CN115380129A - 板坯及其连续铸造方法 - Google Patents

Abstract

该板坯是含有0.02质量％～0.50质量％的C、0.20质量％～2.00质量％的Al的高Al钢的板坯，在将[Zr]、[Ti]、[Al]、[N]分别设定为上述板坯中的含量(质量％)的情况下，满足[Zr]+0.2×[Ti]≥4/3×[Al]×[N]和0.0010质量％≤[Zr]的关系。

Description

板坯及其连续铸造方法

技术领域

本发明涉及特别是包含大量Al的钢的板坯及其连续铸造方法。

本申请基于2020年4月7日在日本申请的特愿2020-069313号而主张优先权，并将其内容援引于此。

背景技术

近年来，作为薄板用的高强度钢铁材料，制造了许多用于提高机械特性而大量含有Al的合金钢。然而，越大量地添加Al，则变得越容易在连续铸造中在铸坯的表层中产生横向裂纹，成为操作上及制品的品质上的问题。

在弯曲型或垂直弯曲型的连续铸造机中的矫正点处，对铸坯赋予矫正应力。已知横向裂纹沿着铸坯表层的原奥氏体晶界而产生，由于矫正应力集中于膜状铁素体从而导致产生横向裂纹，所述膜状铁素体沿着因AlN、NbC等的析出而发生脆化的奥氏体晶界、原奥氏体晶界而生成。此外，该横向裂纹特别是在比从奥氏体向铁素体的相变区域稍高的温度区域中容易产生，但即使是非相变系组成也同样产生横向裂纹。因此，通常，采用下述方法：在矫正点处按照避免延展性降低的温度区域(脆化温度区域)的方式控制铸坯的表面温度，抑制横向裂纹的产生。

然而，如果要控制铸坯的表面温度来避免脆化温度区域，则在操作上受到大的制约，因此困难的情况也多。于是，在专利文献1中公开了一种技术，其以超过0.010质量％且为0.025质量％以下的方式添加Ti，将铸坯的凝固壳厚度为10mm～30mm的二次冷却带上部的铸坯的表面温度设定为AlN的析出开始温度以上。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利第6347164号公报

发明内容

发明所要解决的课题

近年来，为了进一步提高机械特性，还进行了含有0.20质量％以上的Al的高Al钢的制造。如果Al浓度增加，则AlN从更高的温度析出，脆化温度区域扩大。因此，如果含有0.20质量％以上的Al，则脆化温度区域显著扩大，因此避免脆化温度区域来进行弯曲及矫正在通常的操作上基本是不可能的，无法避免横向裂纹。

此外，如果含有0.50质量％以上的Al，则脆化温度区域进一步显著扩大，因此即使是改善了冷却条件的操作，避免脆化温度区域来进行弯曲及矫正也基本是不可能的，无法避免横向裂纹。此外，产生了横向裂纹的板坯除了变得需要研磨等的维护以外，而且还确认到热轧后的横向裂纹起因的缺陷，无法避免成品率的恶化。本申请的目的是提供对于通过连续铸造而得到的板坯不需要横向裂纹维护的制造性优异的板坯。

此外，在专利文献1中记载的方法中，以Al浓度为0.063质量％～0.093质量％的低碳铝镇静钢作为对象，就含有0.20质量％以上的Al的高Al钢而言其效果是不明的。

本发明鉴于上述的问题，目的是提供含有0.20质量％以上Al的高Al钢的、耐表面开裂敏感性优异的板坯及该板坯的连续铸造方法。

用于解决课题的手段

本发明的发明者们着眼于高Al钢的铸坯中的高温脆化的主要原因是AlN的大量析出，对氮化物的析出控制进行了研究。具体而言，对添加了与Al相比N固定能力更高的Zr的钢的高温延展性进行了调查。其结果发现：通过微量的Zr添加使得高温延展性大大改善。获知：Zr在刚凝固后生成ZrN，将N固定化，因此能够抑制AlN向晶界的大量析出，在根本上改善高Al钢的高温脆化。

