专利名称：高强度薄铸钢带产品及其制备方法
高强度薄铸钢带产品及其制备方法背景和概述本发明涉及制备高强度薄铸钢带以及通过双辊式连铸机制备这样的铸造钢带的方法。在双辊式连铸机(twin roll caster)中，将熔融金属引入一对反向旋转的内冷式铸辊之间从而使金属壳凝固在移动的辊面上，且被一起带入铸辊之间的辊隙从而产生凝固的带产品，该带产品从铸辊之间的辊隙向下传送。本文所用的术语“辊隙”指的是铸辊最靠近在一起的共用区域(general region)。熔融金属从钢包(ladle)倾注经过金属传送系统以形成熔融金属的浇铸熔池，其中该金属传送系统包括中间包和位于辊隙上方的插芯式喷嘴(core nozzle)，该浇铸熔池支撑在位于辊隙上方的辊的铸造表面上且沿辊隙的长度延伸。该浇铸熔池通常受限在与辊的末端表面以滑动方式设置的难熔侧板或挡板(dam)之间，从而挡住浇铸熔池的两个末端处防止流出。过去，已经通过冷轧钢带的恢复性退火制造出屈服强度为413MPa (60ksi)和更高以及带厚度小于3. Omm的高强度低碳薄钢带。需要进行冷轧以产生所需的厚度。之后，冷轧钢带进行恢复性退火以改进延性同时不显著降低强度。然而，所得钢带的最终延性仍相对较低以及该钢带不能实现大于6%的总伸长度，而关于结构构件的一些建筑标准中则需要结构钢能实现大于6%的总伸长度。这样的恢复性退火冷轧后的、低碳钢通常仅适用于简单的成形操作，例如辊轧成形和弯曲。通过冷轧和恢复性退火制备途径在这类最终钢带厚度的钢带上制造出这样的较大延性在技术上并不可行。另外，用于一些冷成形的结构段例如用于一些住宅构架标准的钢带的总伸长度可以为至少10%，抗张强度对屈服强度的比率为至少1.08。在带厚度为小于约1.6mm的现有技术的热浸镀钢产品中，不能通过使用全硬冷轧材料(full hard cold rolled material) 实现这样的要求。典型地使用非常昂贵的微合金化方案和过程参数实现总伸长度为至少 10%以及抗张强度对屈服强度的比率为至少1.08。过去，通过与元素例如铌、钒、钛或钼进行微合金化制备这样的高强度钢，且热轧实现所需的厚度和强度水平。这样的微合金化作用需要昂贵的和高浓度的铌、钒、钛或钼以及导致形成一般包含10至20%贝氏体的贝氏体-铁素体显微结构。参见美国专利US 6，488，790。可选地，显微结构可以是包含10-20%珠光体的铁素体。热轧钢带将使得这些合金元素发生部分沉淀。因此需要合金浓度相对较高的Nb、V、Ti或Mo元素以提供占主导的铁素体转化的显微结构(ferritic transformed microstructure)的足够时效硬化以实现所需的强度水平。这些高合金化水平增加了所需的热轧负荷且限制了可经济且实用地制备的热轧钢带的厚度范围。这样的合金的高强度钢带在酸洗使得产品的较厚端的厚度范围大于3mm之后可以直接进行镀锌。然而，通过向基础钢(base steel)中添加Nb、V、Ti或Mo制备高强度且厚度小于 3mm的钢带在化学上是难以实现的，特别是对于宽钢带，其归因于高轧制负荷，且在商业上并不总是可行的。过去，需要大量添加这些元素以强化钢，并且此外会引起钢的伸长性能的减弱。过去的高强度微合金化热轧钢带在提供强度的方面是相对效率低下的且是相对昂贵的，经常需要补偿添加其它的合金元素。另外，通常需要冷轧以获得较小厚度的钢带，然而，高强度的热轧钢带使得这样的冷轧进行起来较为困难，这是因为需要高的冷轧负荷以减小钢带的厚度。这些高合金浓度也极大地提高了所需的再结晶退火温度，需要很高的成本以建立和运行可以实现冷轧钢带的完全再结晶退火所需的高退火温度的退火生产线。简言之，由于高合金化成本、元素添加的相对低效性以及热轧和冷轧时的高轧制负荷的困难以及所需的再结晶退火温度高，通过现有技术中已知的使用Nb、V、Ti或Mo元素的微合金化操作不能在工业上经济地制备高强度的薄钢带。上述讨论和本说明书剩余部分中关于常规钢制备和铸造操作的讨论不被认为是澳大利亚或其他国家的公知常识。本发明所公开的钢产品包含，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、0. 01 %至0. 20%的铌，以及具有过半数的包含贝氏体和针状铁素体的显微结构以及在固溶体中包含大于70%的铌。可选地，铌可以是小于0. 1%。钢产品可以另外包含选自以下的至少一种元素0. 05%至0. 50%的钼、0. 01%至 0. 20%的钒以及它们的混合物。可选地或另外地，钢产品可以具有的钒含量对氮含量的重量比率为大于4:1。可选地或另外地，钢产品可以具有的钒含量对氮含量的重量比率为4:1至7:1。钢液浇铸体(molten steel cast)可以包含的游离氧含为20至70ppm，以及可以是30至55ppm。钢产品用的熔融金属的总氧含量可以是70ppm至150ppm。钢产品可以具有的屈服强度为至少340MPa，以及可以具有的抗张强度为至少 410MPa。钢产品可以具有的屈服强度为至少485MPa以及抗张强度为至少520MPa。钢产品的抗张强度对屈服强度的比率可以是至少1. 08。钢产品可以具有的总伸长度为至少6%。可选地，总伸长度可以是至少10%。在任何情况中，在15%和35%的压下量(reduction)时钢产品的机械性能在屈服强度、抗张强度和总伸长度方面的变化差在10%以内。可选地，在15%至35%的压下量范围中钢产品的机械性能在屈服强度、抗张强度和总伸长度方面的变化差在10%以内。钢产品可以是薄铸钢带。薄铸钢带可以包含分布在钢显微结构各处(distributed through the steel microstructure)的平均粒径小于50纳米的硅和铁的氧化物细颗粒。薄铸钢带可以具有的厚度为小于2. 5mm。可选地，薄铸钢带可以具有的厚度为小于 2. 0mm。在又一备选方案中，薄铸钢带可以具有的厚度范围为0. 5mm至2mm。也公开了厚度小于3毫米的热轧钢产品，以重量计，其包含小于0. 25%的碳、0. 20 至2. 0%的锰、0. 05至0. 50%的硅、小于0. 01%的铝、0. 01%至0. 20%的铌，以及具有大多数的(a majority of)包含贝氏体和针状铁素体的显微结构，并且可以提供的屈服强度为至少410MPa，其中压下量为20%至40%。钢产品可以具有的屈服强度为至少485MPa和抗张强度为至少520MPa。可选地，铌可以是小于0. 1%。热轧钢产品的抗张强度对屈服强度的比率可以是至少1. 08。
