專利名稱：：含有微合金添加劑的薄鑄鋼帶制品及其制造方法含有微合金添加劑的薄鑄鋼帶制品及其制造方法相關(guān)申請本PCT申請要求2007年5月6日申請的序列號為No.11/744，881的美國專利申請的優(yōu)先權(quán)，而序列號為No.11/744，881的美國專利申請又是2005年10月20日提交的序列號為No.11/255,604的申請的部分連續(xù)申請。本申請還要求2007年6月13日提交的序列號為No.60/943，781的美國專利申請的優(yōu)先權(quán)。
背景技術(shù)：
：本發(fā)明涉及制造高強度薄鑄鋼帶和用雙輥連鑄機制造這種鑄鋼帶的方法。在雙輥連鑄機中，熔融金屬注入一對反向旋轉(zhuǎn)、內(nèi)部冷卻的鑄造輥之間，從而金屬殼在移動的輥表面上凝固，并且一起被置于輥子之間的輥隙中，形成凝固的鋼帶制品，再從鑄造輥之間的輥隙向下傳送。在此使用的術(shù)語"輥隙"是指鑄造輥靠得最緊的大致區(qū)域。熔融金屬從鋼水包(ladle)通過由澆口盤(t皿dish)和位于輥隙上方的中心噴嘴構(gòu)成的金屬傳送系統(tǒng)傾倒出，以形成支撐在輥子的鑄造表面上、位于輥隙上方并且沿輥隙長度延伸的熔融金屬的鑄造池。這種鑄造池通常限定在與輥子端面保持滑動配合從而阻擋鑄造池的兩端的耐火側(cè)板或壩之間，使熔融金屬不向外流。過去，通過對冷軋鋼帶的恢復(fù)退火(recoveryannealing)來制造帶厚度小于3.0mm、屈服強度為413MPa(60ksi)和更高的高強度低碳薄鋼帶。為了形成理想的厚度需要進行冷軋。然后冷軋鋼帶被恢復(fù)退火，以提高延展性，而不明顯降低強度。然而，所獲得的鋼帶的最終延展性仍然相當?shù)?，鋼帶所達到的總延伸率水平不超過6%，而總延伸率水平超過6%正是一些對結(jié)構(gòu)部件的建筑規(guī)范要求結(jié)構(gòu)鋼達到的。這種恢復(fù)退火的冷軋低碳鋼通常僅適用于簡單的成形操作，例如，軋制成形和彎曲。利用冷軋和恢復(fù)退火的工藝流程以這樣的最終帶厚生產(chǎn)具有高延展性的這種鋼帶在技術(shù)上是不可行的。過去，高強度鋼是由通過諸如鈮、釩、鈦或鉬的元素微合金(microalloy)并通過熱軋達到理想的厚度和強度水平而制成的。這樣的微合金要求昂貴和高水平的鈮、釩、鈦或鉬，從而形成一般具有10-20%的貝氏體的貝氏體_鐵素體顯微結(jié)構(gòu)。參見美國專利No.6，488，790?；蛘?，顯微結(jié)構(gòu)可以是具有10_20%珠光體的鐵素體。熱軋鋼帶導(dǎo)致這些合金元素部分析出。結(jié)果，需要相當高合金水平的Nb，V，Ti或Mo元素，以為主要為鐵素體轉(zhuǎn)換的顯微結(jié)構(gòu)提供足夠的時效硬化，以達到要求的強度水平。這些高微合金水平明顯提高所需的熱軋負荷，并限制可以經(jīng)濟并實際生產(chǎn)的熱軋鋼帶的厚度范圍。在酸洗(pickling)厚度大于3mm的產(chǎn)品范圍的較厚端的產(chǎn)品之后，這種合金高強度鋼帶可以直接用于電鍍。然而，通過在普通鋼(basesteel)化學(xué)成分中利用Nb，V，Ti或Mo的添加劑制造厚度小于3mm的高強度鋼帶是非常困難的，特別是寬鋼帶，原因是高軋制負荷，而且在商業(yè)上并非總是可行的。過去，需要大量的這些元素的添加劑來增強鋼的強度，另外，又導(dǎo)致鋼的延伸性能的降低。過去的高強度微合金熱軋鋼帶在提高強度方面效率相當?shù)停蚁喈敯嘿F，還經(jīng)常需要補充其它合金元素的添加劑。此外，通常冷軋是獲得較薄厚度的鋼帶所需要的；但是，熱軋鋼帶的高強度使得這種冷軋很困難，因為需要高冷軋負荷來減小鋼帶的厚度。這些高合金水平也顯著地提高可所需的再結(jié)晶退火溫度，需要花費很多錢來建設(shè)和運行能夠完成冷軋鋼帶的完全再結(jié)晶退火所需的高退火溫度的退火作業(yè)線。簡而言之，由于高的合金成本、元素添加劑的相當?shù)偷男?、在熱軋和冷軋中高軋制負荷的困難、和所需的高再結(jié)晶退火溫度，以前所知的用Nb，V，Ti或Mo元素進行微合金操作以生產(chǎn)高強度薄鋼帶的應(yīng)用方法的不能用于經(jīng)濟的商業(yè)化生產(chǎn)。公開了一種鋼制品，其包括按重量計小于0.25%的碳、0.20和2.0%之間的錳、0.05和0.50%之間的硅、小于0.01%的鋁、和大約0.01%和大約0.20%之間的鈮，該鋼制品具有大部分由貝氏體與針狀鐵素體構(gòu)成的顯微結(jié)構(gòu)，并在固溶體(solidsolution)中具有多于70%的鈮?；蛘撸壙梢陨儆贠.1%。該鋼制品還可以包括選自由大約0.05%和大約0.50%之間的鉬、大約0.01%和大約0.20%之間的釩及它們的混合物組成的組中的至少一種。該鋼制品可以具有至少340MPa的屈服強度，并可以具有至少410MPa的拉伸強度。該鋼制品可以具有至少485MPa的屈服強度和至少520MPa的拉伸強度。該鋼制品具有至少6%的總延伸率?；蛘?，總延伸率可以為至少10%。該鋼制品可以是薄鑄鋼帶?？蛇x擇地，薄鑄鋼帶可以具有平均顆粒尺寸小于50納米的、分布在鋼顯微結(jié)構(gòu)中的硅和鐵的細氧化物顆粒。該薄鑄鋼帶可以具有小于2.5mm的厚度?；蛘?，該薄鑄鋼帶可以具有小于2.0mm的厚度。在另一可替換實施例中，薄鑄鋼帶具有大約0.5mm至大約2mm的范圍內(nèi)的厚度。還公開了一種小于3毫米厚度的熱軋鋼制品，其包括按重量計，小于0.25%的碳、0.20和2.0%之間的錳、0.05和0.50%之間的硅、小于0.01%的鋁、和大約0.01%和大約0.20%之間的鈮，該鋼制品具有大部分由貝氏體與針狀鐵素體構(gòu)成的顯微結(jié)構(gòu)，并能夠在20%至40%的壓下率下提供至少410MPa的屈服強度。該鋼制品可以具有至少485MPa的屈服強度和至少520MPa的拉伸強度?；蛘?，鈮可以小于0.1%?？蛇x擇地，該熱軋鋼制品可以具有分布在鋼顯微結(jié)構(gòu)中、平均顆粒尺寸小于50納米的硅和鐵的細氧化物顆粒。該熱軋鋼制品具有至少6%的總延伸率?；蛘?，總延伸率可以是至少10%。熱軋鋼制品可以具有小于2.5mm的厚度。或者，熱軋鋼制品可以具有小于2.0mm的厚度。在另一可替換實施例中，熱軋鋼制品可以具有大約0.5mm至大約2mm范圍內(nèi)的厚度。還公開了一種成巻鋼制品，其包括按重量計，小于O.25%的碳、0.20和2.0%之間的錳、0.05和0.50%之間的硅、小于0.01%的鋁、和選自由大約0.01%和大約0.20%之間的鈮、大約0.01%和大約0.20%之間的釩以及它們的混合物組成的組中的至少一種，所述鋼制品在巻取和冷卻之后在固溶體中具有大于70%的鈮和/或釩。或者，鈮可以小于0.1%?？蛇x擇地，該成巻鋼制品可以具有分布在鋼顯微結(jié)構(gòu)中、平均顆粒尺寸小于50納米的硅和鐵的細氧化物顆粒。該成巻鋼制品可以具有至少340MPa的屈服強度，并可以具有至少410MPa的拉伸強度。該成巻鋼制品具有小于3.0mm的厚度。該鋼制品可以具有至少485MPa的屈服強度和至少520MPa的拉伸強度。