小，将导致的不利影响是过慢的冷却速度，将导致组织过于粗大。
第二冷却的冷却时间为3s～20s的积极效果是在该冷却时间范围内，能促使奥氏体向铁素体充分的转变；当该冷却时间的取值范围过大，将导致的不利影响是冷却时间过长，导致组织过于粗大，当该冷却时间的取值范围过小，将导致的不利影响是冷却时间过短，将得到硬相组织，影响成形性。
作为一个可选的实施方式，所述冷轧的压缩比为75％～85％。
本申请中，冷轧的压缩比为75％～85％的积极效果是在该压缩比的条件下，压缩能产生一定的畸变能，为再结晶退火做准备，当该压缩比取值范围过大，将导致的不利影响是由于压缩比过大，导致板形不易控制，当该压缩比取值范围过小，将导致的不利影响是由于压缩比过小，导致畸变能过小，影响再结晶。
作为一个可选的实施方式，所述连续退火包括退火冷却、均热后冷却，过时效处理和平整处理；
所述均热后冷却包括第三冷却和第四冷却；
所述第三冷却的冷却速度为5℃/s～15℃/s，终点温度为640℃～660℃；
所述第四冷却的冷却速度为30℃/s～50℃/s，终点温度为440℃～460℃；
所述退火冷却的温度为760℃/s～830℃，速度为150℃/min～250℃/min；
所述过时效处理的终冷温度为170℃～180℃；
所述平整的延伸率为0.6％～1.4％。
本申请中，第三冷却的冷却速度为5℃/s～15℃/s的积极效果在该冷却速度范围内，能充分的完成退火再结晶和奥斯瓦尔德熟化；当该冷却速度取值范围过大，将导致的不利影响是冷却速度过快，将导致熟化效果不好，晶界不纯净，当该冷却速度取值范围过小，将导致的不利影响是冷却速度过慢，导致晶内发生熟化，从而使钢材的强度不足。
第三冷却的终点温度为640℃～660℃的积极效果是在该终点温度范围内，能够充分地完成再结晶；当该温度的取值范围过大，将导致的不利影响是终点温度过大，将导致晶粒尺寸过于粗大，当该温度的取值范围过小，将导致的不利影响是终点温度过小，致使再结晶不充分。
第四冷却的冷却速度为30℃/s～50℃/s的积极效果是由于镀锌产品要求带钢快速冷却，在该冷却速度范围内，利于镀锌操作的进行；当该冷却速度取值范围过大，将导致的不利影响是过快的冷却速度将使带钢会产生内应力，当该冷却速度取值范围过小，将导致的不利影响是过慢的冷却速度需要产线降速，影响生产效率。
第四冷却的终点温度为440℃～460℃的积极效果是在该温度范围内进行镀锌操作，可得到镀锌效果较佳；当该温度取值范围过大，将导致的不利影响是镀锌效果不佳，当该温度取值范围过小，将导致的不利影响是温度过低，镀锌效果不佳。
退火冷却的温度为760℃～830℃的积极效果是在该温度范围内，能充分的完成退火再结晶和奥斯瓦尔德熟化；当该温度的取值范围过大，将导致的不利影响是温度过高，导致组织过于粗大，强度不足，当该温度的取值范围过小，将导致的不利影响是终点温度过小，致使再结晶不充分。
退火冷却的速度为150℃/min～250℃/min的积极效果是该退火温度范围内，能充分的完成退火再结晶和奥斯瓦尔德熟化；当该冷却速度取值范围过大，将导致的不利影响是冷却速度过快，导致再结晶不完整，当该退火速度取值范围过小，将导致的不利影响是冷却速度过快，导致组织过于粗大，强度不足。
作为一个可选的实施方式，所述过时效处理包括：在过时效温度为430℃～370℃的条件下处理3min～5min。
各实施例和对比例的化学成分如表1所示。
表1
Figure BDA0003399535300000091
各实施例和对比例的工艺参数如表2和表3所示。
表2
Figure BDA0003399535300000092
表3
Figure BDA0003399535300000093
Figure BDA0003399535300000101
相关实验：
将实施例1-4和对比例1-4所得到的钢带卷进行性能检测，测试结果如表4所示。
相关测试方法：
表4
Figure BDA0003399535300000102
表4中，
屈服强度是指制备出的钢带卷发生屈服现象时的屈服极限，当屈服强度越高，说明钢带卷的承压能力越强。
抗拉强度是指制备出的钢带卷均匀塑性形变向局部集中塑性变形过渡的临界值，也是钢带卷在静拉伸条件下的最大承载能力，当抗拉强度越高，说明钢材的韧性越好。
伸长率是指制备出的钢带卷在拉伸断裂后，原始标距的伸长与原始标距之比的百分率，表示材料均匀变形或稳定变形，当伸长率越高，说明钢带卷的材质越均匀。
n值是指应变硬化指数，n值越大，则说明该钢种加工硬化能力越强，抗击材料破裂的能力越强。
R值是指平面塑性应变比，R值越大，说明该钢种抗击厚度减薄能力越强。
从实施例1-4的数据可知：
(1)当钢带卷的化学成分含量相接近时，控制不同的工艺参数条件，可以得到不同屈服强、抗拉强度和伸长率的钢带卷，比如通过调节退火速度来控制粒子熟化的进程，从而得到不同性能的钢材，如实施例1-3所示。
(2)本申请实施例提供的钢带卷，由于成分含量中仅含有少量的Si，同时在相对较高的C、Nb含量以及较低的P、Mn含量的条件下，实现了IF钢高强化的同时也得到了优异的表面质量，也可以得到具有高强度、低屈强比和高R值的优异的成形性能的钢产品。
