CN113039293A - 薄板钢板的制造装置及薄板钢板的制造方法 - Google Patents

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Abstract

本申请使用依次配置有铸模下端处的铸坯厚度为70mm～120mm的薄铸坯的连续铸造装置(1)、将所铸造的铸坯(10)进行保温和/或加热的保持炉(2)和进行精轧的轧制机架(3)的薄板钢板的制造装置，将薄铸坯的铸造速度设定为4～7m/分钟，在凝固完成后并且铸坯中心温度为1300℃以上时通过压下辊(4)将铸坯(10)以30％以上的压下率进行压下，在保持炉(2)中，将铸坯(10)在1150℃～1300℃的温度下保持5分钟以上。

Description

薄板钢板的制造装置及薄板钢板的制造方法
技术领域
本发明涉及薄板钢板的制造装置及薄板钢板的制造方法。
本申请基于2018年11月14日在日本申请的特愿2018-213447号而主张优先权，并将其内容援引于此。
背景技术
汽车用等薄板钢板是以铸坯作为原材料并通过热轧或进一步经由冷轧来制造的。近年来，汽车用的薄板钢板为了轻量化而要求轻薄化，逐渐变得也需要板厚低于1.2mm那样的轻薄的钢板。如果想要通过以往轧制生产线来制造这样的轻薄材，则不仅轧制负荷增大，而且还具有下述问题：卷材的顶部及底部的通板变得困难。
另一方面，已知有薄铸坯的连续铸造装置与轧制生产线组合而成的生产线(以下为TSCR：Thin Slab Casting and Rolling)。其是薄铸坯的连续铸造与热轧生产线直接连结化而成的生产线，特征在于：比以往工艺紧凑；通过将以连续铸造而铸造的铸坯在不切割的情况下直接轧制，从而可进行无头轧制。在制造上述那样的轻薄的薄板钢板时，由于起始材料为薄铸坯，因此能够降低轧制负荷。另外，由于为无头轧制，因此在轧制中能够极度减少卷材的顶部及底部通板的频率。因此，能够大幅降低轧制中的通板性的问题。因此，可期望板厚低于1.2mm那样的轻薄钢板的稳定的制造。
在专利文献1中公开了一种用于通过铸造轧制来制造带钢的方法，其是TSCR，首先通过铸造装置来铸造薄铸坯，该薄铸坯接着在1个以上的轧制生产线中利用铸造工序的1次热来进行轧制。这里，所铸造的薄铸坯在铸造装置与1个以上的轧制生产线之间会通过保持炉和感应炉。保持炉和感应炉依赖于所选择的运转模式、即连续地制造带钢的第一运转模式和非连续地制造带钢的第二运转模式而得以起动或停止或者控制或调整。
在专利文献2中公开了一种连续制造方法，其是TSCR，由通过具有水平的排出方向的弯曲连续铸造方法制造的薄铸坯来制造带钢或板钢。这里，在连续铸造原材料的凝固后在比1100℃高的温度下在第一成形阶段中成形出薄铸坯。在上述薄铸坯的整个截面中在尽可能最佳的温度补偿中再次感应加热至约1100℃的温度。在至少1个第二成形阶段中以与各辊相对应的轧制速度成形出上述薄铸坯。
在专利文献3中公开了一种钢铸坯的连续铸造方法，其特征在于，按照以不进行压下地来铸造的情况下的铸坯的厚度方向中心处的一次枝晶臂间距λ0作为基准、铸坯的厚度方向中心处的一次枝晶臂间距λ与上述λ0之比的值λ/λ0成为0.1～0.8的方式，在铸坯的厚度方向中心刚刚凝固后，以压下比为1.41～2.00来进行压下，所述压下比是即将压下之前的铸坯的厚度除以刚刚压下后的铸坯的厚度而得到的值。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特表2009-508691号公报
专利文献2：日本特表平3-504572号公报
专利文献3：日本特开2015-6680号公报
发明内容
发明所要解决的课题
如上所述，特别是在制造轻薄化的薄板钢板时，通过使用TSCR，能够避免轧制负荷增大的问题、及卷材的顶部及底部的通板时的问题。另一方面，汽车用的薄板钢板为了防止因轻薄化而引起的刚性降低，将材料高强度化来进行应对。高强度钢板的成分体系成为高合金系(高Mn钢)。高合金系的薄板钢板由于偏析显著，因此起因于偏析导致的材质的劣化及钢板表面的美观存在课题。在以往轧制生产线中，通过将以连续铸造而制造的铸坯进行均热处理，能够进行偏析扩散。与此相对，如上所述在TSCR中铸造的铸坯由于立刻被轧制而成为薄板钢板，因此存在无法利用均热处理进行偏析改善的课题。
本发明的目的是提供通过TSCR能够稳定地制造高合金系且偏析少的薄板钢板的薄板钢板的制造装置及薄板钢板的制造方法。
用于解决课题的手段
即，本发明的主旨如下所述。
(1)一种薄板钢板的制造装置，其依次配置铸模下端处的铸坯厚度为70mm～120mm的薄铸坯的连续铸造装置、将所铸造的铸坯进行保温和/或加热的保持炉、和进行精轧的轧制机架，能够将铸坯在不切断的情况下从连续铸造起连续地进行至从保持炉通过及精轧为止，其中，在上述连续铸造装置内且比铸坯的凝固完成位置更靠下游侧具有压下辊，通过该压下辊能够对铸坯进行压下。