5或者，該成巻鋼制品具有小于2.5mm的厚度。或者，該成巻鋼制品可以具有小于2.0mm的厚度。在另一可替換實施例中，該成巻鋼制品可以具有從大約0.5至大約2mm范圍內(nèi)的厚度。該成巻鋼制品具有至少6%的總延伸率。或者，總延伸率可以是至少10%。還公開了一種時效硬化鋼制品，其包括按重量計，小于O.25%的碳、0.20和2.0%之間的錳、0.05和0.50%之間的硅、小于0.01%的鋁、和選自由大約0.01%和大約0.20%之間的鈮、大約0.01%和大約0.20%之間的釩及它們的混合物組成的組中的至少一種，所述鋼制品具有大部分由貝氏體和針狀鐵素體構(gòu)成的顯微結(jié)構(gòu)，并在時效硬化之后延伸率增加且屈服強度增加?；蛘?，鈮可以小于O.1%。此外，該時效硬化鋼制品可以包括分布在鋼顯微結(jié)構(gòu)中、平均顆粒尺寸小于50納米的硅和鐵的細氧化物顆粒。根據(jù)需要，該鋼制品可以具有至少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的屈服強度。根據(jù)需要，該鋼制品可以具有至少410MPa、或至少450MPa、或至少500MPa、或至少550MPa、或至少600MPa、或至650MPa、或至少700MPa的拉伸強度。該時效硬化鋼制品具有小于3.Omm的厚度。或者，該時效硬化鋼制品具有小于2.5mm的厚度?；蛘?，該時效硬化鋼制品具有小于2.Omm的厚度。在一可替換實施例中，該時效硬化鋼制品可以具有從大約O.5mm至2mm范圍內(nèi)的厚度。該時效硬化鋼制品具有至少6%的總延伸率?；蛘撸傃由炻士梢允侵辽?0%?！N鋼制品包括按重量計，小于0.25%的碳、0.20和2.0%之間的錳、0.05和0.50%之間的硅、小于0.01%的鋁、和選自由大約0.01%和大約0.20%之間的鈮與大約0.01%和大約0.20%之間的釩組成的組中的至少一種，該鋼制品具有大部分由貝氏體和針狀鐵素體構(gòu)成的顯微結(jié)構(gòu)，并包括分布在鋼顯微結(jié)構(gòu)中、平均顆粒尺寸小于50納米的硅和鐵的細氧化物顆粒?；蛘?，鈮可以小于O.1%?？蛇x擇地，該鋼制品可以包括大約0.05%和0.50%之間的鉬?！N鋼制品可以具有至少340MPa的屈服強度，并可以具有至少410MPa的拉伸強度。該鋼制品可以具有至少485MPa的屈服強度和至少520MPa的拉伸強度。該鋼制品具有至少6%的總延伸率?；蛘?，總延伸率可以是至少10%?！N時效硬化鋼制品包括按重量計，小于0.25%的碳、0.20和2.0%之間的錳、0.05和0.50%之間的硅、小于0.01%的鋁、大約0.01%和大約0.20%之間的鈮、該鋼制品具有大部分由貝氏體和針狀鐵素體構(gòu)成的顯微結(jié)構(gòu)，并具有平均顆粒尺寸小于IO納米的鈮碳氮化物。在本說明書和所附權(quán)利要求中碳氮化物顆粒包括碳化物、氮化物、碳氮化物及其組合?；蛘?，鈮可以小于O.1%。該時效硬化鋼制品可以基本上沒有大于50納米的鈮碳氮化物顆粒。該時效硬化鋼制品可以具有至少340MPa的屈服強度，并可以具有至少410MPa的拉伸強度。該時效硬化鋼制品可以具有至少6%的總延伸率?；蛘?，總延伸率可以是至少10%。還公開了一種制備成巻薄鑄鋼帶的方法，其包括以下步驟內(nèi)部組裝冷卻輥子連鑄機，所述冷卻輥子連鑄機具有橫向定位且在其間形成輥隙的鑄造輥，并形成位于所述輥隙上方、支撐在所述鑄造輥上、并在鄰近所述鑄造輥的端部處被側(cè)擋板限制的熔融鋼的鑄造池，反向旋轉(zhuǎn)所述鑄造輥，以隨著所述鑄造輥移動經(jīng)過所述鑄造池，在所述鑄造輥上凝固出金屬殼，由所述金屬殼向下通過所述鑄造輥之間的所述輥隙形成鋼帶，以及以至少l(TC每秒的速度冷卻所述鋼帶，以提供這樣的成分，該成分包括按重量計，小于0.25%的碳、0.20和2.0%之間的錳、0.05和0.50%之間的硅、小于0.01%的鋁、和選自由大約0.01%和大約0.20%之間的鈮、大約0.01%和大約0.20%之間的釩以及它們的混合物組成的組中的至少一種，所述鋼帶具有大部分由貝氏體與針狀鐵素體構(gòu)成的顯微結(jié)構(gòu)，并在固溶體中具有大于70%的鈮和/或釩。該方法可以在巻取后的所述鋼帶中提供分布在鋼顯微結(jié)構(gòu)中、平均顆粒尺寸小于50納米的硅和鐵的細氧化物顆粒。另外，該方法還可以包括以下步驟熱軋所述鋼帶；和在大約450和70(TC之間的溫度巻取所述經(jīng)熱軋的鋼帶?；蛘?，該熱軋鋼帶的巻取可以在小于65(TC的溫度進行。該方法還可以包括在至少55(TC的溫度時效硬化所述鋼帶的步驟，以增加拉伸強度。或者，時效硬化可以在625t:和80(TC之間的溫度進行。在另一可替換實施例中，時效硬化在65(TC和75(TC之間的溫度進行。還公開了一種制備薄鑄鋼帶的方法，其包括以下步驟內(nèi)部組裝冷卻輥子連鑄機，所述冷卻輥子連鑄機具有橫向定位且在其間形成輥隙的鑄造輥，并形成位于所述輥隙上方、支撐在所述鑄造輥上、并在鄰近所述鑄造輥的端部處被側(cè)擋板限制的熔融鋼的鑄造池，反向旋轉(zhuǎn)所述鑄造輥，以隨著所述鑄造輥移動經(jīng)過所述鑄造池，在所述鑄造輥上凝固出金屬殼，由所述金屬殼向下通過所述鑄造輥之間的所述輥隙形成鋼帶，以至少l(TC每秒的速度冷卻所述鋼帶，以提供這樣的成分，該成分包括按重量計，小于0.25%的碳、0.20和2.0%之間的錳、0.05和0.50%之間的硅、小于0.01%的鋁、和選自由大約0.01%和大約0.20%之間的鈮、大約0.01%和大約0.20%之間的釩以及它們的混合物組成的組中的至少一種，所述鋼帶具有大部分由貝氏體與針狀鐵素體構(gòu)成的顯微結(jié)構(gòu)，并在固溶體中具有大于70%的鈮和/或釩，以及在625t:和80(TC之間的溫度時效硬化所述鋼帶。該方法還可以包括時效硬化所述鋼帶的步驟，以增加拉伸強度。或者，時效硬化可以在65(TC和75(TC之間的溫度進行。該方法可以提供具有平均顆粒尺寸小于10納米的鈮碳氮化物顆粒的時效硬化鋼帶?；蛘?，時效硬化鋼帶基本上沒有大于50納米的鈮碳氮化物顆粒。該方法可以在巻取后的鋼帶中提供分布在鋼顯微結(jié)構(gòu)中、平均顆粒尺寸小于50納米的硅和鐵的細氧化物顆粒。另外，該方法可以包括以下步驟熱軋所述鋼帶；以及在低于70(TC的溫度巻取所述經(jīng)熱軋的鋼帶。或者，所述經(jīng)熱軋的鋼帶的巻取可以在低于65(TC的溫度進行。制備薄鑄鋼帶的方法可以包括以下步驟內(nèi)部組裝冷卻輥子連鑄機，所述冷卻輥子連鑄機具有橫向定位且在其間形成輥隙的鑄造輥，并形成位于所述輥隙上方、支撐在所述鑄造輥上、并在鄰近所述鑄造輥的端部處被側(cè)擋板限制的熔融鋼的鑄造池，反向旋轉(zhuǎn)所述鑄造輥，以隨著所述鑄造輥移動經(jīng)過所述鑄造池，在所述鑄造輥上凝固出金屬殼，由所述金屬殼向下通過所述鑄造輥之間的所述輥隙形成鋼帶，以及以至少l(TC每秒的速度冷卻所述鋼帶，以提供這樣的成分，該成分包括按重量計，小于0.25%的碳、0.20和2.0%之間的錳、0.05和0.50%之間的硅、小于0.01%的鋁、和選自由大約0.01%和大約0.20%之間的鈮、大約0.01%和大約0.20%之間的釩以及它們的混合物組成的組中的至少一種，所述鋼帶具有大部分由貝氏體與針狀鐵素體構(gòu)成的顯微結(jié)構(gòu)，在625t:和80(TC之間的溫度時效硬化所述鋼帶，在時效硬化之后延伸率增加且屈服強度增加。