在15%和35%的压下量时热轧钢产品的机械性能在屈服强度、抗张强度和总伸长度方面的变化差在10%以内。可选地，在15%至35%的压下量范围中钢产品的机械性能在屈服强度、抗张强度和总伸长度方面的变化差在10%以内。热轧钢产品可以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。热轧钢产品可以具有的总伸长度为至少6%。可选地，总伸长度可以是至少10%。 热轧钢产品可以具有的厚度为小于2. 5mm。可选地，热轧钢产品可以具有的厚度为小于 2. 0mm。在又一备选方案中，热轧钢产品可以具有的厚度范围为0. 5mm至2mm。也公开了一种成卷钢(coiled steel)产品，以重量计，其包含小于0.25%的碳、 0. 20至2. 0%的锰、0. 05至0. 50%的硅、小于0. 01 %的铝以及选自以下的至少一种元素
0.01%至0. 20%的铌、0. 01%至0. 20%的钒以及它们的混合物，且在卷取和冷却后固溶体中包含大于70%的铌和/或钒。可选地，铌可以是小于0. 1%。可选地或另外地，成卷钢产品可以具有的钒含量对氮含量的重量比率为大于4:1。 可选地或另外地，成卷钢产品可以具有的钒含量对氮含量的重量比率为4:1至7:1。成卷钢产品可以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。成卷钢产品可以具有的屈服强度为至少340MPa，以及可以具有的抗张强度为至少 410MPa。成卷钢产品可以具有的厚度为小于3. 0mm。钢产品可以具有的屈服强度为至少 485MI^和抗张强度为至少520MPa。成卷钢产品的抗张强度对屈服强度的比率可以是至少
1.08。并且，在15%和35%的压下量时钢产品的机械性能在屈服强度、抗张强度和总伸长度方面的变化差在10%以内。可选地，在15%至35%的压下量范围中钢产品的机械性能在屈服强度、抗张强度和总伸长度方面的变化差在10%以内。可选地，成卷钢产品可以具有的厚度为小于2. 5mm。可选地，成卷钢产品可以具有的厚度为小于2. 0mm。在又一备选方案中，成卷钢产品可以具有的厚度范围为0. 5mm至2mm。成卷钢产品可以具有的总伸长度为至少6%。可选地，总伸长度可以是至少10%。也公开了时效硬化的钢产品，以重量计，其包含小于0. 25%的碳、0. 20至2. 0%的锰、0. 05至0. 50%的硅、小于0. 01%的铝以及选自以下的至少一种元素0. 01%至0. 20% 的铌、0.01%至0. 20%的钒以及它们的混合物，以及具有大多数的包含贝氏体和针状铁素体的显微结构，并且在时效硬化后伸长度增加且屈服强度增加。可选地，铌可以是小于0. 1%。可选地或另外地，时效硬化的钢产品可以具有的钒含量对氮含量的重量比率为大于4:1。可选地或另外地，时效硬化的钢产品可以具有的钒含量对氮含量的重量比率为4:1 至 7:1。钢液浇铸体可以包含的游离氧含量为20至70ppm，以及可以是30至55ppm。时效硬化的钢产品用的熔融金属的总氧含量为70ppm至150ppm。时效硬化的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。
在15%和35%的压下量时时效硬化的钢产品的机械性能在屈服强度、抗张强度和总伸长度方面的变化差在10 %以内。可选地，在15 %至35 %的压下量范围中钢产品的机械性能在屈服强度、抗张强度和总伸长度方面的变化差在10%以内。时效硬化的钢产品可以包含锌涂层或锌合金涂层的一种，或两者都包含。根据需要。钢产品可以具有的屈服强度为至少340MPa，或至少380MPa，或至少 4IOMPa,或至少450MPa，或至少500MPa，或至少550MPa，或至少600MPa，或至少650MPa。钢产品可以具有的抗张强度为至少410MPa，或至少450MPa，或至少500MPa，或至少550MPa，或至少600MPa，或至少650MPa，或至少700MPa，如所期望的。抗张强度对屈服强度的比率可以是至少1. 08。时效硬化的钢产品可以具有的厚度为小于3. 0mm。可选地，时效硬化的钢产品可以具有的厚度为小于2. 5mm。可选地，时效硬化的钢产品可以具有的厚度为小于2. 0mm。在又一备选方案中，时效硬化的钢产品可以具有的厚度范围为0. 5mm至2mm。时效硬化的钢产品可以具有的总伸长度为至少6%。可选地，总伸长度可以是至少 10%。也公开了钢产品，以重量计，其包含小于0. 25%的碳、0. 20至2. 0%的锰、0. 05至 0. 50%的硅、小于0.01%的铝以及选自以下的至少一种元素0. 01%至0. 20%的铌以及 0. 01 %至0. 20%的钒，以及具有大多数的包含贝氏体和针状铁素体的显微结构，并且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。可选地，铌可以是小于0. 1%。钢产品可以包含0. 05%至0. 50%的钼。可选地或另外地，钢产品可以具有的钒含量对氮含量的重量比率为大于4:1。可选地或另外地，钢产品可以具有的钒含量对氮含量的重量比率为4:1至7:1。钢产品可以具有的屈服强度为至少340MPa，以及可以具有的抗张强度为至少 410MPa。钢产品可以具有的屈服强度为485ΜΙ^和抗张强度为至少520MPa。抗张强度对屈服强度的比率可以是至少1.08。在15%和35%的压下量，钢产品的机械性能在屈服强度、抗张强度和总伸长度方面的变化差在10%以内。可选地，在15%至35%的压下量范围中钢产品的机械性能在屈服强度、抗张强度和总伸长度方面的变化差在10%以内。钢产品可以具有的总伸长度为至少6%。可选地，总伸长度可以是至少10%。时效硬化的钢产品可以包含，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0. 01 %至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，并且和包含平均粒径为小于10纳米的碳氮化铌颗粒。在本文中，包括在所附的权利要求中，术语“碳氮化物颗粒”理解为包括碳化物、氮化物、碳氮化物以及它们的组合。可选地，铌可以是小于0. 1%。时效硬化的钢产品可以基本上不包含大于50纳米的碳氮化铌颗粒。时效硬化的钢产品可以具有的屈服强度为至少340MPa，以及可以具有的抗张强度为至少410MPa。抗张强度对屈服强度的比率可以是至少1.08。时效硬化的钢产品可以具有的总伸长度为至少6%。可选地，总伸长度可以是至少10%。 在15%和35%的压下量时时效硬化的钢产品的机械性能在屈服强度、抗张强度和总伸长度方面的变化差在10 %以内。可选地，在15 %至35 %的压下量范围中钢产品的机械性能在屈服强度、抗张强度和总伸长度方面的变化差在10%以内。
