小熱板巧中奧氏體的晶粒尺寸，降低鋼的澤透性。在 運些現(xiàn)有技術(shù)的鋼中，必須通過增加微合金元素量、將鑄造板巧重新加熱至更高的溫度、W 及降低碳含量來克服熱板巧中的顆粒的影響。
[0090] 與現(xiàn)有技術(shù)制造的鋼相比，本發(fā)明的高強(qiáng)度薄鑄造鋼帶產(chǎn)品制造為包括按重量 計:少于0.25%的碳;0.20~2.00%的儘;0.05~0.50%的娃;少于0.06%的侶;和選自由下 列元素組成的組中的至少一個元素:約0.01 %~約0.20 %的鐵、約0.01~約0.20 %的妮、約 0.05%~約0.50 %的鋼、和約0.01 %~約0.20%的饑;并且顯微組織主要包含貝氏體。該鋼 材還可包括分布在鋼顯微組織中并具有小于50納米的平均顆粒尺寸的鐵和娃的細(xì)微氧化 物顆粒。與W常規(guī)板巧鑄件制成的現(xiàn)有技術(shù)產(chǎn)品相比，本發(fā)明的鋼材還可包括在顯微組織 中分布更加均勻的微合金。
[0091 ] 或者，高強(qiáng)度薄鑄造鋼帶產(chǎn)品可包括按重量計：少于0.25%的碳、0.20~2.0%的 車孟、0.05~0.50%的娃、少于0.01 %的侶、和約0.01 %~約0.20%的妮;并且顯微組織主要 包含貝氏體和針狀鐵素體，并且具有大于70 %的可溶妮。
[0092] 在另一情況下，卷繞鋼材可包括按重量計：少于0.25%的碳、0.20~2.0%的儘、 0.05~0.50%的娃、少于0.01 %的侶、和選自由約0.01 %~約0.20 %的妮、約0.01 %~約 0.20%的饑及其混合物組成的組中的至少一個元素;并且在卷繞和冷卻后具有大于70 %的 可溶妮和饑為選擇態(tài)(as selected)。卷繞的高強(qiáng)度薄鑄造鋼帶產(chǎn)品尤其可在熱社減薄和 后續(xù)卷繞后并在時效硬化前，具有大于70%的可溶妮和饑為選擇態(tài)。顯微組織可W是貝氏 體和針狀鐵素體的混合物。或者，熱社和后續(xù)卷繞并冷卻后的鋼的顯微組織可包含具有大 于80%或者大于90%的妮和/或饑保留在固溶體中的針狀鐵素體和貝氏體。
[0093] 替代地或者另外地，該鋼材可具有大于6%或大于10%的總延伸率。該鋼材可具有 至少為340M化（約49ksi)的屈服強(qiáng)度或至少為410M化的抗拉強(qiáng)度或兩者，呈現(xiàn)出令人滿意 的延展性。圖8示出了熱社產(chǎn)品的總延伸率與屈服強(qiáng)度之間的關(guān)系。
[0094] 熱社后，可在約500~700°C范圍內(nèi)的一個溫度卷繞熱社鋼帶。還可在至少為550°C 的溫度通過時效硬化來進(jìn)一步處理薄鑄造鋼帶，W增加抗拉強(qiáng)度?？稍?50°C~800°C、或 625°C~750°C、或675°C~750°C內(nèi)的一個溫度，進(jìn)行時效硬化。因此，連續(xù)鍛鋒或退火線的 常規(guī)爐子能夠提供硬化微合金鑄造帶材產(chǎn)品所需的時效硬化溫度。
[009引例如，通過制作由薄鑄造帶材工藝鑄造的含0.026 %的妮、0.04% (重量）的碳、 ο. 85 % (重量）的儘、ο. 25 % (重量)的娃的鋼成分來制備鋼成分。帶材鑄造為1.7mm厚，并使 用如圖1和2所示的雙漉鑄機(jī)在線熱社至1.5mm~1.1mm的帶厚范圍。在590~620°C(1094~ 1148°巧的卷繞溫度卷繞帶材。