該方法殼體在巻取的鋼帶中提供分布在鋼顯微結(jié)構(gòu)中、平均顆粒尺寸小于50納米的硅和鐵的細氧化物顆粒。另外，該方法可以提供具有平均顆粒尺寸小于io納米的鈮碳氮化物的時效硬化鋼帶?；蛘撸瑫r效硬化鋼帶基本上沒有大于50納米的鈮碳氮化物顆粒。該方法可以包括以下步驟熱軋所述鋼帶；和在低于750°C的溫度巻取所述經(jīng)熱軋的鋼帶?；蛘?，所述經(jīng)熱軋的鋼帶的巻取可以在低于70(TC的溫度進行。為了更詳細地描述本發(fā)明，參照附圖給出一些示例性例子，附圖中圖1圖示結(jié)合了在線(in-line)熱軋軋鋼機和巻取機的鋼帶鑄造設(shè)備；圖2圖示雙輥鋼帶連鑄機的細節(jié)；圖3圖示巻取溫度對具有和沒有鈮或釩添加劑的鋼帶的屈服強度的影響；圖4a是鈮鋼帶的光學(xué)顯微圖；圖4b是標準的UCSSS等級380鋼帶的光學(xué)顯微圖；圖5是示出巻取后時效硬化(agehardening)對目前的鋼帶的屈服強度的影響的曲線圖；圖6是示出巻取后模擬時效硬化周期對目前的鋼帶的屈服強度的影響的曲線圖；圖7是示出熱軋壓下率對屈服強度的影響的曲線圖；圖8是示出屈服強度對延伸率的影響的曲線圖；圖9是示出低水平鈮情況下鈮量對屈服強度的影響的曲線圖；圖10a示出0.065%鈮鋼的第一樣品在熱軋之后的顯微結(jié)構(gòu)的顯微圖；圖10b示出0.065%鈮鋼的第二樣品在熱軋之后的顯微結(jié)構(gòu)的顯微圖；圖11是示出鈮量對屈服強度的影響的曲線圖；圖12是示出巻取溫度對屈服強度的影響的曲線圖；圖13是示出低水平鈮情況下巻取溫度對屈服強度的影響的曲線圖；圖14是示出熱處理條件對屈服強度的影響的曲線圖；圖15是示出時效硬化熱處理溫度對0.026%鈮鋼的屈服強度的影響的曲線圖；圖16是示出峰值時效溫度對0.065%鈮鋼的屈服強度的影響的曲線圖；圖17是示出峰值時效溫度和保持時間對0.065%鈮鋼的屈服強度的影響的曲線圖18是示出峰值時效溫度和保持時間對0.084%鈮鋼的屈服強度的影響的曲線圖；圖19是示出在時效硬化之前和之后屈服強度對延伸率的影響的曲線圖；圖20是示出熱處理導(dǎo)致的連續(xù)退火的曲線圖；圖21是示出時效硬化條件的曲線圖；圖22是示出溫度和時間對硬度的影響的曲線圖；圖23是示出熱處理對目前的釩鋼的屈服強度的影響的曲線圖；圖24是示出熱軋壓下率對目前的釩鋼的屈服強度的影響的曲線具體實施例方式下面的實施例描述利用雙輥連鑄機、通過連續(xù)鑄造鋼帶形成的具有微合金添加劑的高強度薄鑄鋼帶。圖1圖示出用于連續(xù)鑄造鋼帶的鋼帶連鑄機的順序的多個部件。圖1和2圖示連續(xù)生產(chǎn)鑄鋼帶12的雙輥連鑄機，其通過經(jīng)過導(dǎo)向臺13的輸送路徑IO，到達具有夾緊輥14A的夾緊輥架14。一退出夾緊輥架14之后，鋼帶立即進入具有一對的軋制輥16A和支承輥16B的熱軋軋鋼機16，在熱軋機中鑄帶被熱軋，以減小希望的厚度。熱軋過的鋼帶送到送出臺17，在送出臺17中帶可以通過對流和與經(jīng)過水噴射器18(或其它合適的裝置)供應(yīng)的水接觸以及通過輻射來冷卻。然后，軋制和冷卻的鋼帶通過包括一對夾緊輥20A的夾緊輥臺20，從而到達巻取機19。鑄鋼帶的最終冷卻在巻取之后進行。如圖2所示，雙輥連鑄機11包括主機架21，其支撐一對橫向定位且具有鑄造表面22A的鑄造輥22。在鑄造操作期間，熔融金屬從鋼水包(未示出)到澆口盤23，通過耐熱套管24進入分配器或可移動澆口盤25，然后從分配器25通過金屬輸送噴嘴26提供到輥隙27上方的鑄造輥22之間。在鑄造輥22之間輸送的熔融金屬在輥隙上方形成鑄造池30。鑄造池30通過一對側(cè)封閉壩或板28在鑄造輥的端部受到限制，所述側(cè)封閉壩或板28通過連接至側(cè)板保持器的一對包括液壓缸單元(未示出)的推進器被推壓在鑄造輥的端部上。鑄造池30的上表面(通常稱為"彎液面"水平)一般升到輸送噴嘴下端的以上，使得輸送噴嘴的下端浸沒在鑄造池30內(nèi)。鑄造輥22是內(nèi)部水冷的，使得隨著輥子表面經(jīng)過鑄造池金屬殼凝固在移動的輥子表面上，并且一起被置于鑄造輥之間的輥隙27中，以形成鑄鋼帶12，該鑄鋼帶從鑄造輥之間的輥隙向下輸送。雙輥連鑄機可以是美國專利No.5，184，668和5，277，243或美國專利No.5，488，988中詳細圖示和描述的種類。適用于本發(fā)明實施例的雙輥連鑄機的合適結(jié)構(gòu)細節(jié)的那些專利可以作為參考。利用雙輥連鑄機可以生產(chǎn)高強度薄鑄帶制品，雙輥連鑄機克服了傳統(tǒng)輕量型(lightgauge)鋼制品的缺陷，并生產(chǎn)高強度、輕量型鋼帶制品。本發(fā)明利用包括鈮(Nb)、釩(V)、鈦(Ti)、或鉬(Mo)的元素及其組合。鋼中的微合金元素通常是指鈦、鈮、和釩元素。過去，這些元素通常的添加水平低于0.1%，但是，在有些情況下，添加水平高達0.2%。經(jīng)過可硬化性(hardenability)、晶粒細化、和強化作用的組合，這些元素能夠?qū)︿摰娘@微結(jié)構(gòu)和性能發(fā)揮很強的效果(過去作為碳氮化物形成體(carbonitrideformer))。鉬一般不認為是微合金元素，因為其本身是相9當弱的碳氮化物形成體，但是，在這里的情況下是有效的，可以與鈮和釩一起形成復(fù)合的碳氮化物顆粒。如下面解釋的，由于這些元素在熱軋鋼帶中碳氮化物的形成受到抑制。通過利用這些元素進行微合金，高強度薄鑄帶制品集合若干因素以實現(xiàn)高強度輕量型鑄帶制品。帶厚可以小于3mm、小于2.5mm，或小于2.0mm，可以在0.5mm至2.0mm范圍內(nèi)。鑄帶通過熱軋生產(chǎn)得到，而不需要冷軋以進一步將帶軋制到理想厚度。因此，高強度薄鑄帶制品覆蓋(overlap)輕量型熱軋厚度范圍與理想的冷軋厚度范圍兩者。鋼帶可以以1(TC每秒和以上的速度冷卻，仍然形成大部分為、且一般主要為貝氏體和針狀鐵素體的顯微結(jié)構(gòu)。通過制備這種高強度薄鑄帶制品獲得的益處，與以前按傳統(tǒng)方法生產(chǎn)微合金鋼的生產(chǎn)形成對比，其中傳統(tǒng)的微合金鋼生產(chǎn)導(dǎo)致相當高的合金成本、微合金過程中的低效率、熱軋和冷軋的困難、和由于傳統(tǒng)連續(xù)電鍍和退火作業(yè)線不能提供所需的高退火溫度而造成的再結(jié)晶退火的困難。而且，克服了通過冷軋和恢復(fù)退火加工工藝制成的鋼帶呈現(xiàn)相當差的延展性。在以前按傳統(tǒng)方法生產(chǎn)的微合金鋼中，通過凝固、熱軋、巻取和冷卻，諸如鈮和釩的元素不能保留在固溶體中。鈮和釩在熱巻取制造過程的各個階段散布于顯微結(jié)構(gòu)中形成碳氮化物顆粒。在本說明書和所附權(quán)利要求中，碳氮化物顆粒包括碳化物、氮化物、碳氮化物及其組合。