时效硬化的钢产品可以包含锌涂层或锌合金涂层中的一种，或两者都具有。也公开了用于制备成卷薄铸钢带的方法，其包括以下步骤装配内冷式轧辊连铸机，其具有位于侧面的铸辊，在铸辊之间形成辊隙，并且形成钢液的浇铸熔池，所述浇铸熔池支撑在辊隙上方的铸辊上并且通过侧挡板限制在铸辊末端的附近，反向旋转所述铸辊使得当所述铸辊移动经过所述浇铸熔池时在铸辊上凝固金属壳，由所述金属壳铸件向下移动经过铸辊之间的所述辊隙以形成钢带，该钢带的组成以重量计包含小于0. 25%的碳、0. 20至2. 0%的锰、0. 05至0. 50%的硅、小于0. 01%的铝以及选自以下的至少一种元素0. 01%至0. 20%的铌、0. 01%至0. 20%的钒以及它们的混合物，以每秒至少10°C的速率冷却所述钢带以提供大多数的包含贝氏体和针状铁素体的显微结构并且在固溶体中包含大于70%的铌和/或钒。钢液可以包含的游离氧含量为20至70ppm，以及可以是30至55ppm。薄铸钢带用的熔融金属的总氧含量可以是70ppm至150ppm。可选地或另外地，钢带可以具有的钒含量对氮含量的重量比率为大于4:1。可选地或另外地，钢带可以具有的钒含量对氮含量的重量比率为4:1至7:1。该方法可以在卷取的钢带中提供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。另外，该方法可以包括热轧钢带和在450至700°C之间的温度卷取热轧钢带的步
马聚ο可选地，在小于650°C的温度卷取热轧钢带。该方法可以另外包括在至少为550°C的温度时效硬化钢带以增加抗张强度的步骤。可选地，时效硬化可以在625°C至800°C之间的温度进行。在又一备选方案中，时效硬化可以在650°C至750°C之间的温度进行。该方法可以包括热浸镀钢带以提供锌或锌合金的涂层的步骤。也公开了制备薄铸钢带的方法，其包括以下步骤装配内冷式轧辊连铸机，其具有位于侧面的铸辊，在铸辊之间形成辊隙，并且形成钢液的浇铸熔池，所述浇铸熔池支撑在辊隙上方的铸辊上并且通过侧挡板限制在铸辊末端的附近，反向旋转所述铸辊使得当所述铸辊移动经过所述浇铸熔池时在铸辊上凝固金属壳，由所述金属壳铸件向下移动经过铸辊之间的所述辊隙以形成钢带，该钢带的组成，以重量计，包含小于0. 25 %的碳、小于0. 01 %的铝以及选自以下的至少一种元素 0. 01%至0. 20%的铌、0. 01%至0. 20%的钒以及它们的混合物，以及
以每秒至少10°C的速率冷却所述钢带以提供大多数的包含贝氏体和针状铁素体的显微结构且在固溶体中包含大于70%的铌和/或钒，任选在冷压下量为10至35%时冷轧钢带，以及在625°C至800°C的温度时效硬化钢带。可选地或另外地，钢带可以具有的钒含量对氮含量的重量比率为大于4:1。可选地或另外地，钢带可以具有的钒含量对氮含量的重量比率为4:1至7:1。钢液可以包含的游离氧含量为20至70ppm，以及可以是30至55ppm。薄铸钢带用的熔融金属的总氧含量可以是70ppm至150ppm。该方法可以另外包括时效硬化钢带以增加抗张强度的步骤。可选地，时效硬化可以在650°C至750°C的温度发生。时效硬化的步骤可以包括热浸镀钢带以提供锌或锌合金的涂层。该方法可以提供包含平均粒径小于10纳米的碳氮化铌颗粒的时效硬化钢带。可选地，时效硬化钢带可以基本上不包含大于50纳米的碳氮化铌颗粒。该方法可以在卷取钢带中提供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。另外，该方法可以包括热轧钢带和在小于700°C的温度卷取热轧钢带的步骤。可选地，可以在小于650°C的温度卷取热轧钢带。薄铸钢带的制备方法包括以下步骤装配内冷式轧辊连铸机，其具有位于侧面的铸辊，在铸辊之间形成辊隙，并且形成钢液的浇铸熔池，所述浇铸熔池支撑在辊隙上方的铸辊上并且通过侧挡板限制在铸辊末端的附近，反向旋转所述铸辊使得当所述铸辊移动经过所述浇铸熔池时在铸辊上凝固金属壳，由所述金属壳铸件向下移动经过铸辊之间的所述辊隙以形成钢带，该钢带的组成以重量计包含小于0. 25%的碳、0. 20至2. 0%的锰、0. 05至0. 50%的硅、小于0. 01%的铝以及选自以下的至少一种元素0. 01%至0. 20%的铌、0. 01%至0. 20%的钒以及它们的混合物，以及以每秒至少10°C的速率冷却所述钢带以提供大多数的包含贝氏体和针状铁素体的显微结构，任选在冷压下量为10至35%时冷轧钢带，以及在625°C至800°C之间的温度时效硬化钢带以及在时效硬化之后伸长度增加了以及屈服强度增加了。可选地或另外地，钢带可以具有的钒含量对氮含量的重量比率为大于4:1。可选地或另外地，钢带可以具有的钒含量对氮含量的重量比率为4:1至7:1。钢液可以包含的游离氧含量为20至70ppm，以及可以是30至55ppm。薄铸钢带用的熔融金属的总氧含量可以是70ppm至150ppm。该方法可以在卷取钢带中提供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。另外，该方法可以提供包含平均粒径为小于10纳米的碳氮化铌颗粒的时效硬化钢带。可选地，时效硬化钢带可以基本上不包含大于50纳米的碳氮化铌颗粒。
该方法可以包括热轧钢带和在小于750°C的温度卷取热轧钢带的步骤。可选地，可以在小于700°C的温度卷取热轧钢带。时效硬化的步骤可以包括热浸镀(hot dip coating) 钢带以提供锌或锌合金的涂层。附图的简要说明
为了更详细地对本发明进行说明，将参考附图给出一些示例性的实例，其中
图1示出了结合了连续(in-line)热轧机和卷取机的钢带铸造设备；
图2示出了双辊带坯连铸机的细节；