[0096] 如圖3所示，在一個卷繞溫度范圍內(nèi)對本發(fā)明鑄造帶材所獲得的屈服和抗拉強(qiáng)度 水平與基材非微合金化鑄造帶材鋼成分所能獲得的屈服和抗拉強(qiáng)度水平進(jìn)行了比較。可看 出，妮鋼帶獲得了 420~440MPa(約61~64ksi)的屈服強(qiáng)度和約SlOMPa(約74ksi)的抗拉強(qiáng) 度。將本發(fā)明的鑄造帶材產(chǎn)品與使用與微合金鋼相同的卷繞溫度處理的C-Mn-Si基鋼成分 進(jìn)行了比較，基本是妮鋼產(chǎn)生的強(qiáng)度水平更高。必須在極低的溫度卷繞比較用基鋼帶材，W 獲得與鑄造妮鋼產(chǎn)品相當(dāng)?shù)膹?qiáng)度水平。不必在低卷繞溫度卷繞鑄造妮鋼產(chǎn)品來獲得其使用 熱社的強(qiáng)化潛力。此外，鑄造妮鋼的屈服和抗拉強(qiáng)度水平受如圖7所示的減薄率在至少19% ~37%的在線熱社程度的影響并不顯著。
[0097] 圖9示出了本發(fā)明的鋼的澤透性。如圖9所示，小如0.007 %的妮水平就能增加最終 帶材的強(qiáng)度，大于約0.01%的妮水平能獲得380M化W上的屈服強(qiáng)度水平。請注意，小于約 0.005 %的妮水平可認(rèn)為是多余的。因此，即使添加極少的微合金元素也能有效地獲得實質(zhì) 強(qiáng)化。
[009引利用妮微合金添加劑，通過抑制初晶鐵素體(proeutectic ferrite)的形成，來增 加鋼的澤透性，從而獲得高強(qiáng)度。圖4b示出了在基鋼中沿原奧氏體晶界（仿晶界形鐵素體 (al 10tr iomo巧hiC f err i te))形成了初晶鐵素體，但是它在圖4a所示的妮鋼中并不存在。 妮添加劑的澤透性效果抑制了鐵素體轉(zhuǎn)變，從而能夠在冷卻期間使用常規(guī)冷卻速率W及更 高的卷繞溫度的同時，生成更強(qiáng)的貝氏體和針狀鐵素體顯微組織。本發(fā)明的妮鋼的最終顯 微組織主要包括貝氏體和針狀鐵素體的組合。圖4b所示的基鋼被冷卻至相對較低的卷繞溫 度，小于500°C，運是已知的用于抑制在奧氏體晶界處形成鐵素體的冷卻條件。
[0099]熱社減薄率化ot reduction,皿)對屈服強(qiáng)度的影響在本發(fā)明的妮鋼中得到了減 小。在現(xiàn)有技術(shù)的C-Mn產(chǎn)品中，強(qiáng)度通常隨著熱社減薄率的增加而減小。對比之下，如圖7所 示，熱社減薄率對屈服強(qiáng)度的影響在本發(fā)明的鋼材中得到了顯著的減小。在該實驗中，卷繞 溫度保持恒定，并覆蓋熱社減薄率高達(dá)至少40%的范圍，代表1.0mm~1.5mm的帶厚范圍。與 非微合金化基鋼不同，本發(fā)明熱社態(tài)鑄造帶材產(chǎn)品中的妮微合金鋼的強(qiáng)度水平對減薄率高 達(dá)至少40%的熱社減薄程度比較不敏感。此外，如圖3所示，運些高強(qiáng)度水平是使用范圍為 550°C~650°C的常規(guī)卷繞溫度來獲得的。