在以前按傳統(tǒng)方法生產(chǎn)的微合金鋼的熱板坯和隨后的巻取中，碳和氮顆粒的形成和生長進一步減小熱板坯中奧氏體晶粒尺寸，降低鋼的可硬化性。在這些以前的鋼中，必須通過增加微合金元素的量、再加熱鑄造板坯到更高的溫度和降低碳含量來克服熱板坯中的顆粒的影響。與以前按傳統(tǒng)方法生產(chǎn)的鋼相比，本高強度薄鋼鑄帶制品被生產(chǎn)為包括，按重量計，小于O.25%的碳、0.20和2.00%之間的錳、0.05和0.50%之間的硅、小于0.06%的鋁、和選自由大約0.01%和大約0.20%之間的鈦、大約0.01%和大約0.20%之間的鈮、大約0.05%和大約0.50%之間的鉬、和大約0.01%和大約0.20%之間的釩組成的組中的至少一種元素，并具有大部分為貝氏體的顯微結(jié)構(gòu)。鋼制品還包括分布在鋼顯微結(jié)構(gòu)中具有小于50納米的平均顆粒尺寸的硅和鐵的細氧化物顆粒。鋼制品還可以包括比以前用傳統(tǒng)板坯鑄件生產(chǎn)的顯微結(jié)構(gòu)更均勻的微合金分布。或者，高強度薄鑄鋼帶制品可以包括，按重量計，小于0.25%的碳、0.20和2.0%之間的錳、0.05和0.50%之間的硅、小于0.01%的鋁、和大約0.01%和大約0.20%之間的鈮，并具有大部分包括貝氏體和針狀鐵素體且具有大于70%的可溶鈮的顯微結(jié)構(gòu)。在另一可替換實施例中，成巻鋼制品包括，按重量計，小于0.25%的碳、0.20和2.0%之間的錳、0.05和0.50%之間的硅、小于0.01%的鋁、和選自由大約0.01%和大約0.20%之間的鈮、大約0.01%和大約0.20%之間的釩組成的組中的至少一種元素及其組合，并根據(jù)選擇，在巻取和冷卻后具有大于70%的可溶鈮和可溶釩。根據(jù)選擇，巻取的高強度薄鑄鋼帶制品可以具有大于70%的可溶鈮和可溶釩，特別是在熱軋壓下和隨后的巻取之后、在時效硬化之前。顯微結(jié)構(gòu)可以是貝氏體和針狀鐵素體的混合物?；蛘?，熱軋和隨后巻取和冷卻的鋼的顯微結(jié)構(gòu)可以包括貝氏體和針狀鐵素體，其中在固溶體中保留大于80%鈮和/或釩，或者，在固溶體中可以保留大于90%。作為替代或附加，鋼制品具有大于6%或大于10%的總延伸率。鋼制品具有至少10340MPa(大約49ksi)的屈服強度或至少410MPa的拉伸強度，或者具有兩者，呈現(xiàn)令人滿意的延展性。在圖8中示出熱軋制品的屈服強度與總延伸率之間的關(guān)系。在熱軋之后，熱軋鋼帶可以在大約500-70(TC范圍內(nèi)的溫度巻取。薄鑄鋼帶還可以通過時效硬化鋼帶來進一步處理，以在至少55(TC的溫度增加拉伸強度。時效硬化可以在550°C和800°C之間、或在625°C和750°C之間、或在675°C和750°C之間的溫度進行。因此，傳統(tǒng)的連續(xù)電鍍(galvanizing)或退火作業(yè)線的爐子能夠提供硬化微合金的鑄鋼帶制品所需的時效硬化溫度。例如，通過在薄鑄鋼帶加工過程中鑄造包括O.026%的鈮、重量為0.04%的碳、重量為0.85%的錳、重量為0.25%的硅的鋼成分而制備一種鋼成分。鋼帶利用如圖1和2所示的雙輥連鑄機鑄到1.7mm的厚度，并在線熱軋到1.5mm-l.lmm的帶厚范圍。該鋼帶在590-620°C(1094-1148°F)的巻取溫度巻取。如圖3所示，在一定的巻取溫度范圍上，將本鑄鋼帶所達到的屈服強度和拉伸強度水平與普通、非微合金的鋼帶成份可達到的屈服強度和拉伸強度水平相比較。可以看出，鈮鋼達到420-440MPa(大約61-64ksi)的屈服強度和大約510MPa(大約74ksi)的拉伸強度。本鑄鋼帶制品與以與微合金鋼相同的巻取溫度處理的C-Mn-Si普通鋼成分相比較，鈮鋼實質(zhì)上產(chǎn)生更高的強度水平。用于比較的普通鋼帶必須在非常低的溫度巻取，以達到與鑄造鈮鋼制品可比的強度水平。鈮鑄鋼制品不必在低巻取溫度巻取來達到其通過熱軋可能達到的強度。而且，如圖7所示，鑄造鈮鋼的屈服強度和拉伸強度水平?jīng)]有明顯受到壓下率至少為19%至37%的在線熱軋程度的影響。在圖9中示出本發(fā)明的鋼的可硬化性。如圖9所示，低至0.007%的鈮水平在增加最終的鋼帶的強度方面是有效的，用大于大約0.01%的鈮水平達到超過380MPa的屈服強度水平。應(yīng)該注意的是，小于大約0.005%的鈮水平可以被認為是殘余的。因此，在實際的強化(strengthening)中，甚至非常少的微合金元素的添加劑都能夠是有效的。高強度是通過利用鈮微合金添加劑通過抑制先共晶鐵素體來提高鋼的可硬化性而實現(xiàn)的。圖4b示出了在普通鋼中沿現(xiàn)有的奧氏體晶界形成的先共晶鐵素體(他形鐵素體)，但是這在圖4a中所示的鈮鋼中沒有出現(xiàn)。鈮添加劑的可硬化性作用抑制鐵素體轉(zhuǎn)換，因此盡管在冷卻時采用常規(guī)的冷卻速度同時采用更高的巻取溫度，也能夠產(chǎn)生更強的貝氏體和針狀鐵素體的顯微結(jié)構(gòu)。本鈮鋼的最終顯微結(jié)構(gòu)主要包括貝氏體和針狀鐵素體的組合。圖4b所示的普通鋼被冷卻到相當?shù)偷膸喨囟?，低?0(TC，已知為在奧氏體晶界抑制鐵素體形成的冷卻條件。本鈮鋼中，熱壓下率對屈服強度的影響被減小。以前的C-Mn制品中，一般熱壓下率增加，強度降低。與此相反，如圖7所示，本鋼制品明顯減小熱壓下率對屈服強度的影響。在該試驗中，巻取溫度保持不變，覆蓋1.Omm-l.5mm的帶厚范圍呈現(xiàn)的高達至少40%的熱軋壓下率范圍。與非微合金普通鋼不同，熱軋態(tài)(as-hotrolled)鑄帶制品中，本公開的鈮微合金鋼的強度水平對高達至少40%壓下率的熱軋壓下率程度相對不敏感。而且，如圖3所示，利用55(TC至65(TC范圍內(nèi)的傳統(tǒng)巻取溫度達到這些高強度水平。為了進一步研究這種影響，測量0.026Nb鋼中各厚度處的奧氏體晶粒尺寸。普通鋼傾向于在大約25%的熱壓下率以上被完全再結(jié)晶，而0.026Nb鋼即使在40%的壓下率下也僅僅顯示出有限的再結(jié)晶。這表示固溶體中的鈮通過抑制熱軋之后變形的奧氏體的靜態(tài)11再結(jié)晶，而減小熱壓下率對強度性能的影響。這種情況在圖io中示出，從中可以看出，奧氏體晶粒已經(jīng)通過熱軋壓下率被延長，而沒有被再結(jié)晶成更細的晶粒。更細的晶粒增大了奧氏體晶界面積，從而降低鋼的可硬化性。然而，當向更細的奧氏體晶粒尺寸的再結(jié)晶受到抑制時，已知這種高的熱軋壓下率會提高鐵素體轉(zhuǎn)化起始溫度。此外，高的熱軋壓下率在奧氏體晶粒內(nèi)會導(dǎo)致局部的高應(yīng)力區(qū)域，通常稱為剪切帶，其能作為鐵素體成核的晶粒內(nèi)成核位置。在本鋼中，鈮的可硬化性作用足以抑制變形的奧氏體晶粒內(nèi)的鐵素體的形成，這樣導(dǎo)致強度水平對熱軋的程度相當不敏感。薄鑄帶鈮鋼制品在所施加的熱軋范圍上具有穩(wěn)定的屈服強度水平和拉伸強度水平，并在20%和40%之間的壓下率下能夠提供至少410MPa的屈服強度。已有的奧氏體晶粒尺寸對于各個帶厚是確定的。