另一方面，由于Zr为昂贵的金属，因此还有想要尽可能抑制Zr添加量的要求。于是，本发明的发明者们发现：通过适量添加Ti和Zr，能够在成本不变得过高的情况下抑制AlN向晶界的大量析出。

根据以上内容，本发明如下所述。

(1)一种板坯，其特征在于，其是含有C：0.02质量％～0.50质量％、Al：0.20质量％～2.00质量％的高Al钢的板坯，

Zr含量及Ti含量满足以下的(1)式，进而Zr含量满足以下的(2)式。

[Zr]+0.2×[Ti]≥4/3×[Al]×[N] (1)

0.0010质量％≤[Zr] (2)

其中，[Zr]、[Ti]、[Al]、[N]分别表示上述板坯中的含量(质量％)。

(2)根据上述(1)所述的板坯，其特征在于，进一步满足以下的(3)式。

[Ti]/[Zr]≥1 (3)

(3)根据上述(1)或(2)所述的板坯，其特征在于，上述板坯的表层部中的全部氮化物中的(Zr、Ti)N的质量比率为50.0质量％以上。

(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的板坯，其特征在于，上述板坯进一步含有：

Si：0.20质量％～3.00质量％、及

Mn：0.50质量％～4.00质量％。

(5)一种板坯的连续铸造方法，其特征在于，其是上述(1)～(4)中任一项所述的板坯的连续铸造方法，

在进行上述板坯的弯曲及矫正时，在表面温度为800℃～1000℃的范围内进行弯曲及矫正。

(6)根据上述(5)所述的板坯的连续铸造方法，其特征在于，将上述板坯的表层部处的平均冷却速度设定为60℃/分钟以下。

发明效果

根据本发明，能够提供不含因矫正应力引起的开裂的板坯。

附图说明

图1是表示拉伸温度为700℃～1100℃的范围内的断面收缩率的变化的图。

图2是表示拉伸温度为900℃下的[Al]×[N]与[Zr]+0.2×[Ti]的关系的图。

具体实施方式

以下，对于本发明，参照附图进行说明。需要说明的是，在本实施方式中，使用“～”表示的数值范围是指包含“～”的前后所记载的数值作为下限值及上限值的范围。以“超过”或“低于”表示的数值不包含该值作为下限值或上限值。

为了制造含有0.20质量％以上的Al的高Al钢，需要防止因连续铸造中的矫正点处的矫正应力而产生横向裂纹。由于在矫正点处难以使温度脱离脆化温度区域，因此为了在矫正点处在一般的温度区域中进行铸坯的矫正，本发明的发明者们对添加Zr这一事项进行了研究。

另一方面，由于Zr为昂贵的金属，因此还有想要尽可能抑制Zr添加量的要求。于是，本发明的发明者们对添加Zr和/或Ti这一事项进行研究，为了发现不产生横向裂纹的条件，进行了以下的实验。

(第1实验)

首先，进行了下述高温拉伸试验：用于确认通过添加Zr可使高温延展性改善为何种程度。在该试验中，以表1中所示的钢种A～D这4种钢(板坯)进行了实验。表1中的数值都表示质量％(mass％)，如表1中所示的那样，在钢种A中Zr和Ti都仅被包含少量，在钢种B中，Zr比较多地被包含，但除此以外为与钢种A大致相同的组成。此外，在钢种C中，Ti比较多地被包含，但除此以外为与钢种A大致相同的组成。另一方面，钢种D为Zr和Ti都比较多地被包含的例子。此外，剩余部分都包含Fe及杂质。需要说明的是，所谓“杂质”是指在工业上制造板坯时从作为原料的矿石、废料或制造环境等中混入的物质。

[表1]