(2)在上述(1)中，上述保持炉可以为铸坯在保持于高温的气氛中通过的炉、或将铸坯通过感应加热来进行加热的炉中的某一者。
(3)一种薄板钢板的制造方法，其使用了上述(1)或(2)的薄板钢板的制造装置，其中，可以将上述铸模下端处的薄铸坯的铸造速度设定为4～7m/分钟，在凝固完成后并且铸坯中心温度为1300℃以上时，通过上述压下辊将铸坯以30％以上的压下率进行压下。
(4)一种薄板钢板的制造方法，其使用了上述(1)或(2)所述的薄板钢板的制造装置，其中，可以将上述铸模下端处的薄铸坯的铸造速度设定为4～7m/分钟，在凝固完成后并且铸坯中心温度为1300℃以上时，通过上述压下辊将铸坯以30％以上的压下率进行压下，在上述保持炉中，将铸坯在1150℃～1300℃的温度下保持5分钟以上。
(5)在上述(3)或(4)中，上述薄板钢板可以具有下述化学成分：以质量％计，含有C：0.01％～1.0％、Si：0.02％～2.00％、Mn：0.1％～3.5％、P：0.02％以下、S：0.002～0.030％、Al：0.0005～0.0500％、N：0.002～0.010％及O：0.0001～0.0150％、剩余部分包含Fe及杂质。
(6)在上述(5)中，上述薄板钢板可以进一步以质量％计含有Ti：0.005～0.030％、Nb：0.0010～0.0150％、V：0.010～0.150％、B：0.0001～0.0100％、Cr：0.01～2.00％、Ni：0.01～2.00％、Cu：0.01～2.00％、Mo：0.01～1.00％、W：0.01～1.00％中的1种或2种以上。
发明效果
根据本发明，在通过薄铸坯连续铸造装置、将铸坯进行保温和/或加热的保持炉和轧制生产线组合而成的生产线来制造薄板钢板时，能够稳定地制造高合金系且偏析少的薄板钢板。
附图说明
图1是表示薄板钢板的制造装置的概略的图。
图2是表示连续铸造装置的机端附近的局部剖面图。
具体实施方式
如专利文献3中记载的那样，已知：在连续铸造装置内，如果在铸坯厚度中心刚刚凝固后以特定的条件进行压下，则能够将偏析间距短距离化，即使是短时间的热处理，也能够将偏析元素扩散、无害化。另外，在该文献中，作为将成为偏析间距的枝晶组织微细化的方法，还公开了添加Bi、Sn及Te的方法。在该文献中，以铸模厚度为200mm以上并且铸造速度为1m/分钟左右的条件下的连续铸造方法作为对象进行了研究。
作为稳定地制造无偏析的高合金系的薄板钢板的方法，考虑将铸模中的铸坯厚度设定为100mm左右的可高速铸造的连续铸造(Continuous casting，CC)与紧凑的热轧组合而成的工艺，并对铸造条件、加热条件、轧制条件的最佳条件进行了调査。
想到了：在连续铸造装置内，通过将凝固刚刚完成后的铸坯进行压下、以及将压下后的铸坯在热处理炉内保持在高温中，从而进一步减轻铸坯中心部的宏观偏析以及枝晶树间的显微偏析。
因此，对于以条件A的情况和条件B的情况铸造的铸坯，进行了下述实验：在凝固完成后且连续铸造装置的机内，在保持热状态下在刚刚凝固后进行轧制。在凝固完成后且铸坯的中心温度为1300℃以上的区域中，以压下率为30～50％将铸坯进行压下。然后，在铸坯从连续铸造装置被排出后立即切断，将被切断的铸坯立即装入保持在1250℃的保持炉中，以10分钟～60分钟实施在该炉内进行保持的热处理。就条件A的情况而言，将未压下也不进行热处理的情况、以压下率为30％进行压下但不进行热处理的情况和以压下率为30％、40％、50％进行压下且在1250℃下进行10分钟、60分钟热处理时间的情况进行比较，求出各条件下的中心偏析比及显微偏析比。就条件B的情况而言，将未压下也不进行热处理的情况、以压下率为30％进行压下但不进行热处理的情况和以压下率为30％、50％进行压下且以10分钟、60分钟进行热处理时间的情况进行比较，求出各条件下的中心偏析比及显微偏析比。关于中心偏析比的测定，与铸坯的轧制方向垂直的面的厚度中心附近的Mn浓度的分析使用EPMA，以50μm射束直径沿厚度方向进行线分析，测定铸坯内的Mn浓度分布，求出测定范围内的Mn的最大浓度。然后，将Mn的最大浓度的值除以由钢液阶段的化学分析求出的Mn的初期含有率(2.40质量％)，并将由此得到的值设定为中心偏析比。显微偏析比的测定使用与中心偏析测定相同的铸坯，沿铸坯厚度1/4处的宽度方向进行线分析。然后，根据在一次枝晶臂中浓集的Mn的分布，将Mn的最大浓度的值除以由钢液阶段的化学分析求出的Mn的初期含有率，并将由此得到的值设定为显微偏析比。这里，利用压下辊的压下率(％)是以“(压下前铸坯厚-压下后铸坯厚)/压下前铸坯厚×100”来求出。
[表1]
Figure BDA0003061421670000051
由表1可知：压下率越高，热处理时间越长，则中心偏析比及显微偏析比都越接近表示无偏析的1，越改善。另外可知：薄铸坯连续铸造即条件A与以往的连续铸造厚铸坯的条件B相比，偏析比的改善效果大。