(3)本申请实施例通过对热轧和冷轧过程的参数控制，并利用Nb的细晶强化和粒子的析出熟化，得到了晶粒尺寸＜10μm的SFG(超细晶组织)和PFZ区(沉淀自由区)的微观组织，该PFZ微观组织具有高强度，低屈强比，高R值等优异的成形性能，同时组织内由于减少了晶内与晶界强度差异，提高了抗二次加工脆性，使得该钢种适合在特殊的环境下使用。
(4)本申请提供的化学成分和工艺参数所得到的钢带卷，可以实现对现有汽车面板的减重和安全性能的提升。
附图解释：
图2为本申请实施例提供的一种高表面质量高强度汽车面板用钢带卷的微观组织对比图，由图2可知，通过本发明的实施，以型号SFG-340产品为例，可以将热轧卷的晶粒尺寸由25μm细化至20μm，成品的组织由15μm细化至10μm。
图3本申请实施例提供的一种高表面质量高强度汽车面板用钢带卷的PFZ区形态图，由图3可知，在晶界周围的粒子尺寸明显粗大，并且数量也比晶粒内部要稀疏很多。
需要说明的是，在本文中，诸如“第一”和“第二”等之类的关系术语仅仅用来将一个实体或者操作与另一个实体或操作区分开来，而不一定要求或者暗示这些实体或操作之间存在任何这种实际的关系或者顺序。而且，术语“包括”、“包含”或者其任何其他变体意在涵盖非排他性的包含，从而使得包括一系列要素的过程、方法、物品或者设备不仅包括那些要素，而且还包括没有明确列出的其他要素，或者是还包括为这种过程、方法、物品或者设备所固有的要素。在没有更多限制的情况下，由语句“包括一个……”限定的要素，并不排除在包括所述要素的过程、方法、物品或者设备中还存在另外的相同要素。
以上所述仅是本发明的具体实施方式，使本领域技术人员能够理解或实现本发明。对这些实施例的多种修改对本领域的技术人员来说将是显而易见的，本文中所定义的一般原理可以在不脱离本发明的精神或范围的情况下，在其它实施例中实现。因此，本发明将不会被限制于本文所示的这些实施例，而是要符合与本文所申请的原理和新颖特点相一致的最宽的范围。

Claims (6)

1.一种高表面质量高强度汽车面板用钢带卷，其特征在于，以质量分数计，所述钢带卷包括：0.002％≤C≤0.01％，Si≤0.01％，Mn≤0.8％，P≤0.05％，S≤0.01％，0.01％≤Alt≤0.06％，N≤0.004％，0.02％≤Nb≤0.09％，B≤0.0003％，其余为Fe及不可避免的杂质；
所述钢带卷的微观组织包括细小析出物和稀疏粗大析出物；所述细小析出物的平均粒径为10nm～40nm，所述稀疏粗大析出物的平均粒径为40nm～500nm，所述钢带卷的屈服强度为160MPa～260MPa，抗拉强度为340MPa～440Mpa；
所述钢带卷的制备方法包括：
获取含所述化学成分的板坯；
对所述板坯进行热轧和冷轧，得到冷轧钢带；
对所述冷轧钢带进行连续退火，得到钢带卷；
所述热轧包括轧制前加热、轧制和轧制后冷却，所述轧制前加热的终点温度为1150℃～1200℃；所述轧制的终轧温度为880℃～920℃，卷取温度为650℃～710℃；所述轧制后冷却包括第一冷却和第二冷却；所述第一冷却的冷却速度≥15℃/s，冷却时间为1s～10s；所述第二冷却的冷却速度为5℃/s～20℃/s，冷却时间为3s～20s；所述连续退火包括退火冷却、均热后冷却，过时效处理和平整处理；
所述均热后冷却包括第三冷却和第四冷却；
所述第三冷却的冷却速度为5℃/s～15℃/s，终点温度为640℃～660℃；
所述第四冷却的冷却速度为30℃/s～50℃/s，终点温度为440℃～460℃；
所述退火冷却的温度为760℃/s～830℃，速度为150℃/min～250℃/min；
所述过时效处理的终冷温度为170℃～180℃；
所述平整的延伸率为0.6％～1.4％。
2.根据权利要求1所述的钢带卷，其特征在于，所述钢带卷的伸长率为30％～42％。
3.一种制备权利要求1-2任一项所述的钢带卷的方法，其特征在于，所述方法包括：
获取含所述化学成分的板坯；
对所述板坯进行热轧和冷轧，得到冷轧钢带；
对所述冷轧钢带进行连续退火，得到钢带卷；
所述热轧包括轧制前加热、轧制和轧制后冷却；
所述轧制前加热的终点温度为1150℃～1200℃；
所述轧制的终轧温度为880℃～920℃，卷取温度为650℃～710℃；
所述轧制后冷却包括第一冷却和第二冷却。
4.根据权利要求3所述的方法，其特征在于，所述轧制前加热包括：
获取板坯的第一温度和目标温度；
根据板坯的所述第一温度和所述目标温度的大小关系，判断所述轧制前加热的时间；
若第一温度＜目标温度，所述轧制前加热的时间为150min～210min，
若第一温度≥目标温度，所述轧制前加热的时间为120min～210min。
5.根据权利要求3所述的方法，其特征在于，所述冷轧的压缩比为75％～85％。
6.根据权利要求3所述的方法，其特征在于，所述过时效处理包括：在过时效温度为430℃～370℃的条件下处理3min～5min。
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