接着，在700℃～1100℃的范围内变更拉伸温度，由这4种钢求出断面收缩率(R.A.：Reduction Area)(％)。具体而言，基于JIS G0567：2020，将通过25kg的真空熔化而制作的各钢种锻造延伸加工至φ15之后制成φ10的拉伸试验片(平行部为90mm)。在高温拉伸试验中，使用具有冷坩埚的高频感应加热型的高温拉伸试验装置，将拉伸试验片熔融后以1.0℃/秒的冷却速度冷却至规定的拉伸温度后，一边保持在规定的拉伸温度一边以3.3×10^-4(1/秒)的应变速度实施拉伸直至断裂为止。求出将试验后的拉伸试验片的断裂面的面积与试验前的试验片横截面积之差除以试验前的试验片横截面积而得到的值的百分率(％)作为断面收缩率(颈缩)。

将其拉伸试验结果示于图1中。图1中的圆形记号表示钢种D的断面收缩率，三角记号表示钢种C的断面收缩率。此外，菱形记号表示钢种B的断面收缩率，方形记号表示钢种A的断面收缩率。如图1中所示的那样，获知：如果适量添加Zr和Ti这两者，则特别是在800～1000℃的温度区域中断面收缩率变大，高温延展性得到改善。这里，可以认为：如果R.A.为50％以上，则不会因矫正应力而产生横向裂纹。获知：由于使矫正点在800～1000℃的范围内通过在操作上是容易的，因此即使不进行避免脆化温度区域那样的温度控制，也能够通过添加Zr及Ti来防止横向裂纹。

(第2实验)

接着，进行了下述试验：用于确认为了防止横向裂纹需要添加何种程度的Zr及Ti。具体而言，将拉伸温度设定为900℃，如表2中所示的那样准备Al、Ti、N、Zr量不同的多个样品(No.1～No.12)来进行拉伸试验，分别求出R.A.(％)。拉伸试验的具体的方法与第1实验相同。将其拉伸试验结果示于表2及图2中。

[表2]

在图2中，作为据认为不产生横向裂纹的指标，将R.A.为50％以上者设定为○，将R.A.低于50％者设定为×。其结果获知：Zr及Ti的含量和Al含量与N含量之积存在相关性。即，获知：如果Zr含量+Ti含量×0.2的值为Al含量与N含量之积的4/3倍以上，则R.A.成为50％以上，能够防止因矫正应力而引起的横向裂纹。

基于以上的实验结果，对本发明的板坯的化学组成进行说明。需要说明的是，本实施方式的板坯为含有0.20质量％～2.00质量％的Al的高Al钢，主要以薄板用作为对象。Al的优选的下限值为0.50质量％。在Al的含量处于0.50质量％以上的情况下，如上述那样容易产生横向裂纹，因此可更显著地得到本实施方式的效果。此外，根据上述的第1及第2实验结果可知，本实施方式的板坯包含满足以下(1)式的量的Zr及Ti。

[Zr]+0.2×[Ti]≥4/3×[Al]×[N] (1)

其中，[Zr]、[Ti]、[Al]、[N]分别表示板坯中的含量(相对于板坯总质量的质量％)。

进而，根据上述的第1实验结果可知，就Zr少的钢种C而言，虽然满足了(1)式的条件，但断面收缩率低。Ti与Zr、Al同样地是固定N的元素，与N的亲和力依次为Zr>Ti>Al。在单纯仅添加Ti时，TiN无法从高温析出，AlN大量析出，高温延展性的改善小，得不到效果。然而，如钢种D那样，通过与Zr同时添加Ti，从而以在高温下为热稳定的(Zr、Ti)N的形式将N固定，高温延展性大大改善。即，通过添加Zr和Ti这两者，从而从刚凝固后析出ZrN，进而以随附于ZrN的形式促进TiN的析出，由此与单独添加Ti相比从更高的温度将N固定，高温延展性改善。需要说明的是，Zr及Ti如上述那样以(Zr、Ti)N的组成将N固定。

根据以上的理由可知，本实施方式的板坯使Zr含量满足以下的(2)式。

0.0010质量％≤[Zr] (2)