对于在通过薄铸坯连续铸造来进行高速铸造时、通过凝固刚刚完成后的压下和刚刚铸造后的热处理而使中心偏析比及显微偏析比得以改善的理由，如以下那样考虑。即，通过凝固刚刚完成后的压下和热处理而使中心偏析比及显微偏析比得以改善的理由有可能是：在压下时被导入的位错成为偏析元素的扩散经路，高速地扩散。另外，据认为下述事项也是偏析改善的理由：通过压下而使中心偏析在轧制长度方向上被延长，通过厚度变薄而使直至中心偏析进行扩散为止的时间缩短。这样的扩散机理与在压下率为30％时即使不在保持炉中积极地进行热处理而中心偏析比也改善这一事项相整合。据认为：由于在铸坯的中心温度为1300℃以上时对铸坯进行压下，因此即使在压下后也在一定程度上具有铸坯的中心部温度处于1300℃附近的时间，在此期间偏析元素进行扩散。由于显微偏析也与中心偏析同样地通过压下而使显微偏析间距变短，因此偏析元素的扩散被促进，因此偏析改善。
在本实施方式的薄铸坯连续铸造中，铸模下端处的铸坯厚度设定为70mm～120mm。另外，铸模下端处的薄铸坯的铸造速度设定为4～7m/分钟。通过以4m/分钟以上的高速来铸造厚度为120mm以下的薄铸坯，能够将凝固刚刚完成后的枝晶臂间距微细化，同样能够降低凝固刚刚完成后的中心偏析比及显微偏析比。另一方面，由于生产率的理由，铸坯厚度下限设定为70mm。另外，由于铸漏等铸造故障的理由，铸造速度的上限设定为7m/分钟。在连续铸造装置内，也可以在凝固壳通过铸模之后，在辊带中进行未凝固压下来减薄铸坯厚度。
对于连续铸造装置1的机内的凝固完成部位附近的铸坯10、支承辊7与压下辊4的关系，基于图2进行说明。需要说明的是，所谓连续铸造装置内是指处于比保持炉2更靠上游侧21的连续铸造装置1的机内，是指比设置于最下游侧22的支承辊7更靠上游侧21的部分。凝固完成前的铸坯10从表面起依次具备固相部13、固液共存相14、液相部15。这里，将固相部13与固液共存相14的边界称为固相线16。将固液共存相14与液相部15的边界称为液相线17。随着铸坯10沿从上游侧21朝向下游侧22的铸造方向20移动，铸坯10的凝固进展，固相部13的厚度变厚。铸坯10的上面侧与下面侧的固相线16相交的部分为凝固完成位置11。随着比凝固完成位置11更朝向下游，铸坯厚度中心部的温度降低。
连续铸造装置内的使用了压下辊4的压下优选的是，在凝固完成后并且铸坯中心温度处于1300℃以上的位置处，将铸坯10以30％以上的压下率进行压下。即，连续铸造装置内的铸造生产线的1个部位处的利用一组压下辊4将铸坯10压下的1次道次中的压下率为30％以上为宜。此外，也可以为连续铸造装置内的铸造生产线的多个部位处的多组压下辊4的压下。即，以压下辊4压下的铸造方向20上的铸坯10中的部位成为凝固完成位置11与中心部1300℃位置12之间的位置。换言之，制造装置在连续铸造装置内且为比铸坯10的凝固完成位置11更靠下游侧22、且比中心部1300℃位置12更靠上游侧21处具有压下辊4。压下辊4位于比连续铸造装置内的处于最下游的支承辊7更靠上游侧21。将压下位置设定为凝固完成后是由于：如果在内部未凝固时进行压下则会产生内部开裂。将压下位置设定为铸坯中心温度为1300℃以上是由于：通过1300℃以上的压下从而表现出偏析比的改善效果。该必要条件通常通过在连续铸造装置内将铸坯10在铸造中进行压下来达成。将铸坯10以30％以上的压下率进行压下是由于：由此可明确地获得中心偏析比及显微偏析比的改善。
像这样，本实施方式的制造装置由于将铸坯厚度为70mm～120mm的薄铸坯以比保持炉2更靠上游侧21且在凝固刚刚完成后以30％以上的大的压下率进行压下，因此通过TSCR，能够稳定地制造偏析少的高合金系的薄板钢板。
关于保持炉2内的铸坯10的保温，优选将铸坯10在1150℃～1300℃的炉内气氛温度中保持5分钟以上。这是由于：通过在1150℃以上保持5分钟以上，可进一步明确地获得中心偏析比及显微偏析比的改善。另一方面，将保持温度的上限设定为1300℃是由于：在其以上的高温时会生成氧化皮从而产生氧化皮瑕疵。
但是，即使没有如上所述在保持炉2内保持5分钟以上，只要使用设置于铸模下端处的铸坯厚度为70mm～120mm的连续铸造装置内、且比铸坯10的凝固完成位置11更靠下游侧22的压下辊4将铸坯10进行压下，则也可改善铸坯10的中心偏析比及显微偏析比。
连续铸造装置1主要具备对铸模及具有未凝固部的铸坯10进行支承的辊带。辊带具备轧辊挡板及支承辊7等。此外，支承辊7可以具备旋转自由的辊，可以为能够按照将铸坯10相对于铸造方向20进给的方式赋予旋转转矩的具备旋转驱动的辊的夹送辊。支承辊7之中的几个可以为夹送辊。夹送辊通常配置于比压下辊4更靠上游侧21。
完全凝固后的铸坯10通常成为迅速地从连续铸造装置1被排出的构成。因此，即使是在连续铸造装置内具备压下辊4的本实施方式，只要从铸坯10的完全凝固位置至连续铸造装置1的末端为止为3～5m左右、铸造速度为4～7m/分钟，就可在1分钟以内将铸坯10排出到装置外。