[0100]為進(jìn)一步調(diào)查該影響，在0.026Nb鋼中對各厚度測量奧氏體晶粒尺寸?；撢呌谠?約25 % W上的熱社減薄率時完全再結(jié)晶化，而0.026M3鋼即使在40 %減薄率時也只表現(xiàn)出 有限的再結(jié)晶。運表明固溶體中的妮通過抑制熱社后變形奧氏體的靜態(tài)再結(jié)晶，使熱社減 薄率對強(qiáng)度性能的影響減小。運在圖10中示出，其中可看出，奧氏體晶粒通過熱社減薄而被 拉長，但沒有再結(jié)晶為更細(xì)的晶粒。更細(xì)的晶粒增加奧氏體晶界面積，從而降低鋼的澤透 性。然而，雖然抑制了再結(jié)晶為更細(xì)的奧氏體晶粒尺寸，但運種高熱社減薄率已知會增加鐵 素體轉(zhuǎn)變開始溫度。另外，高熱社減薄率可在奧氏體晶粒內(nèi)引起局部高應(yīng)變區(qū)，通常稱為剪 切帶(shear band),其可用作鐵素體形核的晶內(nèi)形核位置。在本發(fā)明的鋼材中，妮的澤透性 影響足W抑制在變形奧氏體晶粒內(nèi)形成鐵素體，從而獲得對熱社程度極不敏感的強(qiáng)度水 平。
[0101] 薄鑄造帶材妮鋼產(chǎn)品在所施加的熱社范圍內(nèi)具有穩(wěn)定的屈服和抗拉強(qiáng)度水平，并 且在20%~40%減薄率的情況下，能夠提供至少410MPa的屈服強(qiáng)度。對各帶厚確定了現(xiàn)有 技術(shù)的奧氏體晶粒尺寸。奧氏體晶粒尺寸的測量表明，在高熱社減薄率時只發(fā)生非常有限 的再結(jié)晶，而在相當(dāng)?shù)幕搸е?，在約25% W上的熱社減薄率時顯微組織幾乎完全再結(jié)晶。 向鑄鋼帶中加入妮抑制了鑄態(tài)粗奧氏體晶粒在熱社工藝期間發(fā)生再結(jié)晶，并使得鋼的澤透 性在熱社后得W保持，并且妮得W保留在溶體中。
[0102] 本發(fā)明的鋼帶在熱社后的高強(qiáng)度主要是由于形成的顯微組織。如圖4a所示，對所 有帶厚，鑄造妮鋼的顯微組織主要包括貝氏體。對比之下，如圖4b所示，比較用非微合金鋼 通過W低卷繞溫度獲得相似的強(qiáng)度，并且顯微組織主要包括針狀鐵素體W及一些晶界鐵素 體。向鋼帶中加入妮，即使在相當(dāng)高的卷繞溫度，也能使得鋼的澤透性得W增加，并抑制晶 界鐵素體的形成，而且促進(jìn)貝氏體顯微組織。
[0103] 圖11概括了熱社狀態(tài)下如下表2所示的試驗鋼的屈服和抗拉強(qiáng)度的結(jié)果。強(qiáng)度水 平隨妮含量的增加而增加，屈服強(qiáng)度至少為340MPa，在熱社狀態(tài)下水平高達(dá)約500MPa。抗拉 強(qiáng)度可至少為410MPa。初始強(qiáng)度的急劇增加歸因于初晶鐵素體的形成受到抑制且貝氏體和 針狀鐵素體得W促進(jìn)，而后續(xù)的強(qiáng)化可歸因于連續(xù)的顯微組織細(xì)化和可能的因妮保持在固 溶體中而引起的固溶體硬化。
[0104] 另外，透射電鏡(TEM)檢查未顯示在熱社態(tài)鑄造帶材中存在任意實質(zhì)性的妮析出。 運表明妮已被保持在固溶體中，并且所得的強(qiáng)化主要歸因于妮增強(qiáng)的澤透性影響，引起形 成過半數(shù)且?guī)缀醮蟛糠譃樨愂象w的顯微組織。鑄造鋼帶澤透性的增強(qiáng)還被認(rèn)為是因鑄造帶 材形成期間生成的粗奧氏體晶粒得W保留而引起的。向貝氏體而不是向鐵素體的轉(zhuǎn)變，被 認(rèn)為是在從卷繞溫度冷卻帶卷的期間，薄鑄造帶材中微合金添加劑妮的析出得到抑制的一 個主要因素。