奧氏體晶粒尺寸測量表明在高熱軋壓下率下僅僅發(fā)生非常有限的再結(jié)晶，而在可比較的普通鋼帶中，顯微結(jié)構(gòu)幾乎以超過大約25%的熱軋壓下率下完全再結(jié)晶。在熱軋過程中，鑄鋼帶中的鈮添加抑制了對粗的鑄態(tài)奧氏體晶粒尺寸的再結(jié)晶，導(dǎo)致在熱軋之后保留鋼的可硬化性和鈮在溶液中的存留。本鋼帶在熱軋之后強度更高主要是由于所形成的顯微結(jié)構(gòu)。如圖4a所示，對于所有帶厚來說，鈮鑄鋼的顯微結(jié)構(gòu)大部分由，如果不是主要貝氏體組成。與此相反，如圖4b所示，可比較的非微合金鋼通過在低的巻取溫度巻取達到相似的強度，并具有主要包括針狀鐵素體且?guī)в幸恍┚Ы玷F素體的顯微結(jié)構(gòu)。即使在相當高的巻取溫度，鋼帶中鈮的添加使得鋼的可硬化性的提高，抑制晶界鐵素體的形成，并促進貝氏體顯微結(jié)構(gòu)。由下面的表2所示的試驗鋼(trialsteel)在熱軋態(tài)(as-hotrolled)條件下獲得的屈服強度和拉伸強度在圖11中總結(jié)示出。強度水平隨著鈮含量的增加而增加，其中屈服強度至少為340MPa，在熱軋態(tài)條件下水平高達大約500MPa。拉伸強度可以為至少410MPa。強度的初始迅速增加歸因于對先共晶鐵素體形成的抑制和對貝氏體與針狀鐵素體的促進，而隨后的加強歸因于連續(xù)的顯微結(jié)構(gòu)細化和來自保留在固溶體中的鈮的固溶體硬化。此外，透射電子顯微術(shù)(TEM)檢查沒有顯示熱軋態(tài)鑄帶中任何實質(zhì)的鈮析出。這表明鈮保留在固溶體中，并且所獲得的強化作用主要歸因于由形成大部分為(有可能主要為)貝氏體的顯微結(jié)構(gòu)所導(dǎo)致的鈮的增強的可硬化性效果。鑄鋼帶的可硬化性還被認為是由于保留了鑄帶形成過程中產(chǎn)生的粗奧氏體晶粒而得以提高的。向貝氏體而不是鐵素體的轉(zhuǎn)化被認為是在從巻取溫度對巻進行冷卻的過程中抑制薄鑄鋼帶中鈮的微合金添加劑的析出的主要因素。透射電子顯微術(shù)(TEM)檢查可以用于確定鋼中存在的鈮碳氮化物顆粒的尺寸、特性(identity)和體積率(volumefraction)。TEM檢查中沒有出現(xiàn)鈮碳氮化物顆粒支持了這樣的觀點，即所觀察到的強度大部分歸因于顯微結(jié)構(gòu)大部分是貝氏體而不是鐵素體。因此，從隨后觀察到的由于時效硬化熱處理而導(dǎo)致強化作用增加可以得到這樣的結(jié)論，即熱軋帶中鈮基本上存在于溶體(solution)中。在利用TEM分析確定顯微結(jié)構(gòu)中碳氮化物顆粒的體積率之后，固溶體中微合金元素的量可以被推斷出。在確定目前的碳氮化物顆粒的量時，可以通過TEM評估薄箔或碳的復(fù)制體(r印licate)。在我們的分析中，使用了JE0L2010透射電子顯微鏡。然而，根據(jù)我們使用這種儀器的經(jīng)驗，在嚴重錯位的鐵素體中，4納米以下的Nb顆粒無法分辨。為了分析薄箔，制備箔。箔被切割和壓碾到O.lmm的厚度。然后，在Te皿pole-2電解拋光單元中用5%高氯酸、95%乙酸電解液進行電解拋光，以將樣品減薄至成電子透明的。然后，該樣品可以直接傳送到TEM。對于碳復(fù)制體，所希望的樣品可以通過以下方式制備在硝酸酒精溶液(Nital)(乙醇和硝酸的溶液)中蝕刻被拋光的樣品，并在蝕刻之后，用碳涂敷樣品，然后，將碳涂層劃刻成適合TEM分析的尺寸(例如，2mm2)。在劃刻之后，通過將鐵素體基質(zhì)(matrix)熔接在3%的硝酸乙醇溶液中，碳復(fù)制體可以從樣品中釋放出來。碳復(fù)制體樣品被收集在3mm直徑的支撐柵格上，在乙醇/水溶液中反復(fù)清洗。然后，碳萃取復(fù)制品隨著支撐柵格被傳送到TEM。熱軋鑄帶中沒有鈮碳氮化物顆粒的另一個原因被認為是與在利用所述連續(xù)制造鑄帶的方法形成鑄帶過程中鋼帶迅速凝固的情況下鈮的分散特性有關(guān)。在以前制造的微合金高強度帶中，在包括板坯冷卻、板坯再加熱和熱機械加工的凝固過程伴隨著相對較長的時間間隔，這為諸如(Nb，V，Ti，Mo)(CN)的碳氮化物顆粒的預(yù)聚集和/或固態(tài)析出提供了機會，使得能夠進行在制造過程的多個階段中后續(xù)析出的運動(kinetics)。在所描述的本處理中，其中從鑄造輥之間的鑄造池連續(xù)形成鑄帶，在形成鑄鋼帶過程中非常迅速的初始凝固(大約160微秒)被認為抑制了碳氮化物顆粒的預(yù)聚集和/或固態(tài)析出，從而減慢和降低在包括軋制和冷卻操作的后續(xù)加工中的微合金析出的運動。這意味著，與以前利用傳統(tǒng)板坯鑄造和加工制造的薄鋼帶相比，Nb、V、Ti、Mo微合金相對更平均地分布在奧氏體和鐵素體相中。對如上所述由鑄造輥之間的鑄造池形成的鈮鑄帶的原子探針分析證實，當以大約65(TC或更低的溫度巻取時，在鑄態(tài)和熱軋的帶中，微合金的分布更均勻(表明預(yù)聚集和/或固態(tài)析出減少)。這種元素的更均勻分布被認為在以前的按傳統(tǒng)方法制造和加工的微合金的板坯鑄鋼中出現(xiàn)這樣的元素的細的聯(lián)結(jié)沉淀(coherentprecipitation)的情況下抑制在巻取操作中碳氮化物的形成。通過雙輥連鑄制成的微合金鑄帶中碳氮化物的預(yù)聚集和/或固態(tài)形成的減少或缺失減慢隨后的諸如退火之類的熱機械加工期間形成碳氮化物的運動。這從而使得進行時效硬化的溫度可以比這樣一個溫度更高，在所述溫度下以前按傳統(tǒng)方法處理的帶中的顆粒通過晶粒長大(奧氏熟化(Ostwaldripening))機制失去它們的強化能力。通過時效硬化熱處理，發(fā)現(xiàn)可獲得更高的拉伸強度。例如，用0.026%的鈮添加劑，觀察到屈服強度從410MPa增加到450MPa(大約60-65ksi)，增加至少35MPa(大約5ksi)。用0.05%的鈮添加劑，設(shè)想由于時效硬化，預(yù)期至少有10ksi的增加，用0.1%的鈮添加劑，設(shè)想由于時效硬化，預(yù)期有至少20ksi的增加。本時效硬化鋼制品的顯微結(jié)構(gòu)可以具有平均顆粒尺寸為小于等于IO納米的鈮碳氮化物顆粒。時效硬化鋼制品的顯微結(jié)構(gòu)可以基本上沒有大于50納米的鈮碳氮化物顆粒。以各種溫度和時間對0.026%的鈮鋼實施實驗室時效熱處理，以歸納被認為保留在熱軋鋼帶的固溶體中的鈮的作用。如圖5所示，時效熱處理引起明顯的強度增加，屈服強度為大約480MPa(大約70ksi)。這樣就確認了鈮保留在固溶體中并且可用于對后續(xù)硬化提供時效硬化，例如，通過利用連續(xù)電鍍作業(yè)線上的退火爐或利用連續(xù)退火作業(yè)線。因此，進行短時間時效硬化，以模擬通過連接至連續(xù)電鍍作業(yè)線或傳統(tǒng)連續(xù)退火作業(yè)線的退火爐處理鈮微合金鑄鋼制品的時效潛能。在后一種情況下，時效硬化的高強度帶制品隨后可以電鍍、噴漆或在沒有涂層的情況下使用。如圖6所示的結(jié)果清楚地表示，對于70(TC(1292°F)的峰值處理溫度，實現(xiàn)明顯的強化，強度水平接近通過更長的時間以更低的溫度所獲得的強度水平。