显微结构的显微照片；
[0216] 图10B示出了热轧后0. 065%铌钢第二试样的显微结构的显微照片；
[0217] 图11是示出了铌量对屈服强度（YS)的影响的图示；
[0218] 图12是示出了在热压下（hotreduction)和镀锌后铌量对屈服强度的影响的图 示；
[0219] 图13是示出了卷取温度对屈服强度的影响的图示；
[0220] 图14是示出了在低铌浓度时卷取温度对屈服强度的影响的图示；
[0221] 图15是示出了热处理条件对屈服强度的影响的图示；
[0222] 图16是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的图示；
[0223] 图17是示出了时效温度峰值对0. 065%铌钢的屈服强度的影响的图示；
[0224] 图18是示出了时效温度峰值和保温时间（holdtime)对0. 065%铌钢的屈服强度 的影响的图示；
[0225] 图19是示出了时效温度峰值和保温时间对0. 084%铌钢的屈服强度的影响的图 示；
[0226] 图20是示出了在时效硬化之前和之后屈服强度对伸长度的影响的图示；
[0227] 图21是示出了连续退火且镀锌后的成卷钢（coil)的热处理变化的图示；
[0228] 图22是示出了时效硬化条件的图示；
[0229] 图23是示出了温度和时间对硬度的影响的图示；
[0230] 图24是示出了热处理对本发明钒钢的屈服强度的影响的图示；
[0231] 图25是示出了相比较普通碳素钢而言热轧压下量对本发明钒钢屈服强度的影响 的图示；
[0232] 图26是示出了相比较普通碳素钢而言热轧压下量对本发明钒钢的屈服强度的影 响的另外图不；
[0233] 图27A是0. 04%钒钢试样在热轧之后的显微结构的显微照片；
[0234] 图27B是0. 024%钒钢试样在热轧之后的显微结构的显微照片；
[0235] 图28是添加了钒和/或铌的钢在屈服强度方面的比较；
[0236] 图29是示出了卷取温度和热轧压下量对钒钢的屈服强度的影响的图表；
[0237] 图30是示出了热轧压下量对热轧条件中的0. 04Nb+0. 04V钢的屈服强度、抗张强 度和总伸长度的影响的图示；
[0238] 图31是示出了热轧压下量对热轧和镀锌条件中的0. 04Nb+0. 04V钢的屈服强度 (YS)、抗张强度（TS)和总伸长度（TE)的影响的图示；
[0239] 图32是时效硬化对0.04%铌和0.04吣+0.047钢的影响的比较 ；
[0240] 图33是示出了冷压下量对普通碳_锰钢的性能的影响的图示；
[0241] 图34是示出了锰的添加对0. 06%铌钢的强度和伸长度的影响的图示；以及
[0242] 图35是示出了提高的锰浓度和0. 06%铌的强度和伸长度的图示。
[0243] 附图的详细说明
[0244] 图1示出了用于连铸钢带的带坯连铸机的连续部件。图1和2示出了双辊连铸机 11，其连续生产铸钢带12,铸钢带12进入传送路径10且经过导向台13至具有张拉辊14A 的张拉辊台14。离开张拉辊台14后，钢带立即进入含一对轧缩辊16A和支承辊16B的热轧 机16中，在这里铸造钢带进行热轧以减少想要的厚度。热轧钢带传送至输出辊道17,在输 出辊道17中钢带通过与水的对流和接触以及辐射进行冷却，其中所述水由喷水口 18(或其 他合适的手段）提供。轧制的和冷却的钢带然后经过包括一对张拉辊20A的张拉辊台20 且之后传送至卷取机19。在卷取之后最终冷却铸造钢带。
[0245] 如图2中所示，双辊连铸机11包括机器主机架21，其支撑一对位于侧面的具有 铸造表面22A的铸辊22。在铸造操作过程中，熔融金属从钢包（未示出）提供至中间包 23中，经过难熔护罩24提供至分配器或可移动的中间包25,然后从分配器25经过辊隙27 上方的铸棍22之间的金属传送喷嘴26。在铸棍22之间传送的烙融金属形成位于棍隙上 方的浇铸熔池30。浇铸熔池30通过一对侧面封闭挡板或板28受限于铸辊的末端处，其 中所述侧面封闭挡板或板28通过一对推进器（未示出）推向铸辊的末端，所述推进器包 括连接至侧板支架的液压缸单元（未示出）。浇铸熔池30的上表面（通常称作弯月液面 ("meniscus"level))通常位于传送喷嘴26的下端的上方从而使得传送喷嘴的下端浸入 浇铸熔池30内。铸辊22是内部用水冷却的，从而使得在铸辊经过浇铸熔池时外壳凝固在 运动的辊面上，且一起引入介于铸辊之间的辊隙27处以生成铸造钢带12,其从铸辊之间的 辊隙向下传送。