由于为这样的短时间，因此即使是在连续铸造装置1的出口侧，铸坯10的中心部温度也几乎为1300℃以上。因此，如果仅仅是为了改善中心偏析比及显微偏析比，则未必需要将铸坯10在保持于1150～1300℃的炉内保持5分钟以上。但是，在本实施方式中，被连续铸造的铸坯10在不被切断的情况下迅速地被轧制。该情况下，即使是刚刚从连续铸造装置1被排出后，也由于铸坯10的表面拐角部等大多成为低温，因此无法立即被轧制，但由于是用于轧制的铸坯加热，因此只要在短时间内升温就足够了。作为适合于这样的加热目的的装置，已知有感应加热装置。
本实施方式中，将对所铸造的铸坯10进行保温的保持炉或对所铸造的铸坯10进行加热的加热炉中的任一者或两者总称为“保持炉”。本实施方式中，特征在于，依次直线性地配置有连续铸造装置1、保持炉2、轧制机架3。
铸造中的铸造方向20上的各位置处的铸坯厚度方向中心部的温度TC可以通过一维的传热凝固解析(计算)来求出。将中心部的温度TC与固相线温度TS一致的位置设定为凝固完成位置11。通过同样的解析，可以确定中心部1300℃位置12。在传热凝固解析时，可以采用焓法、等价比热法等。
本实施方式的薄板钢板的制造方法可以使用图1中所示那样的薄板钢板的制造装置来实施。即，薄板钢板的制造装置依次配置：铸模下端处的铸坯厚度为70mm～120mm的薄铸坯的连续铸造装置1、将所铸造的铸坯10进行保温和/或加热的保持炉2、和进行精轧的轧制机架3，能够将铸坯10在不切断的情况下从连续铸造起连续地进行至从保持炉通过及精轧为止。薄板钢板的制造装置在连续铸造装置内且比铸坯10的凝固完成部更靠下游侧22具有压下辊4，通过压下辊4可对铸坯10进行压下。需要说明的是，压下辊4是下述轧机：通过将铸坯10夹入旋转的辊与平板之间或旋转的辊彼此之间并一边按压一边使其通过，从而进行展伸及轧制。
连续铸造装置1内的利用压下辊4的压下是在铸坯10的凝固完成之后的位置处进行。因此，压下辊4被配置于比铸坯10的凝固完成位置11更靠下游侧22。压下辊4通过被配置于连续铸造装置内且机端附近，能够进行恰当的位置处的压下。这里，所谓机端附近是指连续铸造装置1的末端位置、或与该末端位置相距5m以内的位置。如果是该位置，则能够在铸造中的铸坯10的厚度中心部刚刚凝固之后进行压下。另外，通过将压下辊4配置于连续铸造装置内，能够在铸坯10的中心温度为1300℃以上时对铸坯10进行压下。
本实施方式的薄板钢板的制造装置如图1中所示的那样依次配置有连续铸造装置1、保持炉2和精轧的轧制机架3。而且，该制造装置将铸坯10在不切断的情况下从连续铸造起连续地进行至从保持炉通过及精轧为止。精轧后，卷取装置6将薄板钢板进行卷取。在以往的间歇式的轧制中，每个轧制的卷材存在顶部及底部，具有通板时的问题，但在本实施方式中由于是将铸坯10在不切断的情况下连续地进行轧制，因此能够避免顶部及底部的通板时的问题。另外，由于连续铸造后的铸坯10为薄铸坯，因此即使是在板厚低于1.2mm那样的薄板钢板的制造中，也能够减轻轧制负荷。
本实施方式中，保持炉2具有将所铸造的铸坯10进行保温和/或加热的功能。保持炉2可以是铸坯10在保持于高温的气氛中通过的炉、即将使铸坯10通过的气氛保持于高温的炉，也可以是将铸坯10通过感应加热来进行加热的炉。
关于进行精轧的轧制机架3，对精轧机架数没有限制。如果是制造板厚为1.2mm以下的轻薄材，则精轧机架数优选为5以上。
此外，在保持炉2与精轧的轧制机架3之间，通常配置去氧化皮装置5。
在一般的TSCR的具有保热炉的生产线构成中，将连续铸造后的铸坯装入保热炉中，并在进行均热化后进行精轧是一般性的，在保热炉之前不进行轧制。这是由于据认为：如果在保热炉前进行压下，则由于保热炉内的通板速度增加，因此保热炉中的在炉时间变短，为了进行温度均质化，则需要保热炉的延长。本实施方式中与上述的想法不同，以偏析扩散为目标在连续铸造装置内进行压下。在以往常识中，预想：由于进行压下，因此保热炉中的在炉时间变短，对于偏析扩散、温度均质化是不利的。但是，如上文详述的那样，获知：通过在凝固完成后且铸坯中心为1300℃以上的温度时，优选以30％以上的压下率进行压下，从而压下后铸坯的中心偏析比及显微偏析比减轻，因此即使之后的保持炉中的保持时间短，偏析也扩散。另外，如果以连续铸造装置内的压下来进行中心温度为1300℃以上的高温并且压下率为30％以上的压下，则通过压下而使钢板截面的平均温度均质化，即使是短时间的热处理，对于温度均质化而言也是充分的。
即，根据本实施方式，在无法进行均热处理的TSCR中，能够提供偏析少的高合金系的薄板钢板的制造方法。
对本实施方式的薄板钢板的制造方法中使用的薄板钢板的优选的成分组成进行说明。
本实施方式的薄板钢板优选具有下述化学成分：以质量％计，含有C：0.01％～1.0％、Si：0.02％～2.00％、Mn：0.1％～3.5％、P：0.02％以下、S：0.002％～0.030％、Al：0.0005％～0.0500％、N：0.002％～0.010％及O：0.0001％～0.0150％、剩余部分包含Fe及杂质。
C：0.01％～1.0％