此外，Zr含量的上限没有特别限定，但由于Zr为昂贵的金属，因此从尽可能抑制Zr添加量的观点考虑，Zr含量优选为0.0050质量％以下。此外，N含量的上限及下限也没有特别限定，但作为在未有意地使N含量增加的情况下经由通常的精炼工序、连续铸造工序而被包含的范围，N含量优选设定为0.0080质量％以下。此外，如果鉴于精炼工序中的成本，则N含量优选设定为0.0010质量％以上。此外，虽然以高Al钢作为对象，但如果Al含量超过2.0质量％，则根据(1)式，Zr含量及Ti含量也增加，不必要地招致成本增加。因此，Al含量为0.20～2.00质量％，优选为0.50～2.00质量％，更优选为0.55～2.00质量％，进一步优选为0.60～2.00质量％。

进而，从优选尽可能使用Ti来代替Zr以降低成本的观点出发，关于[Ti]与[Zr]之比([Ti]/[Zr])，优选满足以下的(3)式。更优选上述的比为3以上。上限值没有特别限制，但优选为10以下。如果[Ti]/[Zr]超过10，则Zr的含量下降，因此有可能不会充分生成将N固定的(Zr、Ti)N。

[Ti]/[Zr]≥1 (3)

如以上那样，就本实施方式的板坯而言，设定为Zr、Ti、Al、N的含量的关系满足上述的(1)式及(2)的条件者。此外，Ti含量的上限没有特别限定，但即使过量地含有Ti，效果也饱和，导致不必要的成本增加，因此Ti含量优选为0.5质量％以下。Ti含量的下限也没有特别限定，但取决于(1)式及(2)，Ti含量优选为0.0020质量％以上。

另一方面，对于其他元素的含量没有特别限定，但C、Si、Mn优选以以下的范围来含有，确认了：在本申请中只要是说明书中所示的C、Si、Mn等的范围，则能够解决发明课题。

<C：0.02质量％～0.50质量％>

C是钢的强度提高元素，如果C含量低于0.02质量％，则不满足作为高强度钢板的用途。此外，如果C含量超过0.50质量％，则硬度变得过高，无法保证所需的弯曲性。因此，C含量设定为0.02质量％～0.50质量。

<Si：0.20质量％～3.00质量％>

Si是钢的强度提高元素，如果Si含量低于0.20质量％，则不满足作为高强度钢板的用途。此外，如果Si含量超过3.00质量％，则对焊接性造成不良影响。因此，Si含量优选设定为0.20质量％～3.00质量％。

<Mn：0.50质量％～4.00质量％>

Mn是钢的强度提高元素，如果Mn含量低于0.50质量％，则不满足作为高强度钢板的用途。此外，如果Mn含量超过4.00质量％，则由于Mn为偏析元素，因此有可能在铸坯、钢板中引起强度不均的产生。因此，Mn含量优选设定为0.50质量％～4.00质量％。上述以外的剩余部分为铁及杂质，但也可以包含某些成分来代替铁的一部分。这里，所谓“杂质”如上述那样是指在工业上制造板坯时从作为原料的矿石、废料或制造环境等中混入的物质。因此，本实施方式的板坯例如以质量％计含有Al：0.20～2.00％、Zr：0.0050％以下、N：0.0010～0.0080％、C：0.02～0.50％、Si：0.20～3.00％、Mn：0.50～4.00％、P：0.0005～0.1％、S：0.0001～0.05％、Mo：0～0.1％、Nb：0～0.1％、V：0～0.1％、B：0～0.005％、Cr：0～0.1％、Ni：0～0.5％、Cu：0～0.5％、Ti：0.0020～0.5％，剩余部分包含铁及杂质，进而满足上述的(1)及(2)式，优选进一步满足(3)式。

进而，如上述那样，由于Zr在刚凝固后生成ZrN，将N固定化，因此能够抑制AlN向晶界的大量析出，在根本上改善高Al钢的高温脆化。进而，通过以随附于ZrN的形式促进TiN的析出，从而与单独添加Ti相比从更高的温度将N固定，高温延展性改善。此外，Zr及Ti以(Zr、Ti)N的组成将N固定。从这样的观点出发，优选板坯表面组织均匀地存在的5mm的表层部中的全部氮化物中的(Zr、Ti)N的质量比率为50.0质量％以上，进一步优选为60.0质量％以上，进一步优选为75.0质量％以上。由此，能够更可靠地抑制板坯的横向裂纹。