图3示出了卷取温度对添加和不添加铌或钒的钢带的屈服强度的影响；
图4A是铌钢带的光学显微照片；
图4B是标准结构钢钢号(Grade) 380(钢号55)钢带的光学显微照片；
图5是示出了后卷取时效硬化对本发明钢带的屈服强度的影响的图示；
图6是示出了后卷取模拟时效硬化循环对本发明钢带的屈服和抗张强度的影响的图示
图7是示出了热压下量对屈服强度的影响的图示；
图8是示出了屈服强度对伸长度的影响的图示；
图9是示出了铌量在低浓度铌时对屈服强度的影响的图示；
图IOA示出了热轧后0. 065%铌钢第一试样的显微结构的显微照片；
图IOB示出了热轧后0. 065%铌钢第二试样的显微结构的显微照片；
图11是示出了铌量对屈服强度(YS)的影响的图示；
图12是示出了在热压下(hot reduction)和镀锌后铌量对屈服强度的影响的图
不；图13是示出了卷取温度对屈服强度的影响的图示；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；图15是示出了热处理条件对屈服强度的影响的图示；图16是示出了时效硬化热处理温度对0.0 %铌钢的屈服强度的影响的图示；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；图18是示出了时效温度峰值和保温时间(hold time)对0. 065%铌钢的屈服强度的影响的图示；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；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；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；图22是示出了时效硬化条件的图示；图23是示出了温度和时间对硬度的影响的图示；图M是示出了热处理对本发明钒钢的屈服强度的影响的图示；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；图沈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示；图27A是0. 04%钒钢试样在热轧之后的显微结构的显微照片；图27B是0. OM%钒钢试样在热轧之后的显微结构的显微照片；图观是添加了钒和/或铌的钢在屈服强度方面的比较；图四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；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；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；图32是时效硬化对0. 04%铌和0. 04Nb+0. 04V钢的影响的比较；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；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。附图的详细说明图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。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M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 上方的铸辊22之间的金属传送喷嘴26。在铸辊22之间传送的熔融金属形成位于辊隙上方的浇铸熔池30。浇铸熔池30通过一对侧面封闭挡板或板观受限于铸辊的末端处，其中所述侧面封闭挡板或板观通过一对推进器(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))通常位于传送喷嘴沈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。双辊连铸机的类型可以是在美国专利US 5，184,668和US 5，277，243或美国专利 US 5，488，988或美国专利申请US 12/050，987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。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SW2的液体脱氧产物，其为细小且均勻分布的球状夹杂物。由于有限的热压下量，所存在的MnO. SiO2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. SiO2夹杂物可以是约10 μ m至非常细小(小于0. 1 μ m)的颗粒，以及大多数为约0. 5 μ m 5 μ m。提供较大尺寸的0. 5 10 μ m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。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(air mist cooling)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。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。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. 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(grain refining)和强化效应的性能(过去用作碳氮化物形成物)。一般不认为钼为微合金元素，因为钼自身是相对较弱的碳氮化物形成物，但是钼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。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. Omm,以及可以在0. 5mm至2. Omm的范围中。