在表1中給出利用70(TC(1292。F)的峰值溫度、在短時間時效處理后鈮薄鑄鋼制品的拉伸性能。除了鑄帶制品的高強度之外，對于結(jié)構(gòu)性質(zhì)的產(chǎn)品，延展性和可成形性也是符合要求的。所生產(chǎn)的鑄帶制品是利用鈮微合金得到的用于結(jié)構(gòu)作業(yè)的薄、高強度的鋼帶制品?？梢栽O(shè)想越高的微合金水平會實現(xiàn)平均越高的屈服強度，有可能超過550MPa(大約80ksi)。表l<table>tableseeoriginaldocumentpage14</column></row><table>近來，除了生產(chǎn)0.026wt%的鈮鋼之外，通過本處理已經(jīng)成功地生產(chǎn)具有0.014wt^和0.065wt^的鈮添加劑的鋼。熔煉成分(heatcomposition)在下面的表2中示出。表2<table>tableseeoriginaldocumentpage14</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage15</column></row><table>在圖12中示出鋼C和鋼F達到的屈服強度，在圖13中給出用較低Mn含量生產(chǎn)的0.014XNb熔煉(heat)鋼A獲得的屈服強度。相對于普通鋼成分，在所有巻取溫度鈮添加劑都增加屈服強度。對于0.014%Nb和0.026%Nb添加劑來說，屈服強度增加大約70-100MPa(10-15ksi)，對于0.065%Nb添加劑來說，增加大約140_175MPa(20-25ksi)。從圖12可以看出，對于相近的巻取溫度，O.026%Nb的鋼獲得比0.8Mn普通鋼更高的屈服強度，與0.8Mn普通鋼在低巻取溫度的屈服強度可比。或者，O.8Mn普通鋼在低巻取溫度(大約50(TC)所獲得的屈服強度可以利用這種Nb添加在更高的巻取溫度(大約60(TC)獲得。此外，與以前按傳統(tǒng)方法生產(chǎn)的微合金鋼相反，我們發(fā)現(xiàn)微合金添加劑抑制熱軋并隨后被巻取及冷卻的鋼中碳氮化物顆粒的形成。作為替代，熱軋并隨后被巻取及冷卻的鋼的顯微結(jié)構(gòu)包括貝氏體和針狀鐵素體，并在固溶體中保留大于70%鈮和/或釩?；蛘?，熱軋并隨后被巻取及冷卻的鋼的顯微結(jié)構(gòu)包括貝氏體和針狀鐵素體，在固溶體中保留大于80%鈮和/或釩，或者，在固溶體中保留大于90%鈮和/或釩。因此，已經(jīng)表明鈮鑄帶獲得輕量型、高強度的鋼制品。首先，鈮添加劑能夠抑制熱軋過程中奧氏體再結(jié)晶，這通過保留相對較粗的鑄態(tài)奧氏體尺寸而提高鋼的可硬化性。熱軋之后保留在奧氏體的固溶體中的鈮直接增加鋼的可硬化性，這有助于將奧氏體轉(zhuǎn)換成主要包括貝氏體的最終顯微結(jié)構(gòu)，即使是在相對較高的巻取溫度下。貝氏體顯微結(jié)構(gòu)的形成促進鈮添加劑在熱軋帶中的保留。通過時效硬化本鋼可以獲得性能的進一步的提高。在以前的微合金和非微合金的鋼中，通過時效硬化可以獲得強度的增加，但是，在這種以前的鋼中，隨著強度的增加，延伸率減小。我們發(fā)現(xiàn)通過時效硬化本發(fā)明的鋼可以獲得強度和延伸率的增加。通過現(xiàn)有的處理條件在固溶體中保留諸如鈮和釩之類的微合金元素為后續(xù)的時效硬化周期提供了相當大的可硬化性。利用合適的連續(xù)電鍍作業(yè)線或連續(xù)退火設(shè)備可以產(chǎn)生這種時效硬化周期。因此，利用薄鋼帶鑄造工藝、結(jié)合通過合適的電鍍作業(yè)線或退火作業(yè)線提供的時效硬化熱處理制造微合金鋼是為這種類型的鋼制品提供獨特強化方法的獨特加工途徑。對經(jīng)熱軋的0.026%Nb鑄帶材料的等溫線(isothermal)時效處理在600。C和650°C(1110°F和120(TF)進行20分鐘，引起鈮碳氮化物或Nb(C，N)的形成，如TEM檢查所確認的。這導(dǎo)致材料屈服強度的增加，如圖14所示。此外，如圖6和14所示，通過電鍍作業(yè)線的退火部分實現(xiàn)的帶的熱周期(thermalcycle)也引起顯著的強度增加，接近通過較低溫度下的等溫線時效所獲得的強度增加。通過抑制鐵素體轉(zhuǎn)換，由微合金添加劑提供的可硬化性的增加明顯將奧氏體分解溫度降低到貝氏體/針狀鐵素體溫度范圍。通過應(yīng)用常規(guī)的送出臺冷卻速度和合適的巻取溫度，這種更低的轉(zhuǎn)換起始溫度提供在固溶體中保留大部分微合金添加劑的潛能。固溶體中的微合金元素，諸如，鈮和釩，可用于后續(xù)的熱處理過程中的時效硬化，以增加強度。實驗室時效硬化研究確定，即使用相當短的熱處理時間，諸如利用連續(xù)退火作業(yè)線和電鍍作業(yè)線可獲得的短熱處理時間，可以獲得實質(zhì)的強化。在圖15至18中示出由實驗室模擬連續(xù)退火周期應(yīng)用于試驗鋼C(O.026%Nb)、鋼F(O.065%Nb)、和鋼G(O.084%Nb)的結(jié)果。圖20和21中分別給出利用實驗室研究形成的熱處理條件，對鋼B和F進行全規(guī)模生產(chǎn)試驗的結(jié)果。用鋼B和F獲得實質(zhì)的強度增加。對于0.024XNb鋼(鋼B)，記錄了超過450MPa的屈服強度水平，對于0.065%Nb鋼(鋼F)，屈服強度超過550MPa。時效硬化導(dǎo)致的強度增加對于0.024%Nb鋼(鋼B)為70MPa(10ksi)的量級，而對于0.065%Nb鋼(鋼F)，量級高達大約100MPa(15ksi)。預(yù)期0.065%Nb鋼在時效硬化的條件下可以獲得超過600MPa的屈服強度。表3<table>tableseeoriginaldocumentpage16</column></row><table>利用在電鍍作業(yè)線上得到的時效硬化條件，對鋼F的樣品進行時效硬化。如表3所示，時效硬化的鋼具有將近70MPa的強度，延伸率從11.47%增加到14.16%。在圖19中示出在熱軋態(tài)條件下以及時效硬化和電鍍條件下(縱向測試方向)，這里所公開的鈮鋼的屈服強度和總延伸率之間的關(guān)系。如圖16所示，我們發(fā)現(xiàn)10秒鐘的保持周期可以用在大約675t:至725。C之間，以防止過度時效(overaging)。然而，溫度范圍是保持時間的函數(shù)。保持時間增加到20秒會稍微降低溫度范圍，而對于零保持時間來說，溫度范圍稍微增加，如圖17所示。根據(jù)整個熱處理周期時間，即，加熱速度、保持時間、和冷卻速度，時效硬化溫度范圍可以在大約625t:與800。C之間。在更長時間的熱處理的情況下，可以使用500°C-650°〇范圍內(nèi)的較低溫度。從圖6可以看出，60(TC下20秒的熱處理產(chǎn)生的強度水平與70(TC下連續(xù)退火周期中的10秒產(chǎn)生的強度水平相近。圖22示出實驗室熱處理進行20分鐘和120分鐘的結(jié)果。該結(jié)果顯示55(TC下120分鐘的熱處理實現(xiàn)了實質(zhì)的硬化，但是，在超過大約650°C的溫度下120分鐘的時效降低鋼的硬度。