[0246] 双辊连铸机的类型可以是在美国专利US5, 184, 668和US5, 277, 243或美国专利 US5, 488, 988或美国专利申请US12/050, 987中所详细说明和记载的类型。可以参考这些 专利和专利申请的说明书用于本发明的一实施方案的双辊连铸机的合适的构造细节，这些 专利说明书中的公开内容引用在此作为交叉参考。
[0247] 通过控制双辊连铸机中的一些参数采用快速凝固速率，本发明的合金设计产生了 MnO和5102的液体脱氧产物，其为细小且均匀分布的球状夹杂物。由于有限的热压下量，所 存在的MnO.Si02夹杂物也未被连续的热轧过程显著拉长。调节夹杂物/颗粒群以激发针 状铁素体的成核。MnO. 5102夹杂物可以是约10iim至非常细小（小于0. 1iim)的颗粒，以 及大多数为约〇. 5ym?5ym。提供较大尺寸的0. 5?10ym的非-金属夹杂物用于成核 针状铁素体，以及可以包含夹杂物的混合物，例如包含MnS、TiO和CuS。奥氏体晶粒度显著 大于常规热轧钢带中所产生的奥氏体晶粒度。粗奥氏体晶粒度并且结合调节的夹杂物/颗 粒群有助于针状铁素体和贝氏体的成核。
[0248] 连续的热轧机16典型地用于10?50%的压下量。在输出辊道17上，冷却可以包 括水冷段和气雾冷却（airmistcooling)从而控制奥氏体相变的冷却速率以实现期望的 显微结构和材料性能。
[0249] 热压下量大于约20%可以诱发奥氏体的再结晶，其将减小针状铁素体的晶粒度 和体积分数。我们已经发现添加增强钢的淬透性的合金元素抑制了热轧过程期间粗铸态 (as-cast)奥氏体晶粒度的再结晶，以及使得热轧之后保持钢的淬透性，从而可以产生更细 的具有所期望的显微结构和机械性能的材料。
[0250] 通常认为钢中的微合金元素包括元素钛、铌和钒。过去通常以小于0.1%的浓度添 加这些元素，在一些情况中浓度高达0. 2%。这些元素可以极大地影响钢显微结构和组合了 淬透性、晶粒细化（grainrefining)和强化效应的性能（过去用作碳氮化物形成物）。一 般不认为钥为微合金元素，因为钥自身是相对较弱的碳氮化物形成物，但是钥在本发明环 境中是有效的且其和铌以及钒一起形成复杂的碳氮化物颗粒。如下文中所解释的，通过这 些元素抑制了在热轧钢带中的形成碳氮化物。
[0251] 高强度薄铸钢带产品结合了多种属性从而通过与这些元素进行微金属化实现了 高强度的小型规格铸造钢带产品。钢带厚度可以是小于3mm，小于2. 5mm或小于2. 0mm，以 及可以在0. 5mm至2. 0mm的范围中。通过热乳而无需冷乳制备铸造钢带，以进一步使钢带 变薄直至所需的厚度。因此，高强度薄铸钢带产品覆盖了所需的小型规格热轧厚度范围和 冷轧厚度范围。钢带可以每秒l〇°C和更大的速率冷却，并且仍形成大多数的并且典型的主 要包含贝氏体和针状铁素体的显微结构。
[0252]通过制备这样的高强度薄铸钢带产品的优势在于，其与现有技术常规制备的微合 金钢的生产相反，常规制备的微合金钢的合金成本较高、微合金化的效率低下、热轧和冷轧 困难以及再结晶退火困难，这是因为常规连续镀锌和退火生产线不能提供所需的高退火温 度。另外，克服了通过冷轧和恢复性退火制备路径而制备的钢带所显示的较差的延性。
[0253]在现有技术的常规制备的微合金钢中，元素例如铌和钒经过凝固、热轧、卷取和冷 却不能保留在固溶体中。铌和钒在显微结构各处扩散且在热卷取制备过程的多个阶段形成 碳氮化物颗粒。在本发明说明书和所附的权利要求中的碳氮化物颗粒包括碳化物、氮化物、 碳氮化物和它们的组合。现有技术常规制备的微合金钢的热钢坯中的碳和氮颗粒的形成和 生长以及后续的卷取进一步减小热钢坯中的奥氏体的晶粒度，减少了钢的淬透性。在这些 现有技术的钢中，必须通过增加微合金元素的量、再加热铸造钢坯至更高的温度和减小碳 含量以克服热钢坯中的颗粒的影响。