这里，板坯的表层部中的(Zr、Ti)N的质量比率通过以下的方法来测定。从所制造的板坯中切取出铸坯表层观察用的样品(例如从铸坯宽度中央切取出25mm宽、25mm长、25mm厚)，将距离铸坯的表面为5mm深度位置处的面进行镜面研磨，制备观察面。接着，对露出面用SEM/EDS(搭载能量色散型X射线分析装置的扫描型电子显微镜)进行观察。由此，进行观察面中的元素测绘，对观察面中的大小为200～5000nm(当量圆直径)的全部氮化物进行鉴定。这里，作为可观察的氮化物，例如可列举出(Zr、Ti)N、AlN、NbN、BN、VN等。然后，由基于鉴定结果得到的全部氮化物中的(Zr、Ti)N的面积比率，根据板坯表层部中的全部氮化物均匀地分布的假定，可以将面积比率视为体积比率，由体积比求出全部氮化物中的(Zr、Ti)N的质量比率。需要说明的是，(Zr、Ti)N被定义为下述氮化物：Zr及Ti在氮化物粒子中的合计质量相对于氮化物粒子的总质量成为50质量％以上、并且Zr的质量％成为10质量％以上。

接下来，对上述的板坯的连续铸造方法进行说明。在本实施方式中，由于不需要避免脆化温度区域，因此在连续铸造中特别地可以使用一般的方法。根据上述的第1实验的结果可知，在对铸坯进行弯曲及矫正时，在铸坯的表面温度成为800℃～1000℃的状态下进行弯曲及矫正的情况下，效果变得特别显著，因此是优选的。

这里，将板坯的表层部处的平均冷却速度优选设定为120℃/分钟以下，更优选设定为60℃/分钟以下。该情况下，能够将表层部中的ZrN的质量比率设定为50.0质量％以上。特别是，通过将板坯的表层部处的平均冷却速度设定为60℃/分钟以下，能够将表层部中的ZrN的质量比率设定为60.0质量％以上。板坯的表层部处的平均冷却速度通过以下的方法来测定。即，用热电偶等来测定板坯的宽度方向中央部的表面温度，通过二维的传热计算来算出距离该位置为深度5mm的位置(测定位置)处的1450～1000℃的平均冷却速度。具体而言，将这些温度的差量(450℃)除以将测定位置的温度从1450℃冷却至1000℃为止所需的时间。由此，测定板坯的表层部处的平均冷却速度。板坯的表层部处的平均冷却速度可以通过二次冷却水量来调整。平均冷却速度的下限值例如为20℃/分钟即可。

实施例

接下来，对本发明的实施例进行说明，但该条件是为了确认本发明的可实施性及效果的一个条件例，本发明并不限于该实施例的记载。本发明在不脱离本发明的主旨的情况下可以通过达成本发明的目的的各种手段来实施。

准备C含量为0.3质量％、Si含量为1.5质量％、Mn含量为2.0质量％、Al含量、N含量及Zr含量分别不同的18种钢液，分别浇注到铸型中，利用连续铸造机进行了连续铸造。需要说明的是，连续铸造机使用铸型尺寸为250mm厚度×1200mm宽度的垂直弯曲型的连续铸造机，将铸造速度设定为1.2m/分钟。此外，在矫正点处，都将铸坯的表面温度设定为850℃。此外，将表层部处的平均冷却速度设定为表3A、3B中所示的值(60℃/分钟或120℃/分钟)。