C是为了提高高强度钢板的强度而含有的。但是，如果C的含量超过1.0％，则焊接性变差。另一方面，如果C的含量低于0.01％，则强度降低。
Si：0.02％～2.00％
Si是为了抑制钢板中的铁系碳化物的生成、提高强度和成形性所必要的元素。但是，如果Si的含量超过2.00％，则钢板脆化，延展性劣化。另一方面，Si的含量低于0.02％时强度降低。
Mn：0.1％～3.5％
Mn是为了提高钢板的强度而被添加到本实施方式的钢板中。但是，如果Mn的含量超过3.5％，则即使是通过本实施方式也有可能会在钢板的板厚中央部产生粗大的Mn浓集部，变得容易引起脆化。另外，如果Mn的含量超过3.5％，则焊接性也劣化。因此，Mn的含量优选设定为3.5％以下。从焊接性的观点出发，Mn的含量更优选为3.00％以下。另一方面，如果Mn的含量低于0.1％，则无法明确地享受中心偏析及显微偏析的改善效果。从该观点出发，Mn的含量优选为0.1％以上、进一步优选为0.5％以上。
P：0.02％以下
P具有在钢板的板厚中央部进行偏析的倾向，使焊接部脆化。如果P的含量超过0.02％，则即使是通过本实施方式也有可能焊接部会大幅地脆化。
S：0.002％～0.030％
S对焊接性以及铸造时及热轧时的制造性造成不良影响。另外，由于与Ti结合而生成硫化物，妨碍Ti成为氮化物，间接地诱发Al氮化物的生成，因此优选将S的含量的上限值设定为0.030％。S的含量的下限即使不特别规定，也可发挥偏析比的改善效果。由于将S的含量设定为低于0.002％会伴随制造成本的大幅的增加，因此将S的含量的下限设定为0.002％。
Al：0.0005％～0.0500％
Al如果大量地添加则形成粗大的氮化物，使低温时的断面收缩率值降低，使耐冲击特性降低，因此优选将Al的含量的上限设定为0.050％。为了避免粗大的氮化物的生成，Al的含量更优选设定为0.035％以下。Al的含量的下限没有特别规定就可发挥偏析比的改善效果，但由于将Al的含量设定为低于0.0005％会伴随制造成本的大幅的增加。另外，Al作为脱氧材也是有效的元素，从该观点出发，优选将Al的含量设定为0.005％以上，进一步优选设定为0.010％以上。
N：0.002％～0.010％
N由于形成成为低温时的断裂的起点的粗大的氮化物，使耐冲击特性降低，因此需要抑制添加量。如果N的含量超过0.010％，则其影响变得显著，因此优选将N含量的范围设定为0.010％以下。从该观点出发，N的含量更优选为0.0040％以下，进一步优选为0.0030％以下。N的含量的下限没有特别规定就可发挥偏析比的改善效果，但如果将N的含量设定为低于0.002％，则会导致制造成本的大幅的增加。
O：0.0001％～0.0150％
O由于形成粗大的氧化物，产生低温时的断裂的起点，因此需要抑制含量。如果O的含量超过0.0150％，则其影响变得显著，因此优选将O含量的上限设定为0.0150％以下。从该观点出发，O的含量更优选为0.0020％以下，进一步优选为0.0010％以下。O的含量的下限没有特别规定就可发挥偏析比的改善效果，但将O的含量设定为低于0.0001％会伴随制造成本的大幅的增加。
本实施方式的薄板钢板也可以选择性地进一步含有下述元素。即，薄板钢板可以进一步以质量％计含有Ti：0.005％～0.030％、Nb：0.0010～0.0150％、V：0.010～0.150％、B：0.0001～0.0100％、Cr：0.01～2.00％、Ni：0.01～2.00％、Cu：0.01～2.00％、Mo：0.01～1.00％、W：0.01～1.00％中的1种或2种以上。本实施方式的主要效果是中心偏析和显微偏析的改善，并不会因含有下述元素而特意影响其效果。
Ti：0.005％～0.030％
Ti是通过以适当的条件实施热轧而形成微细的氮化物、抑制粗大的Al氮化物的生成的元素，减少低温时的断裂的起点，提高耐冲击特性。为了获得该效果，优选将Ti的含量设定为0.005％以上。另一方面，如果Ti的含量超过0.030％，则因微细的碳氮化物的析出而导致在钢板中软质的部位的成形性发生劣化，反而使低温时的断面收缩率值降低。从成形性的观点出发，Ti的含量优选为0.0120％以下，更优选为0.0100％以下。
Nb：0.0010％～0.0150％
Nb是通过以适当的条件实施热轧而形成微细的氮化物、抑制粗大的Al氮化物的生成的元素，使低温时的断裂的起点减少。为了获得该效果，优选将Nb的含量设定为0.0010％以上，更优选将Nb的含量设定为0.0030％以上，进一步优选设定为0.0050％以上。另一方面，如果Nb的含量超过0.0150％，则因微细的碳氮化物的析出而导致在钢板中软质的部位的成形性发生劣化，反而使低温时的断面收缩率值降低，因此Nb的含量优选为0.0150％以下。从成形性的观点出发，Nb的含量更优选为0.0120％以下，进一步优选为0.0100％以下。
V：0.010％～0.150％