通过热轧而无需冷轧制备铸造钢带，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10°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。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。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。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0. 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%的钼以及约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。与通过常规钢坯铸造产品(slab cast product)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勻分布的微合金。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。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。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/或钒保留在固溶体中。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。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 8000C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。例如，通过调配0. 0 %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. 7mm厚以及将其连续热轧至钢带厚度范围为1. 5mm至1. 1mm。在 590-6200C (1094-1148° F)的卷取温度卷取钢带。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行了加工，铌钢产生基本上更高的强度水平。进行比较的基础钢钢带必须在非常低的温度下卷取以获得与铸造铌钢产品相当的强度水平。铸造铌钢产品无需在低卷取温度下卷取以获得通过热轧实现的强化可能性。另外，铸造铌钢的屈服和抗张强度水平未显著受到连续热轧的程度的影响，其中压下量为至少19%至37%，如图7中所示。本发明钢的淬透性示出在图9中。如图9中所示，0. 007%的较小浓度的铌可以有效增加最终钢带的强度，以及通过大于约0. 01%的铌浓度实现大于380MPa的屈服强度水平。注意到小于约0.005%的铌浓度被认为是残留量。因此，即使添加非常少量的微合金化元素，对显著强化仍是有效的。高强度是利用铌微合金的添加通过抑制先共晶铁素体的形成增加钢的淬透性而实现的。图4B示出了在基础钢中先前的沿着奥氏体晶界(仿晶界形(allotriomorphic) 铁素体)所形成的先共晶铁素体，而这在图4A所示的铌钢中并不存在。铌添加的淬透性作用抑制了铁素体转化，由此促使在冷却期间使用常规冷却速率并且使用更高的卷取温度时生成了更强的贝氏体和针状铁素体显微结构。本发明铌钢的最终显微结构大部分包含贝氏体和针状铁素体的组合。图4B中所示的基础钢冷却至相对低的卷取温度，小于500°C，该冷却条件已知为在奥氏体晶界处抑制铁素体的形成。热压下量对屈服强度的影响在本发明铌钢中有所减小。在现有的C-Mn产品中，典型的是，随着热压下量的增加，强度减小。相反，如图7所示，热压下量对屈服强度的影响在本发明钢产品中显著减小。在该实验中，卷取温度保持恒定，且覆盖了高达至少40%的热轧压下量的范围，其中钢带厚度范围为1.0mm至1.5mm。与非微合金基础钢不同的是，本公开文的铌微合金钢在热轧铸造钢带产品中的强度水平对压下量高达至少40%的热轧压下量的程度相对不敏感。另外，这些高强度水平使用550°C至650°C的常规卷取温度范围实现， 如图3所示。为了进一步研究该效应，测量了 0. 026Nb钢中的各厚度处的奥氏体晶粒度。基础钢在热压下量为大于约25%时倾向于完全再结晶，0. 026Nb钢仅显示了有限的再结晶，即使在压下量为40 %时也如此。这表明固溶体中的铌通过抑制热轧后的变形奥氏体的静态再结晶减小了热压下量对强度性能的影响。这示出在图10中，从图中可见奥氏体晶粒在热压下量的作用下已经被伸长而没有再结晶为更细小的晶粒。更细小的晶粒增加奥氏体的晶界面积，从而降低钢的淬透性。然而，尽管再结晶成更细小的奥氏体晶粒度被抑制，但是这样的高热轧压下量已知为可以提高铁素体转化的开始温度。另外，高热轧压下量将诱导在奥氏体晶粒内部产生局域高应变区(local high strain region)，通常称作剪切带，其可以用作铁素体成核用的晶粒内成核位点。在本发明钢中，铌的淬透性效应足够抑制在变形的奥氏体晶粒内形成铁素体，其结果是实现了对热轧程度非常不敏感的强度水平。薄铸钢带铌钢产品在所应用的热轧范围中具有恒定的屈服和抗张强度水平，且在 20%至40%的压下量范围中可以提供的屈服强度为至少410MPa。针对每种钢带厚度测量现有技术的奥氏体晶粒度。奥氏体晶粒度测量表明了在高热轧压下量时仅发生非常有限的再结晶，而在相当的基础钢钢带中，在大于约25%的热轧压下量时显微结构几乎完全再结晶。向铸造钢带中添加铌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和铌保持在固溶体中。本发明钢带在热轧之后的较高强度主要归因于所形成的显微结构。如图4A中所示，铸造铌钢的显微结构对所有的钢带厚度而言都包含大多数(如果不是主要的)贝氏体。 相反，如图4B中所示，相当的非微合金钢通过在低卷取温度进行的卷取实现了类似的强度，并且具有的显微结构主要包含针状铁素体以及一些晶界铁素体。向钢带中添加铌增加了钢的淬透性并抑制了晶界铁素体的形成，促进了贝氏体显微结构的形成，即使在很高的卷取温度时也如此。经过热轧的状态下的如下表2所示的试验钢的屈服和抗张强度结果总结在图11中。