在由以上的条件制作的各个板坯中，通过上述的方法来测定板坯的表层部中的(Zr、Ti)N的质量比率。进而，在一部分板坯中，与第1实验同样地求出900℃下的断面收缩率(R.A.)(％)。进而，关于板坯的横向裂纹，按照以下的评价基准进行了评价。即，将板坯的表背面研磨0.7mm后，通过目视来确认横向裂纹的有无。此外，在完全不存在横向裂纹的情况下评价为“0”，将横向裂纹存在1个以上、但通过轻度的维护(进一步进行0.7mm的追加磨削)可去除的情况评价为“1”，将通过轻度的维护也无法去除的情况评价为“2”。进而，将没有确认到横向裂纹的板坯在不进行瑕疵的维护的情况下在热轧工序的加热炉中加热至1200℃，进行粗轧后，以成品温度为880℃、板厚为2.8mm的条件进行热轧，通过目视来确认热轧后的起因于横向裂纹的缺陷的有无。将热轧后也没有起因于横向裂纹的缺陷的板坯评价为VG(优；Very Good)，将在热轧后确认到起因于横向裂纹的缺陷的板坯评价为G(良；Good)，将在热轧前确认到横向裂纹的板坯评价为B(差；Bad)。将实验结果示于表3A、3B中。

[表3A]

[表3B]

表3A、3B中的下划线是不满足本发明的条件的例子。如表3A、3B中所示的那样，在满足(1)式及(2)式的条件的情况下，不管Al、N的含量如何，都不存在横向裂纹。

另一方面，就仅满足(1)式而不满足(2)式的比较例的No.1而言，由于Zr含量不足，因此据认为AlN大量残存，产生了横向裂纹。此外，相反就仅满足(2)式而不满足(1)式的比较例的No.2～No.7而言也同样地据认为AlN大量残存，产生了横向裂纹。在不满足(1)式或(2)式的情况下，板坯的表层部中的(Zr、Ti)N的质量比率也低于50.0质量％。

其中，如果对本发明例进一步进行详细研究，则可知：通过将板坯的表层部处的平均冷却速度设定为60℃/分钟以下，能够将板坯的表层部中的(Zr、Ti)N的质量比率设定为60.0质量％以上。该情况下，即使是在热轧后也没有确认到起因于横向裂纹的缺陷。另一方面，在板坯的表层部处的平均冷却速度成为120℃/分钟的情况、或即使平均冷却速度为60℃/分钟以下但[Ti]/[Zr]成为10以上的情况下，板坯的表层部中的ZrN的质量比率成为50.0质量％以上且低于60.0质量％。该情况下，虽然在热轧前没有确认到横向裂纹，但在热轧后确认到起因于横向裂纹的缺陷。

综上，在参照所附附图的同时对本发明的优选实施方式进行了详细说明，但本发明并不限于所述例子。只要是具有本发明所属技术领域中的普通知识者，则显然能够在权利要求书中记载的技术思想的范畴内想到各种变更例或修正例，关于它们，当然也理解为属于本发明的技术范围。

Claims (6)

1.一种板坯，其特征在于，其是含有C：0.02质量％～0.50质量％、Al：0.20质量％～2.00质量％的高Al钢的板坯，

Zr含量及Ti含量满足以下的(1)式，进而Zr含量满足以下的(2)式，

[Zr]+0.2×[Ti]≥4/3×[Al]×[N] (1)

0.0010质量％≤[Zr] (2)

其中，[Zr]、[Ti]、[Al]、[N]分别表示所述板坯中的以质量％计的含量。

2.根据权利要求1所述的板坯，其特征在于，进一步满足以下的(3)式，

[Ti]/[Zr]≥1 (3)。

3.根据权利要求1或2所述的板坯，其特征在于，所述板坯的表层部中的全部氮化物中的(Zr、Ti)N的质量比率为50.0质量％以上。

4.根据权利要求1～3中任一项所述的板坯，其特征在于，所述板坯进一步含有：

Si：0.20质量％～3.00质量％、及

Mn：0.5质量％～4.0质量％。

5.一种板坯的连续铸造方法，其特征在于，其是权利要求1～4中任一项所述的板坯的连续铸造方法，

在进行所述板坯的弯曲及矫正时，在表面温度为800℃～1000℃的范围内进行弯曲及矫正。

6.根据权利要求5所述的板坯的连续铸造方法，其特征在于，将所述板坯的表层部处的平均冷却速度设定为60℃/分钟以下。

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