V是通过以适当的条件实施热轧而形成微细的氮化物、抑制粗大的Al氮化物的生成的元素，使低温时的断裂的起点减少。为了获得该影响，有必要将V的含量设定为0.010％以上，优选将含量设定为0.030％以上，进一步优选设定为0.050％以上。另一方面，如果V的含量超过0.150％，则因微细的碳氮化物的析出而导致在钢板中软质的部位的成形性发生劣化，反而使低温时的断面收缩率值降低，因此V的含量优选为0.150％以下。从成形性的观点出发，V的含量更优选为0.120％以下，进一步优选为0.100％以下。
B：0.0001％～0.0100％
B是通过以适当的条件实施热轧而形成微细的氮化物、抑制粗大的Al氮化物的生成的元素，使低温时的断裂的起点减少。为了获得该效果，优选将B的含量设定为0.0001％以上，优选将B的含量设定为0.0003％以上，进一步优选设定为0.0005％以上。另外，B是抑制高温时的相变、对高强度化有效的元素，也可以进一步添加，但如果B的含量超过0.0100％，则热时的加工性受损，生产率降低，因此B的含量优选为0.0100％以下。从生产率的观点出发，B的含量更优选为0.0050％以下，进一步优选为0.0030％以下。
Cr：0.01％～2.00％
Cr是抑制高温时的相变、对高强度化有效的元素，也可以代替C和/或Mn的一部分来添加。如果Cr的含量超过2.00％，则热时的加工性受损，生产率降低，因此Cr的含量优选为2.00％以下。Cr的含量的下限没有特别规定就可发挥偏析比的改善效果，但为了充分获得由Cr带来的高强度化的效果，Cr的含量优选为0.01％以上。
Ni：0.01％～2.00％
Ni是抑制高温时的相变、对高强度化有效的元素，也可以代替C和/或Mn的一部分来添加。如果Ni的含量超过2.00％，则焊接性受损，因此Ni的含量优选为2.00％以下。Ni的含量的下限没有特别规定就可发挥偏析比的改善效果，但为了充分获得由Ni带来的高强度化的效果，Ni的含量优选为0.01％以上。
Cu：0.01％～2.00％
Cu是通过以微细的粒子的形式存在于钢中来提高强度的元素，可以代替C和/或Mn的一部分来添加。如果Cu的含量超过2.00％，则焊接性受损，因此Cu的含量优选为2.00％以下。Cu的含量的下限没有特别规定就可发挥偏析比的改善效果，但为了充分获得由Cu带来的高强度化的效果，Cu的含量优选为0.01％以上。
Mo：0.01％～1.00％
Mo是抑制高温时的相变、对高强度化有效的元素，也可以代替C和/或Mn的一部分来添加。如果Mo的含量超过1.00％，则热时的加工性受损，生产率降低。因此，Mo的含量优选为1.00％以下。Mo的含量的下限没有特别规定就可发挥偏析比的改善效果，但为了充分获得由Mo带来的高强度化的效果，Mo的含量优选为0.01％以上。
W：0.01％～1.00％
W是抑制高温时的相变、对高强度化有效的元素，也可以代替C和/或Mn的一部分来添加。如果W的含量超过1.00％，则热时的加工性受损，生产率降低，因此W的含量优选为1.00％以下。W的含量的下限没有特别规定就可发挥偏析比的改善效果，但为了充分获得由W带来的高强度化的效果，W的含量优选为0.01％以上。
剩余部分为铁及杂质即可。
实施例
使用图1中所示那样的依次配置铸模下端处的铸坯厚度为100mm的薄铸坯的连续铸造装置1、对所铸造的铸坯10进行加热的保持炉2和进行精轧的轧制机架3、能够将铸坯10在不切断的情况下从连续铸造起连续地进行至从保持炉通过及精轧为止的薄板钢板的制造装置，制造了薄板钢板。该制造装置在连续铸造装置1的机内且其末端位置处具有辊径为720mm的压下辊4。铸模尺寸为100mm厚×1500mm宽。铸造速度为5.0m/分钟。利用压下辊4的轧制速度与铸造速度相同。压下率如表3中所示的那样。压下位置设定为凝固完成后且通过传热凝固解析求出的铸坯宽度中央的厚度中心温度成为表3中所示的温度的位置。
在使用将所铸造的铸坯10进行保温的类型的保持炉2的情况下，在压下后的铸坯10从连续铸造装置1出来的时刻切断成规定的长度，在设置于加热的类型的保持炉的旁边的保持炉2中，仅以由假定未将铸坯10切断时的压下率求出的通板速度和将该保持炉2的炉长假想为180m时的在炉时间进行装入，然后将铸坯10返回至能够将铸坯10在不切断的情况下从上述的连续铸造起连续地进行至从保持炉通过及精轧为止的薄板钢板的制造装置的生产线上，制造了规定的薄板钢板。该情况下，铸坯10由于一度被切断，因此成为间歇轧制，但能够没有问题地进行轧制。此外，保持炉2的炉内气氛温度设定为1200℃。将连续铸造装置1的机端处的铸坯厚度及铸坯速度(从保持炉通过速度)、保持炉2中的热处理时间(保持炉在炉时间)示于表3中。
在试验中，对表2中所示的钢种成分进行铸造，制造了精轧后的板厚为1.8mm的热轧钢板(薄板制品)。表3中示出了试验条件及薄板制品品质的一览表。
[表2]
Figure BDA0003061421670000151
[表3]
Figure BDA0003061421670000161