强度水平随着铌含量的增加而增加，在经过热轧态的状态下，屈服强度从至少340MPa 升高至约500MPa。抗张强度可以是至少410MPa。强度最开始的快速增加是因为抑制了先共晶铁素体的形成和促进了贝氏体以及针状铁素体，而后续的强化是因为连续的显微结构细化和可能的来自保留在固溶体中的铌的固溶硬化。另外，透射电子显微镜(TEM)检查显示了在热轧态铸造钢带中没有任何实质性的铌沉淀。这表明了铌已保留在固溶体中且所产生的强化作用主要是因为铌的淬透性效应增加，其导致形成包含大多数和很有可能占主导的贝氏体的显微结构。也认为铸造钢带的淬透性通过粗奥氏体晶粒度保持在铸造钢带的形成过程中而增加。认为转化成贝氏体而非铁素体是薄铸钢带中在成卷钢从卷取温度开始的冷却期间抑制铌的微合金添加发生的沉淀的主要因素。可以使用透射电子显微镜(TEM)检查确定钢中存在的碳氮化铌颗粒的尺寸、成分和体积分数。通过TEM检查得到的任何碳氮化铌颗粒的缺失支持了以下论点观察到的强度在很大程度上归因于主要为贝氏体而非铁素体的显微结构。之后观察到的由于时效硬化热处理引起的强化增量导致以下结论铌基本上存在于热轧钢带的固溶体中。在使用TEM 分析确定了碳氮化物颗粒在显微结构中的体积分数后，可以计算固溶体中的微合金元素的量。通过TEM确定存在的碳氮化物颗粒的量来评估薄箔(thin foil)或碳复型 (carbon replicate).在我们的分析中，使用了 JE0L2010透射电子显微镜。然而，根据我们使用该设备的经验，在严重位移的铁素体中可能不能分辨小于4纳米的Nb颗粒。为了进行薄箔分析，制备了薄箔。裁剪和碾磨该箔至厚度为0.1mm。然后通过电解抛光使该试样剪薄至具有电子透明性(electron transparency)，其中电解抛光在 Tenupole-2电解抛光装置中使用5%的高氯酸、95%的醋酸电解质进行。该试样然后可以直接转移至TEM。进行碳复型时，通过在Mtal (醇和硝酸的溶液)中酸蚀抛光后的试样制备所期望的试样，酸蚀后，用碳涂覆该试样，然后将碳涂层刻划成合适的尺寸(例如2mm方形)用于 TEM分析。刻划后，将铁素体基质溶解在3% Nital中从而从试样中分离出碳复型。碳复型试样收集在3mm直径的支撑栅格上，之后在乙醇/水溶液中重复冲洗。然后将碳萃取复型 (extraction replica)和支撑栅格一起转移至TEM。认为导致热轧铸造钢带中碳氮化铌颗粒的缺失的另一因素是铌的分散作用的性质和通过所述连续制备铸造钢带的方法在钢带形成过程中钢带的快速凝固。在现有技术制备的微合金高强度钢带中，钢坯冷却、钢坯再加热和热机械加工的凝固涉及较长的时间间隔，其使得有机会进行碳氮化物颗粒例如(Nb，V，Ti，Mo) (CN)的预-团簇(pre-clustering) 和/或固态沉淀，从而实现了制备过程各阶段中的后续沉淀作用的动力学。在所述本发明过程中，铸造钢带从铸辊之间的浇铸熔池连续形成，认为在形成铸造钢带中的非常快速的最初凝固(约160微秒)可以抑制碳氮化物颗粒的预-团簇和/或固态沉淀，从而减慢和减小在后续加工过程中微合金沉淀的动力学，其中该后续加工过程包括轧制和卷取操作。这表示，与先前通过常规钢坯铸造和加工制备的薄钢带相比，Nb、V、Ti和Mo的微合金相对更加均勻地分布在奥氏体和铁素体相中。通过形成从上述的铸辊之间的浇铸熔池形成而制备的铌铸造钢带的原子探针分析(Atom probe analysis)证实了微合金更均勻地分布在铸态和热轧态钢带中(其表示了减少的预-团簇和/或固态沉淀)，当它们在约650°C或更低时进行卷取时。认为元素这样更加均勻的分布抑制了在一定条件下卷取操作中碳氮化物的形成，而在所述同一条件下， 这样的元素在现有技术常规制备和加工的微合金钢坯铸造钢中发生细小共格沉淀(fine coherent precipitation)。双辊式铸造制备的微合金铸造钢带中的碳氮化物的预-团簇和 /或固态形成的减小或缺失也示出了在后续的热机械加工例如退火期间碳氮化物的形成的动力学。这也使得有机会在高于以下温度时进行时效硬化，其中在所述温度下对现有技术常规加工的钢带中的颗粒进行时效硬化时由于粗化机制(奥斯特瓦尔德熟化(Ostwald ripening))损失了其强化性能。通过时效硬化热处理，发现可以实现更大的抗张强度。例如，通过添加0.026%铌， 观察到屈服强度从410至450MPa(约60-65ksi)增加了至少35MPa(约5ksi)。通过添加0. 05%铌，根据本发明，预期通过时效硬化实现至少IOksi的增加，以及通过添加0. 铌，根据本发明，预期通过时效硬化实现至少20ksi的增加。本发明时效硬化的钢产品的显微结构可以包含平均粒径为10纳米和更小的碳氮化铌颗粒。时效硬化的钢产品的显微结构可以基本上不包含大于50纳米的碳氮化铌颗粒。在多种温度和时间条件下，在0.026%铌钢的试样上尝试时效热处理以诱导铌的作用，其中认为铌保留在热轧钢带的固溶体中。如图5所示，时效热处理导致强度显著增加，其中屈服强度为约480MPa(约70ksi)。这证实了铌保留在固溶体中且可以在后续的时效作用时提供时效硬化，例如，通过使用连续镀锌生产线上的退火炉或通过使用连续退火生产线。因此，通过连接连续镀锌生产线或常规连续退火生产线的退火炉进行短时间时效硬化以模拟来自加工铌微合金铸造钢产品的时效潜能。在后一情况中，时效硬化高强度钢带产品可以后续地进行镀锌、上漆或未涂覆地加以利用。如图6中所示的结果清楚显示了对700°C (1四2° F)的峰值加工温度，实现了明显的强化，其中强度水平接近在更长时间且在更低温度下实现的强度水平。使用 7000C (1292° F)的峰值温度进行短时间时效处理后的铌薄铸造钢产品的抗张性能示出在表1中。除了铸造钢带产品的高强度外，也满足了构造质量产品所需的延性和可模锻性 (formability)。通过使用铌微合金，所生成的铸造钢带产品为用于构造应用的高强度薄钢带产品。根据本发明，通过更高的微合金浓度将会实现甚至更大的屈服强度，很可能超过 550MPa (约 80ksi)。表 权利要求
1.钢产品，以重量计，其包含小于0.25 %的碳、0. 20至2. 0 %的锰、0. 05至0. 50 %的硅、小于0.01%的铝、0.01%至0. 20%的铌、0.01%至0. 20%的钒，钒含量对氮含量的重量比率为4:1至7:1，并具有大多数的包含贝氏体和针状铁素体的显微结构，在固溶体中包含大于70%的铌，以及抗张强度对屈服强度的比率为至少1. 08。