較長的熱處理時間可以用于整巻退火工藝，諸如在50(TC_6501:的溫度范圍內(nèi)的分批退火，或設(shè)計用于通過在500°C_6501:的溫度范圍上的受控冷卻析出保留的鈮的、對于熱軋的巻的其他巻取后冷卻操作。對在65(TC下進行了60分鐘熱處理的鋼C和F的樣品實施透射電子顯微術(shù)(TEM)。發(fā)現(xiàn)尺寸范圍在4-15納米的細顆粒。這些細顆粒被發(fā)現(xiàn)包括鈮碳氮化物，表明強化可能歸因于細的鈮碳氮化物顆粒的時效硬化。時效硬化微合金鋼制品的顯微結(jié)構(gòu)可以具有鈮碳氮化物顆粒，平均的顆粒尺寸為小于和等于10納米。時效硬化的微合金鋼制品的顯微結(jié)構(gòu)可以基本上沒有大于50納米的鈮碳氮化物顆粒。利用TEM評估檢測本鈮鋼的樣品，部分顯微結(jié)構(gòu)沒有可測量量的鈮碳氮化物顆粒。我們相信，本時效硬化鋼中的增強的強度/延伸率關(guān)系可能是由于部分顯微結(jié)構(gòu)基本上沒有尺寸大于5納米的顆粒，或"無析出區(qū)"和納米團(nano-cluster)。晶界附近無析出區(qū)的發(fā)展通過提供鄰近晶界的硬度降低區(qū)域可能影響強度和拉伸延伸率關(guān)系。無析出區(qū)的應(yīng)力集中的釋放已經(jīng)被報道能夠增加強度和延伸率。無析出區(qū)對延伸率和強度的有益影響可在無析出區(qū)較窄且晶界析出物的尺寸很小的情況下顯現(xiàn)出來。在本鋼中，元素添加劑通過形成比按傳統(tǒng)方法生產(chǎn)的鈮鋼更小的無析出區(qū)寬度和更小的硬度變化，在時效硬化之后提供于隨著強度增加而增加的延伸率。因為在迅速凝固的鋼中元素分布更平均，時效硬化的運動可受阻，從而有效地擴大時間_溫度窗口，在該時間-溫度窗口可以穩(wěn)定地控制納米團的形成。元素納米團在時效硬化早期階段可提供強化。團強化可能是由于需要額外的能量進行錯位以切開溶質(zhì)類的團的擴散邊界。團提供實質(zhì)的強化而不降低延展性，因為團的彈性柔軟的邊界并不嚴格地禁止錯位移動或以正常第二相顆粒(secondphaseparticle)堆積(pile-up)的方式發(fā)生堆積。在本鋼中，在鋼的迅速凝固過程中，元素的更均勻分布保留在固溶體中。與以前傳統(tǒng)地生產(chǎn)的鈮和釩鋼相反，熱軋并隨后巻取及冷卻的鋼的顯微結(jié)構(gòu)包括貝氏體和針狀鐵素體，其中固溶體中保留多于70%鈮和/或釩添加劑，并且基本上沒有大于50納米的鈮碳氮化物。或者，熱軋并隨后巻取及冷卻的鋼的顯微結(jié)構(gòu)可以包括貝氏體和針狀鐵素體，其中固溶體中保留多于80%的鈮和/或釩添加劑的，或者，在固溶體中保留多于90%的鈮和/或釩添加劑。如果巻取溫度低于大約65(TC，這些元素仍然截留在熱軋帶巻的溶體(solution)中，不會析出。因為在本工藝中防止在熱軋帶鋼的傳統(tǒng)板坯鑄造和再加熱過程中通常出現(xiàn)的原子的現(xiàn)有聯(lián)系(諸如顆粒形式的)，所以有效延遲了成形。因此，所觀察到的在熱軋帶巻中出現(xiàn)的強度增加可以很大程度上歸因于可硬化性和固溶體硬化作用。碳氮化物的形成可在熱處理過程中被激活。另外，在時效硬化過程中，因為在時效硬化之前的固溶體中鈮和/或釩的相當大的量，預(yù)析出的團和更細的顆粒在延長的時間和溫度范圍上是穩(wěn)定的。與傳統(tǒng)地生產(chǎn)的鋼相比，作為正常析出現(xiàn)象在晶界附近形成的無析出區(qū)更窄，能夠包含更均勻地分布的納米團和更細的析出物。因此，對于本鋼來說，無析出區(qū)相對晶粒內(nèi)部的硬度變化相當小。我們相信更窄的無析出區(qū)和無析出區(qū)的小硬度變化降低無析出區(qū)的應(yīng)力集中，減小由無析出區(qū)中先前變形導(dǎo)致的微裂紋。我們相信團強化可以通過強度增加而沒有延展性下降來表征，因為在團中不會出現(xiàn)錯位堆積。窄的無析出區(qū)和團強化機制的結(jié)合被認為導(dǎo)致本鋼的無析出區(qū)。這樣導(dǎo)致延伸率提高，因為裂紋更難以被引發(fā)并且更少地被限制于晶界無析出區(qū)。而且，對于一定的退火溫度/時間組合，納米團可以與晶粒內(nèi)部區(qū)域中的不同顆粒共存。退火爐可以用于進行時效硬化，這并不是加工這種產(chǎn)品通用的強化方法。退火條件可以是連續(xù)退火循環(huán)，其中峰值溫度為至少650°C并小于800°C，更好為675°C-750°C。或者，強化可以在利用非常短的時效硬化周期的生產(chǎn)環(huán)境中獲得，所述非常短的時效硬化周期可以通過結(jié)合在連續(xù)電鍍作業(yè)線中的傳統(tǒng)退火爐獲得。在全規(guī)模工廠試驗中記錄的最終強度水平與通過對相應(yīng)鋼的實驗室熱處理產(chǎn)生的相近。利用大約0.01%和大約0.20%之間的鈮、和大約0.01%和大約0.20%之間的鈦、大約O.05%和大約0.50%之間的鉬、和0.01%和大約0.20%之間的釩，預(yù)期得到相近的結(jié)果。利用釩的本鋼的成分在表2中作為鋼H示出。鋼H的屈服強度在圖23中示出。釩鋼用兩個不同的巻取溫度生產(chǎn)，并隨后在65(TC與70(rC下時效20分鐘，以通過固溶體中的釩引起硬化。結(jié)果表明由這些熱處理條件獲得了足夠的強化。對于以更高巻取溫度生產(chǎn)的材料來說，強化增量稍微高些，這可能是由于析出硬化和顯微結(jié)構(gòu)軟化這兩個相反活動的作用。以較低巻取溫度生產(chǎn)的材料所達到的強化增量與用0.026%Nb鋼達到的強化增量量級相同。在圖24中給出了在熱軋和電鍍條件下的鋼H的屈服強度。圖23和24表明釩鋼獲得的強度水平比簡單的碳普通鋼的高，即使該普通鋼是利用較高的巻取溫度生產(chǎn)的。在圖24所示的樣品中，鋼H的巻取溫度是57(TC，普通鋼巻取溫度低于500°C。此外，如圖24所示，在釩鋼中由利用連續(xù)電鍍作業(yè)線上的退火爐進行的時效硬化實現(xiàn)了強度增加，但是該強度增加小于由相當?shù)拟壓克鶎崿F(xiàn)的強度增加。電鍍作業(yè)線上的圖24所示樣品的屈服強度在電鍍條件下是大約450MPa，其處在通過圖23所示的更長時間的實驗室熱處理所達到的量級。釩鋼的強度可比鈮鋼對巻取溫度更敏感。這種薄鑄帶使得能夠生產(chǎn)的新型鋼制品，所述新型鋼制品包括1.利用貝氏體作為主要成分的顯微結(jié)構(gòu)和在電鍍過程中的時效硬化獲得的高強度、輕量型、電鍍的帶。電鍍作業(yè)線的退火部分可以用于引發(fā)經(jīng)熱軋的薄鑄帶的鈮和/釩的時效硬化。2.利用大部分是貝氏體的顯微結(jié)構(gòu)和在連續(xù)退火作業(yè)線上的處理的過程中的時效硬化獲得的高強度、輕量型、無涂層的帶。常規(guī)連續(xù)退火的高溫爐可以用于誘發(fā)被熱軋薄鑄帶之后的貝氏體顯微結(jié)構(gòu)保留在固溶體中的鈮和釩元素的激活。3.強度水平對所施加的熱軋壓下率的程度不敏感的高強度、輕量型、熱軋鑄帶制品。貝氏體顯微結(jié)構(gòu)產(chǎn)生相對較高強度的制品(YS^380MPa(55ksi)。