对由上述轧制得到的钢板的偏析度进行了测定。成为测定的对象的溶质元素设定为Mn。关于Mn浓度的分析，使用EPMA，以50μm射束直径沿钢板的厚度方向进行线分析，测定钢板内的Mn浓度分布，求出测定范围内的Mn的最大浓度。将Mn的最大浓度的值除以由钢液阶段的化学分析求出的Mn的初期含有率而得到的值设定为Mn偏析度。
另外，从热轧钢板中切取出扩孔试验用样品，依据JIS Z 2256：2010(金属材料的扩孔试验方法)实施扩孔试验，算出扩孔极限值“λ(％)”。作为综合评价，将扩孔率为50％以上的情况设定为○，将其以下的情况设定为×。
本发明例1～4是下述薄板钢板(薄板制品)的例子：在连续铸造装置1内的末端位置处刚刚以各压下率进行了压下后将铸坯10切断，暂且装入将铸坯10进行保温的类型的保持炉2中，在表3中记载的保持时间之后通过除氧化皮机、精轧从而轧制至规定的厚度。
本发明例5是下述薄板钢板的例子：使用铸坯加热用的保持炉2(感应加热炉)，将铸坯10在不切断的情况下从连续铸造起连续地进行至从保持炉通过及精轧为止来进行制造。
比较例1是下述薄板钢板的例子：在连续铸造装置内的末端位置处未进行压下，将该铸坯切断后暂且装入将铸坯进行保温的类型的保持炉2中，在表3中记载的保持时间之后进行轧制，从而设定为与本发明例1～5相同的板厚。
本发明例1的评价(※1)是指：即使刚刚凝固后压下的压下率小、扩孔率为50％以下，但与比较例1相比也优异。
本发明例5的评价(※1)是指：即使没有保持炉2内的保持时间，但与比较例1相比也明确地优异。据认为其理由是由于：不仅在连续铸造装置内的末端位置处进行了30％的压下，而且从连续铸造机的机端经由感应加热炉至进行精轧的轧制机架3的入口为止需要5分钟左右，因此在此期间偏析元素的扩散发生进展。如之前在表1中确认所示的那样，据认为：通过将使用薄铸坯的连续铸造装置1而铸造的铸坯10在连续铸造装置内进行压下，从而中心偏析和显微偏析得以改善。因而，确认了：即使没有充分地确保保持炉2内的铸坯保持时间，使用感应加热进行轧制得到的薄板钢板的品质也能够与在保持炉2内保持60分钟的比较例1相比为同等以上。
此外，获知：在连续铸造后将铸坯切断而长时间地维持在保持炉2内的条件下，即使在刚刚凝固后不对铸坯进行压下，只要确保360分钟的热处理时间，则偏析也缓和，扩孔率改善。然而，由于在TSCR中是将铸坯在不切断的情况下连续地进行处理，因此无法进行这样的热处理，实现性低。
由这些比较调査结果获知：如果使用依次配置薄铸坯的连续铸造装置1、将所铸造的铸坯10进行保温或加热的保持炉2和进行精轧的轧制机架3、能够将铸坯10在不切断的情况下从连续铸造起连续地进行至从保持炉通过及精轧为止的薄板钢板的制造装置来制造薄板钢板，则连续铸造装置1的末端位置处的铸坯10的压下率越高，热处理时间越长，越能够制造中心偏析、显微偏析少的薄板钢板。
另外，在本发明例5中，将铸坯10在不切断的情况下从连续铸造起连续地进行至从保持炉通过及精轧为止来制造薄板钢板，其结果是，进行精轧的轧制机架3中的通板性良好，制造含有2.6质量％Mn的高Mn钢且1.8mm厚的热轧钢板完全没有问题。另外，还确认了：如果是同样的方法，则能够制造0.8mm厚度等更薄厚度的热轧钢板。如果在连续铸造装置1与轧制机架3之间设置将保持炉2的炉长设定为180m的保持炉2，则本发明例1～4也能够与本发明例5同样地享受轧制该高Mn钢时的通板性的提高效果。
产业上的可利用性
根据本发明，可以应用于在通过TSCR来制造薄板钢板时能够稳定地制造高合金系且偏析少的薄板钢板的薄板钢板的制造装置及薄板钢板的制造方法。
符号的说明
1 连续铸造装置
2 保持炉
3 轧制机架
4 压下辊
5 去氧化皮装置
6 卷取装置
7 支承辊
10 铸坯
11 凝固完成位置
12 中心部1300℃位置
13 固相部
14 固液共存相
15 液相部
16 固相线
17 液相线
20 铸造方向
21 上游侧
22 下游侧

Claims (6)

1.一种薄板钢板的制造装置，其特征在于，依次配置铸模下端处的铸坯厚度为70mm～120mm的薄铸坯的连续铸造装置、将所铸造的铸坯进行保温和/或加热的保持炉、和进行精轧的轧制机架，能够将铸坯在不切断的情况下从连续铸造起连续地进行至从保持炉通过及精轧为止，
其中，在所述连续铸造装置内且比铸坯的凝固完成位置更靠下游侧具有压下辊，通过该压下辊能够对铸坯进行压下。
2.根据权利要求1所述的薄板钢板的制造装置，其特征在于，所述保持炉为铸坯在保持于高温的气氛中通过的炉、或将铸坯通过感应加热来进行加热的炉中的任一者。
3.一种薄板钢板的制造方法，其特征在于，其使用了权利要求1或权利要求2所述的薄板钢板的制造装置，
其中，将所述铸模下端处的薄铸坯的铸造速度设定为4～7m/分钟，在凝固完成后并且铸坯中心温度为1300℃以上时，通过所述压下辊将铸坯以30％以上的压下率进行压下。
4.一种薄板钢板的制造方法，其特征在于，其使用了权利要求1或权利要求2所述的薄板钢板的制造装置，