2.根据权利要求1所述的钢产品，其中所述铌小于0.1%。
3.根据权利要求1或2所述的钢产品，其包含0.05%至0. 50%的钼。
4.根据上述权利要求中任一项所述的钢产品，其厚度为小于3.0毫米。
5.根据上述权利要求中任一项所述的钢产品，其厚度为小于2.5mm。
6.根据上述权利要求中任一项所述的钢产品，其厚度为小于或等于1.0毫米。
7.根据上述权利要求中任一项所述的钢产品，其具有的屈服强度为至少420MPa。
8.根据上述权利要求中任一项所述的钢产品，其具有的总伸长度为至少10%。
9.根据上述权利要求中任一项所述的钢产品，其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。
10.厚度小于3毫米的热轧钢产品，以重量计，其包含小于0.25%的碳、0. 20至2. 0% 的锰、0. 05至0. 50%的硅、小于0. 01%的铝、0. 01%至0. 20%的铌、0. 01%至0. 20%的钒， 钒含量对氮含量的重量比率为4:1至7:1，并具有大多数的包含贝氏体和针状铁素体的显微结构，并且在压下量为20%至40%时提供的屈服强度为至少410MPa，以及抗张强度对屈服强度的比率为至少1.08。
11.根据权利要求10所述的热轧钢产品，其中所述钢产品在压下量为15%和35%时的机械性能在屈服强度、抗张强度和总伸长度方面的变化差在10%以内。
12.根据权利要求10或11所述的热轧钢产品，其中所述铌为小于0.1%。
13.根据权利要求10至12中任一项所述的热轧钢产品，其包含0.05%至0. 50%的钼。
14.根据权利要求10至13中任一项所述的热轧钢产品，其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。
15.根据权利要求10至14中任一项所述的热轧钢产品，其具有的屈服强度为至少 420MPao
16.根据权利要求10至15中任一项所述的热轧钢产品，其厚度为小于2.5mm。
17.根据权利要求10至16中任一项所述的热轧钢产品，其厚度为小于或等于1.Omm0
18.根据权利要求10至17中任一项所述的热轧钢产品，其具有的总伸长度为至少 10%。
19.时效硬化的钢产品，以重量计，其包含小于0.25%的碳、0. 20至2. 0%的锰、0. 05至 0. 50%的硅、小于0.01%的铝、0.01%至0. 20%的铌、0.01%至0. 20%的钒，钒含量对氮含量的重量比率为4:1至7:1，以及具有大多数的包含贝氏体和针状铁素体的显微结构，并且在时效硬化后伸长度增加和屈服强度增加，且抗张强度对屈服强度的比率为至少1. 08。
20.根据权利要求19所述的时效硬化的钢产品，其中所述钢产品包含锌涂层或锌合金涂层的一种，或两者都包含。
21.根据权利要求19或20所述的时效硬化的钢产品，其中在50°C的时效硬化温度范围内的三个温度测量，所述钢产品在屈服强度和抗张强度方面的变化差在10%以内。
22.根据权利要求19至21中任一项所述的时效硬化的钢产品，其中所述铌为小于、0.1%。
23.根据权利要求19至22中任一项所述的时效硬化的钢产品，其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。
24.根据权利要求19至23中任一项所述的时效硬化的钢产品，其具有的屈服强度为至少 420MPa。
25.根据权利要求19至对中任一项所述的时效硬化的钢产品，其具有的屈服强度为至少 600MPa。
26.根据权利要求19至25中任一项所述的时效硬化的钢产品，其具有的屈服强度为至少 650MPa。
27.根据权利要求19至沈中任一项所述的时效硬化的钢产品，其具有的抗张强度为至少 700ΜΙ^。
28.根据权利要求19至27中任一项所述的时效硬化的钢产品，其厚度为小于3.Omm0
29.根据权利要求19至观中任一项所述的时效硬化的钢产品，其厚度为小于或等于 1. Omm0
30.根据权利要求19至四中任一项所述的时效硬化的钢产品，其具有的总伸长度为至少 10%。
31.时效硬化的钢产品，以重量计，其包含小于0.25%的碳、0. 20至2. 0%的锰、0. 05至 0. 50%的硅、小于0.01%的铝、0.01%至0. 20%的铌、0.01%至0. 20%的钒，钒含量对氮含量的重量比率为4:1至7:1，并且具有大多数的包含贝氏体和针状铁素体的显微结构，以及在时效硬化后伸长度不减少和屈服强度增加，且抗张强度对屈服强度的比率为至少1. 08。
32.根据权利要求31所述的时效硬化的钢产品，其包含锌涂层或锌合金涂层的一种， 或两者都包含。
33.根据权利要求31或32所述的时效硬化的钢产品，在50°C时效硬化温度范围内的三个温度测量，其在屈服强度和抗张强度方面的变化差在10%以内。
34.根据权利要求31至33中任一项所述的时效硬化的钢产品，其中所述铌小于 0.1%。
35.根据权利要求31至34中任一项所述的时效硬化的钢产品，其具有的总伸长度为至少 10%。
36.成卷钢产品，以重量计，其包含小于0.25 %的碳、0. 20至2. 0 %的锰、0. 05至 0. 50%的硅、小于0.01%的铝、0.01%至0. 20%的铌、0.01%至0. 20%的钒，钒含量对氮含量的重量比率为4:1至7:1，并且在卷取和冷却后固溶体中包含大于70%的铌和/或钒。
37.根据权利要求36所述的成卷钢产品，其中所述铌为小于0.1%。
38.根据权利要求36或37所述的成卷钢产品，其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。
39.根据权利要求36至38中任一项所述的成卷钢产品，其具有的屈服强度为至少 420MPao
40.根据权利要求36至39中任一项所述的成卷钢产品，其厚度为小于3.0mm。
41.根据权利要求36至40中任一项所述的成卷钢产品，其厚度为小于或等于1.Omm0
42.根据权利要求36至41中任一项所述的成卷钢产品，其具有的总伸长度为至少10%。