熱軋期間或之后對奧氏體再結(jié)晶的抑制可以提供對熱軋壓下率的程度不敏感的最終強度水平。最終強度水平在能夠用薄鑄鋼帶工藝生產(chǎn)的厚度范圍上會是穩(wěn)定(consistent)的。盡管在上述附圖和說明書中詳細圖示和描述了本發(fā)明，附圖和說明書在性質(zhì)上被認為是示例性的，而不是限制性的，應(yīng)該理解為僅僅圖示和描述了示例性的實施例，在所附權(quán)利要求所限定的本發(fā)明的精神的范圍內(nèi)的所有變化和變型都要求被保護。閱讀說明書的內(nèi)容，本發(fā)明的其它特征對本領(lǐng)域的普通技術(shù)人員來說是顯而易見的。在不脫離本發(fā)明的精神和范圍的情況下，可以作出變型。18權(quán)利要求一種成卷鋼制品，包括按重量計，小于0.25％的碳、0.20和2.0％之間的錳、0.05和0.50％之間的硅、小于0.01％的鋁、和選自由大約0.01％和大約0.20％之間的鈮、大約0.01％和大約0.20％之間的釩以及它們的混合物組成的組中的至少一種，并且所述成卷鋼制品在卷取和冷卻之后在固溶體中具有大于70％的鈮和/或釩。2.如權(quán)利要求1所述的成巻鋼制品，其中，鈮小于0.1%。3.如權(quán)利要求1所述的成巻鋼制品，其中，還包括分布在鋼顯微結(jié)構(gòu)中的、平均顆粒尺寸小于50納米的硅和鐵的細氧化物顆粒。4.如權(quán)利要求1所述的成巻鋼制品，其中，所述鋼制品具有至少340MPa的屈服強度。5.如權(quán)利要求1所述的成巻鋼制品，其中，所述鋼制品具有至少410MPa的拉伸強度。6.如權(quán)利要求1所述的成巻鋼制品，其中，所述鋼制品具有小于3.Omm的厚度。7.如權(quán)利要求1所述的成巻鋼制品，其中，所述鋼制品具有小于2.5mm的厚度。8.如權(quán)利要求1所述的成巻鋼制品，其中，所述鋼制品具有小于2.Omm的厚度。9.如權(quán)利要求l所述的成巻鋼制品，其中，所述鋼制品具有大約O.5mm至大約2mm范圍內(nèi)的厚度。10.如權(quán)利要求1所述的成巻鋼制品，其中，所述鋼制品具有至少6%的總延伸率。11.如權(quán)利要求1所述的成巻鋼制品，其中，所述鋼制品具有至少10%的總延伸率。12.—種鋼制品，包括按重量計，小于0.25%的碳、0.20和2.0%之間的錳、0.05和0.50%之間的硅、小于0.01%的鋁、和選自由大約0.01%和大約0.20%之間的鈮、大約0.01%和大約0.20%之間的釩組成的組中的至少一種，所述鋼制品具有大部分由貝氏體和針狀鐵素體構(gòu)成的顯微結(jié)構(gòu)，并包括分布在鋼顯微結(jié)構(gòu)中、平均顆粒尺寸小于50納米的硅和鐵的細氧化物顆粒。13.如權(quán)利要求12所述的鋼制品，其中，鈮小于0.1%。14.如權(quán)利要求12所述的鋼制品，其中，所述鋼制品具有至少340MPa的屈服強度。15.如權(quán)利要求12所述的鋼制品，其中，所述鋼制品具有至少410MPa的拉伸強度。16.如權(quán)利要求12所述的鋼制品，其中，所述鋼制品具有至少6%的總延伸率。17.如權(quán)利要求12所述的鋼制品，其中，所述鋼制品具有至少10%的總延伸率。18.—種鋼制品，包括按重量計，小于0.25%的碳、0.20和2.0%之間的錳、0.05和0.50%之間的硅、小于0.01%的鋁、和選自由大約0.01%和大約0.20%之間的鈮、大約0.05和0.50%之間的鉬，和大約0.01%和大約0.20%之間的釩組成的組中的至少一種，所述鋼制品具有大部分由貝氏體和針狀鐵素體構(gòu)成的顯微結(jié)構(gòu)，并包括分布在鋼顯微結(jié)構(gòu)中、平均顆粒尺寸小于50納米的硅和鐵的細氧化物顆粒。19.如權(quán)利要求18所述的鋼制品，其中，鈮小于0.1%。20.如權(quán)利要求18所述的鋼制品，其中，所述鋼制品具有至少340MPa的屈服強度。21.如權(quán)利要求18所述的鋼制品，其中，所述鋼制品具有至少410MPa的拉伸強度。22.如權(quán)利要求18所述的鋼制品，其中，所述鋼制品具有至少6%的總延伸率。23.如權(quán)利要求18所述的鋼制品，其中，所述鋼制品具有至少10%的總延伸率。24.—種制備成巻薄鑄鋼帶的方法，包括以下步驟內(nèi)部組裝冷卻輥子連鑄機，所述冷卻輥子連鑄機具有橫向定位且在其間形成輥隙的鑄造輥，并形成位于所述輥隙上方、支撐在所述鑄造輥上、并在鄰近所述鑄造輥的端部處被側(cè)壩限制的熔融鋼的鑄造池，反向旋轉(zhuǎn)所述鑄造輥，以隨著所述鑄造輥移動經(jīng)過所述鑄造池而在所述鑄造輥上凝固出金屬殼，由所述金屬殼向下通過所述鑄造輥之間的所述輥隙形成鋼帶，以及以至少l(TC每秒的速度冷卻所述鋼帶，以提供這樣的成分，該成分包括按重量計，小于0.25%的碳、0.20和2.0%之間的錳、0.05和0.50%之間的硅、小于0.01%的鋁、和選自由大約0.01%和大約0.20%之間的鈮、大約0.01%和大約0.20%之間的釩以及它們的混合物組成的組中的至少一種，所述鋼帶具有大部分由貝氏體與針狀鐵素體構(gòu)成的顯微結(jié)構(gòu)，并在固溶體中具有大于70%的鈮和/或釩。25.如權(quán)利要求24所述的制備成巻薄鑄鋼帶的方法，其中，巻取后的所述鋼帶具有分布在鋼顯微結(jié)構(gòu)中、平均顆粒尺寸小于50納米的硅和鐵的細氧化物顆粒。26.如權(quán)利要求24所述制備成巻薄鑄鋼帶的方法，其中，還包括以下步驟熱軋所述鋼帶；以及在大約45(TC和70(TC之間的溫度巻取所述經(jīng)熱軋的鋼帶。27.如權(quán)利要求24所述的制備成巻薄鑄鋼帶的方法，其中，還包括以下步驟熱軋所述鋼帶；以及在低于60(TC的溫度巻取所述經(jīng)熱軋的鋼帶。28.如權(quán)利要求24所述制備成巻薄鑄鋼帶的方法，其中，還包括以下步驟在至少55(TC的溫度下時效硬化所述鋼帶，以增加拉伸強度。全文摘要一種鋼制品或薄鑄鋼帶包括按重量計，小于0.25％的碳、0.20和2.0％之間的錳、0.05和0.50％之間的硅、小于0.01％的鋁、和選自由大約0.01％和大約0.20％之間的鈮和大約0.01％和大約0.20％之間的釩組成的組中的至少一種，所述鋼制品或薄鑄鋼帶具有大部分由貝氏體和針狀鐵素體構(gòu)成的顯微結(jié)構(gòu)，并在固溶體中具有大于70％的鈮和/或釩。鋼制品在時效硬化之后延伸率和屈服強度都得到增加。時效硬化的鋼制品可具有平均顆粒尺寸為10納米或更小的鈮碳氮化物顆粒，并可基本上沒有大于50納米的鈮碳氮化物顆粒。鋼制品具有至少380MPa的屈服強度或至少410MPa的拉伸強度，或兩者。鋼制品或薄鑄鋼帶可具有至少6％或10％的總延伸率。文檔編號B22D11/06GK101795792SQ200880023586公開日2010年8月4日申請日期2008年5月6日優(yōu)先權(quán)日2007年5月6日發(fā)明者丹尼爾·G·埃德爾曼,克里斯托弗·R·基爾莫爾,哈羅德·R·考爾,詹姆斯·G·威廉斯申請人:紐科爾公司