其中，将所述铸模下端处的薄铸坯的铸造速度设定为4～7m/分钟，在凝固完成后并且铸坯中心温度为1300℃以上时，通过所述压下辊将铸坯以30％以上的压下率进行压下，
在所述保持炉中，将铸坯在1150℃～1300℃的温度下保持5分钟以上。
5.根据权利要求3或权利要求4所述的薄板钢板的制造方法，其特征在于，所述薄板钢板具有下述化学成分：以质量％计，含有C：0.01％～1.0％、Si：0.02％～2.00％、Mn：0.1％～3.5％、P：0.02％以下、S：0.002～0.030％、Al：0.0005～0.0500％、N：0.002～0.010％及O：0.0001～0.0150％、剩余部分包含Fe及杂质。
6.根据权利要求5所述的薄板钢板的制造方法，其特征在于，所述薄板钢板进一步以质量％计含有Ti：0.005～0.030％、Nb：0.0010～0.0150％、V：0.010～0.150％、B：0.0001～0.0100％、Cr：0.01～2.00％、Ni：0.01～2.00％、Cu：0.01～2.00％、Mo：0.01～1.00％、W：0.01～1.00％中的1种或2种以上。
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Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112108620B (zh) * 2020-09-09 2022-03-11 山西云时代太钢信息自动化技术有限公司 连铸坯装卸机器人控制***
CN113198989A (zh) * 2021-03-31 2021-08-03 邯郸钢铁集团有限责任公司 一种提高汽车用铬钼钢高强度螺栓断面收缩率的方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20100212856A1 (en) * 2005-12-16 2010-08-26 Dieter Rosenthal Method and Device for Producing a Metal Strip by Continuous Casting and Rolling
JP2016175104A (ja) * 2015-03-20 2016-10-06 新日鐵住金株式会社 連続鋳造方法

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2726919B2 (ja) * 1988-05-26 1998-03-11 マンネスマン・アクチエンゲゼルシャフト 連続鋳造により帯鋼又は板鋼を連続製造する方法及び装置
IT1224318B (it) * 1988-05-26 1990-10-04 Mannesmann Ag Processo ed impianto per la produzione continua di nastro di acciaio
JPH0515904A (ja) * 1991-05-23 1993-01-26 Sumitomo Metal Ind Ltd 鋳片の凝固直後圧延方法
JP2604315B2 (ja) * 1994-01-11 1997-04-30 共英製鋼株式会社 ホットコイルの製造方法
JP3174457B2 (ja) * 1994-05-17 2001-06-11 株式会社日立製作所 連鋳直結熱間圧延設備およびその圧延方法
JPH11239804A (ja) * 1998-02-24 1999-09-07 Sumitomo Metal Ind Ltd ホットコイルの製造方法
JP3275823B2 (ja) * 1998-02-24 2002-04-22 住友金属工業株式会社 広幅薄・中厚鋳片の鋳型内流動制御方法
CN104773039B9 (zh) * 2010-03-12 2017-07-04 株式会社普利司通 充气轮胎
JP6111892B2 (ja) * 2013-06-25 2017-04-12 新日鐵住金株式会社 鋳片の連続鋳造方法および連続鋳造鋳片
JP6369122B2 (ja) * 2014-05-14 2018-08-08 新日鐵住金株式会社 鋳片の連続鋳造方法および連続鋳造鋳片

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20100212856A1 (en) * 2005-12-16 2010-08-26 Dieter Rosenthal Method and Device for Producing a Metal Strip by Continuous Casting and Rolling
JP2016175104A (ja) * 2015-03-20 2016-10-06 新日鐵住金株式会社 連続鋳造方法

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