[0105] 可使用透射電鏡（TEM)檢查來確定存在于鋼中的妮的碳氮化物（niobium carbonihide)顆粒的尺寸、身份（identity)和體積分?jǐn)?shù)(volume fraction)。TEM檢查時沒 有發(fā)現(xiàn)存在妮的碳氮化物顆粒證明了 W下觀點，即觀察到的強(qiáng)度可主要歸因于顯微組織大 部分是貝氏體而不是鐵素體。因此，后續(xù)觀察到的由時效硬化熱處理引起的強(qiáng)化加強(qiáng)可得 到如下結(jié)論，即在熱社帶材中妮基本存在于溶體中。當(dāng)使用TEM分析確定出顯微組織中碳氮 化物顆粒的體積分?jǐn)?shù)后，可得出固溶體中微合金元素的含量。
[0106] 可通過TEM評估薄錐試樣（thin foil)和碳復(fù)制試樣（carbon replicates)來確定 存在的碳氮化物顆粒含量。在我們的分析中，使用了巧化2010型透射電鏡。然而，W我們對 該儀器的經(jīng)驗，在大位錯鐵素體中不能解析出4納米W下的Nb顆粒。
[0107]對于薄錐分析，制備錐。切好錐，并磨至0.1mm厚。然后通過在Tenupole-2電解拋光 單元中使用5 %高氯酸、95 %醋酸的電解液進(jìn)行電解拋光，將試樣減薄至電子透明 (electron transparen巧）。然后可直接將試樣轉(zhuǎn)移至TEM。
[0108]對于碳復(fù)制，可通過在Nital(乙醇和硝酸的溶液）中蝕刻經(jīng)磨光的試樣來制備目 標(biāo)試樣，蝕刻后用碳涂覆試樣，然后將碳涂覆物劃分成適當(dāng)?shù)某叽?例如2mm的正方形)用于 TEM分析。劃分后，可通過在3%Nital中溶解鐵素體基體(fe;r;ritema化ix)，將碳復(fù)制品從 試樣中釋放出來。將碳復(fù)制品試樣收集到直徑為3mm的支承格柵上，然后在酒精/水溶液中 反復(fù)清洗。然后可將帶有支承格柵的碳萃取復(fù)制品轉(zhuǎn)移至TEM。
[0109] 被認(rèn)為是引起在熱社鑄造帶材中不存在妮的碳氮化物顆粒的另一因素設(shè)及：W上 述連鑄方法制造帶材期間妮在帶材急速凝固時彌散分布的性質(zhì)。在現(xiàn)有技術(shù)制成的微合金 高強(qiáng)度帶材中，在凝固W及板巧冷卻、板巧再加熱和形變熱處理時設(shè)及較長的時間間隔，致 使例如(Nb，V，Ti，Mo)(CN)等碳氮化物顆粒得W預(yù)聚類(pre-clustering)和/或固態(tài)析出的 機(jī)會，提供了在制造工藝各階段中后續(xù)析出的動力學(xué)。在所述的本發(fā)明工藝中，鑄造帶材從 鑄漉之間的鑄池連續(xù)形成，形成鑄造帶材時的極速初始凝固（約160微秒)被認(rèn)為能抑制碳 氮化物顆粒的預(yù)聚類和/或固態(tài)析出，進(jìn)而減慢和減小在包括社制和卷繞操作的后續(xù)處理 中微合金析出的動力學(xué)。運意味著，與