43.成卷薄铸钢带的制造方法，其包括以下步骤装配内冷式轧辊连铸机，其具有位于侧面的铸辊，在铸辊之间形成辊隙，并且形成钢液的浇铸熔池，所述浇铸熔池支撑在辊隙上方的铸辊上并且通过侧挡板限制在铸辊末端的附近，反向旋转所述铸辊使得当所述铸辊移动经过所述浇铸熔池时在铸辊上凝固金属壳，以及由所述金属壳铸件向下移动经过铸辊之间的所述辊隙以形成钢带，该钢带的组成以重量计包含小于0. 25%的碳、0. 20至2. 0%的锰、0. 05至0. 50 %的硅、小于0. 01 %的铝、0.01 %至0. 20%的铌、0. 01 %至0. 20 %的钒，其中钒含量对氮含量的重量比率为4:1至 7:1，以及以每秒至少10°C的速率冷却所述钢带以提供大多数的包含贝氏体和针状铁素体的显微结构且在固溶体中包含大于70%的铌和钒以及抗张强度对屈服强度的比率为至少1.08。
44.根据权利要求43所述的方法，其中所卷取的所述钢带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。
45.根据权利要求43或44所述的方法，另外包括以下步骤 热轧所述钢带；以及在450至700°C之间的温度卷取所述热轧钢带。
46.根据权利要求43至45中任一项所述的方法，另外包括以下步骤 热轧所述钢带；以及在小于650°C的温度卷取所述热轧钢带。
47.根据权利要求43至46中任一项所述的方法，另外包括以下步骤 在至少550°C的温度时效硬化所述钢带以增加抗张强度。
48.根据权利要求47的方法，另外包括以下步骤 热浸镀所述钢带以提供锌或锌合金的涂层。
49.薄铸钢带的制备方法，其包括以下步骤装配内冷式轧辊连铸机，其具有位于侧面的铸辊，在铸辊之间形成辊隙，并且形成钢液的浇铸熔池，所述浇铸熔池支撑在辊隙上方的铸辊上并且通过侧挡板限制在铸辊末端的附近，反向旋转所述铸辊使得当所述铸辊移动经过所述浇铸熔池时在铸辊上凝固金属壳， 由所述金属壳铸件向下移动经过铸辊之间的所述辊隙以形成钢带，该钢带的组成以重量计包含小于0. 25%的碳、小于0.01%的铝、0.01%至0. 20%的铌、0.01%至0. 20%钒，其中钒含量对氮含量的重量比率为4:1至7:1，以每秒至少10°C的速率冷却所述钢带以提供大多数包含贝氏体和针状铁素体的显微结构且在固溶体中包含大于70%的铌和钒，任选地，冷轧所述钢带，其中冷压下量为10至35%，以及在625°C至800°C之间的温度时效硬化所述钢带。
50.根据权利要求49所述的方法，其中所述时效硬化步骤包括热浸镀所述钢带以提供锌或锌合金的涂层。
51.根据权利要求49或50所述的方法，其中所述时效硬化后的钢带包含平均粒径为 10纳米和更小的碳氮化铌颗粒。
52.根据权利要求49至51中任一项所述的方法，其中所述时效硬化后的钢带基本上不包含大于50纳米的碳氮化铌颗粒。
53.根据权利要求49至52中任一项所述的方法，其中所述卷取后的钢带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。
54.根据权利要求49至53中任一项所述的方法，另外包括以下步骤热轧所述钢带；以及在小于700°C的温度卷取所述热轧钢带。
55.根据权利要求49至M中任一项所述的方法，另外包括以下步骤热轧所述钢带；以及在小于650°C的温度卷取所述热轧钢带。
56.根据权利要求49至55中任一项所述的方法，其中所述钢带的时效硬化步骤增加抗张强度。
57.根据权利要求49至56中任一项所述的方法，其中所述时效硬化的步骤在650°C至 750°C之间的温度发生。
58.薄铸钢带的制造方法，其包括以下步骤装配内冷式轧辊连铸机，其具有位于侧面的铸辊，在铸辊之间形成辊隙，并且形成钢液的浇铸熔池，所述浇铸熔池支撑在辊隙上方的铸辊上并且通过侧挡板限制在铸辊末端的附近，反向旋转所述铸辊使得当所述铸辊移动经过所述浇铸熔池时在铸辊上凝固金属壳，由所述金属壳铸件向下移动经过铸辊之间的所述辊隙以形成钢带，该钢带的组成以重量计包含小于0. 25%的碳、0. 20至2. 0%的锰、0. 05至0. 50%的硅、小于0. 01%的铝、 0.01%至0. 20%的铌、0.01%至0. 20%的钒，其中钒含量对氮含量的重量比率为4:1至 7:1，以及以每秒至少10°C的速率冷却所述钢带以提供大多数包含贝氏体和针状铁素体的显微结构，任选地，以10至35%的冷压下量冷轧所述钢带，以及在625°C至800°C之间的温度时效硬化所述钢带使得在时效硬化后伸长度增加和屈服强度增加。
59.根据权利要求58所述的方法，其中所述时效硬化步骤包括热浸镀所述钢带以提供锌或锌合金的涂层。
60.根据权利要求58或59所述的方法，其中所述卷取后的钢带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。
61.根据权利要求58至60中任一项所述的方法，其中所述时效硬化后的钢带包含平均粒径为10纳米和更小的碳氮化铌颗粒。
62.根据权利要求58至61中任一项所述的方法，其中所述时效硬化后的钢带基本上不包含大于50纳米的碳氮化铌颗粒。
63.根据权利要求58至62中任一项所述的方法，另外包括以下步骤 热轧所述钢带；以及在小于750°C的温度卷取所述热轧钢带。
64.根据权利要求58至63中任一项所述的方法，另外包括以下步骤 热轧所述钢带；以及在小于700°C的温度卷取所述热轧钢带。
65.根据权利要求58至64中任一项所述的方法，另外包括以下步骤 热轧所述钢带；以及在小于600°C的温度卷取所述热轧钢带。
66.根据权利要求58至65中任一项所述的方法，其中所述时效硬化步骤包括 在650°C至750°C之间的温度进行时效硬化。
全文摘要
本发明提供了一种钢产品或薄铸钢带，以重量计，其包含小于0.25％的碳、0.20至2.0％的锰、0.05至0.50％的硅、小于0.01％的铝、0.01％至0.20％的铌、0.01％至0.20％的钒，以及具有大多数为贝氏体和针状铁素体的显微结构，并且在固溶体中包含大于70％的铌和钒。该钢产品可以具有至少380MPa的屈服强度、至少410MPa的抗张强度，或两者都具有。该产品可以具有至少6％或10％的总伸长度。
文档编号C22C38/06GK102405300SQ201080017436
公开日2012年4月4日 申请日期2010年2月22日 优先权日2009年2月20日
发明者C.R.基尔默, D.G.埃德尔曼, H.R.考尔, J.G.威廉斯 申请人:纽科尔公司