[0254] 与现有技术常规制备的钢相反，制备了本发明高强度薄铸钢带产品，以重量计，其 包含小于〇. 25 %的碳、0. 20至2. 0 %的锰、0. 05至0. 50 %的硅、小于0. 06 %的铝和选自以 下的至少一种元素：约0. 01 %至约0. 20%的钛、约0. 01 %至约0. 20%的铌、约0. 05%至约 0. 50%的钥以及约0. 01 %至约0. 20%的钒，且具有包含大多数的贝氏体的显微结构。该钢 产品可以另外包含分布在钢显微结构各处的平均粒径小于50纳米的硅和铁的氧化物细颗 粒。与通过常规钢述铸造产品（slabcastproduct)制备的钢产品相比，该钢产品可以另 外包含位于显微结构各处的更均匀分布的微合金。
[0255]可选地，高强度薄铸钢带产品可以包含，以重量计，小于0. 25 %的碳、0. 20至 2.0 %的锰、0.05至0. 50 %的硅、小于0.01 %的铝和约0.01 %至约0. 20 %的铌，以及具有大 多数的包含贝氏体和针状铁素体的显微结构且包含大于70%的溶解的铌。
[0256]在另一备选方案中，成卷钢产品可以包含，以重量计，小于0. 25 %的碳、0. 20至 2. 0%的锰、0. 05至0. 50%的硅、小于0. 01 %的铝和选自以下的至少一种元素：约0. 01 %至 约0. 20%的铌、约0. 01 %至约0. 20%的钒以及它们的混合物，且在卷取和冷却后包含大于 70 %的溶解的铌和钒，如所选择的。
[0257]卷取高强度的薄铸钢带产品可以包含大于70%的溶解的铌和钒，如所选择的，特 别是在热轧和后续的卷取后且在时效硬化之前。显微结构可以是贝氏体和针状铁素体的混 合物。可选地，进行热轧压下和接着进行卷取和冷却的钢的显微结构可以包含贝氏体和针 状铁素体，其中大于80%的铌和/或钒保留在固溶体中，以及可选地大于90%的铌和/或 钥；保留在固溶体中。
[0258]可选地或另外地，钢产品可以具有的总伸长度为大于6%或大于10%。钢产品可 以具有的屈服强度为至少340MPa(约49ksi)或抗张强度为410MPa，或两者都具有，展示了 良好的延性。热轧产品的屈服强度和总伸长度的关系示出在图8中。
[0259]在热轧后，可以在约500-700°C之间的温度卷取热轧钢带。薄铸钢带也可以通过在 至少550°C的温度时效硬化钢带进行进一步加工以增加抗张强度。时效硬化可在550°C至 800°C之间的温度进行，或在625°C至750°C之间的温度进行，或在675°C至750°C之间的温 度进行。连续镀锌或退火生产线（line)的常规熔炉从而可以提供硬化微合金化在铸造钢 带产品所需的时效硬化温度。
[0260] 例如，通过调配0. 026%的铌、0. 04重量％的碳、0. 85重量％的锰、0. 25重量％的 硅的钢组成制备钢组合物。然后通过薄铸钢带过程铸造钢。使用图1和2中所示的双辊 式连铸机将钢带铸造成1. 7_厚以及将其连续热轧至钢带厚度范围为1. 5_至1. 1_。在 590-620°C(1094-1148°F)的卷取温度卷取钢带。
[0261] 如图3中所示，在一定的卷取温度范围，本发明铸造钢带中获得的屈服和抗张强 度水平与在基础的（base)、非合金的铸造钢带的组合物中可获得的屈服和抗张强度水平进 行了比较。可见铌钢带获得的屈服强度在420-440MPa(约61-64ksi)的范围以及抗张强度 为约510MPa(约74ksi)。在本发明钢产品中的抗张强度对屈服强度的比率可以是1. 08。可 选地，抗张强度对屈服强度的比率可以是至少1. 10,以及可以大于1. 15。本发明铸造钢带 产品和C-Mn-Si基础钢组合物进行了比较，其中该C-Mn-Si基础钢组合物在与微合金钢相 同的卷取温度下进