专利名称：表面无裂纹连铸坯和用该铸坯的非调质高张力钢材的制法的制作方法
技术领域：
本发明涉及适用于制造抗拉强度490Mpa以上韧性优异的非调质高张力钢材的含N-V连铸铸造铸坯，和涉及以该铸坯作坯料的非调质高张力钢材的制造方法。作为非调质高张力钢材有厚钢板、钢带、型钢和棒钢等种类。它们应用于建筑、桥梁、海洋构造物、管道、造船、贮槽、土木、建设机械等领域。
作为制造均衡兼备强度、韧性、焊接性等特性钢材的方法，由现有技术可知，用TMCP(Thermo-Mechanical Control Process)微细化组织来完成的方法。
但是在这种方法中，为了充分发挥未再结晶温度区轧制的效果，实现组织的微细化，必须在低温下施加大的压制。为此，存在着(a)对轧机施加过大的负荷、(b)在厚材的情况下不能确保充分的压下率、(c)用来调节温度的等待时间增大，而轧制率低下等问题。若不克服这些问题，则不能充分达到组织的微细化，在改善强度、韧性、焊接性等特性方面构成障碍。
除组织微细化外，作为实现改善强度、韧性、焊接性等特性的手段，公知的技术是，利用在钢中析出的VN具有在晶粒内生成铁素体核的功能和析出强化功能。例如，特公昭39-2368号公报或日本铁钢协会报告(铁と钢vol.77(1991)，No.1，p.171)中，揭示了通过同时添加V和多量的N来使组织微细化，改善强度·韧性的技术。特开平1-186848号公报，揭示了通过添加Ti来分散TiN-MnS-VN复合析出物，从而有效发挥以VN为核生成点的生成铁素体功能，提高焊接热影响部的韧性的技术。还有，在特开平9-125140(USP5743972)中，揭示了由复合添加V、N和规定铁素体粒度产生的韧性和材质均一性优异的极厚H型钢的制造方法。
但是，在连续铸造含V钢的情况下，在弯曲或矫正弯曲时在铸坯表面上易出现横裂纹·钩形裂纹等裂纹，很难得到表面性状优异的连续铸造铸坯。若在铸坯表面出现这样的裂纹，则不能适用不修理高温铸坯而将其直接送到轧制工序的直送轧制工艺，从而增大了制造成本。为了防止含V钢的连续铸造铸坯的表面裂纹，公知的是通过降低N含有量、而且添加Ti生成TiN来捕捉N等方法是有效的。但是在这种方法中，因为用来形成VN所需的钢中N量不足，所以不能有效利用VN的在晶粒内生成铁素体核的功能和析出强化能。
因此，鉴于现有技术具有的如此的现状，本发明的目的是，提供钢中虽然含有VN但是表面无裂纹的连续铸造铸坯，同时使用该连续铸造铸坯制造具有良好韧性的非调质高张力钢材。
成为本发明目标的钢材的材料特性为，屈服强度(YS)325Mpa以上、抗拉强度(TS)490Mpa以上、最好在520Mpa以上，在-20℃时的查拜式冲击吸收能(vE-20)在200J以上，而且焊接热影响区在0℃的冲击吸收能(vE0)在110J以上。
发明者们除特别规定钢的成分外，还想到了通过规定特定成分之间的关系，控制VN和MnS的析出，使以前视为困难的、确保利用VN的材料特性和阻止铸坯表面裂纹同时成立，从而完成了本发明。
表面无裂纹的连续铸造铸坯，钢组成为含有C0.05-0.18wt％，Si 0.6wt％以下，Mn0.80-1.80wt％，P0.030wt％以下，S0.004wt％以下，Al0.050wt％以下，V0.04-0.15wt％，N0.0050-0.0150wt％，并且在满足下面(1)式的范围的条件下含有Ti0.004-0.030wt％和B0.0003-0.0030wt％的一种或二种，而且在满足下面(2)式的范围的条件下含有Ca0.0010-0.0100wt％和REM0.0010-0.0100wt％的一种或二种，余量是铁和不可避免的杂质。
5.0≤[V](wt％)/([N](wt％)-0.292×[Ti](wt％)-1.295×[B](wt％))≤18.0……(1)[Mn](wt％)×([S](wt％)-0.8×([Ca](wt％)-110×[Ca](wt％)×[O](wt％))-0.25×([REM](wt％)-70×[REM](wt％)×[O](wt％)))×103≤1.0……(2)而且，也可以含有Cu、Ni、Cr、Mo和Nb。
非调质高张力钢材的制造方法是，将该连续铸造铸坯加热到1050-1250℃，进行使1050-950℃温度范围的累积压下率在30％以上的热加工。
图表示在高温拉伸实验中，B值[Mn](wt％)×([S](wt％)-0.8×([Ca](wt％)-110×[Ca](wt％)×[O](wt％))-0.25×([REM](wt％)-70×[REM](wt％)×[O](wt％)))×103对断面收缩率(RA)的影响。
本发明者们除特别规定钢的成分外，还想到了通过规定特定成分之间的关系，控制VN和MnS的析出，使以前视为困难的、确保利用VN的材料特性和阻止铸坯表面裂纹同时成立，从而完成了本发明。具体的讲，由各种实验·研究得到的以下见解，是本发明立足的见解。
(1)添加V-N的钢在连续铸造时经常出现的表面裂纹是沿着奥氏体晶界的裂纹。因此通过抑制VN在晶界的析出能够降低裂纹的敏感性。
(2)若钢中分散的TiN或BN起到作为VN的析出点的作用，则能够使VN均一析出，降低VN在晶界的析出。使V、N、Ti、B等各元素间一定的关系成立而平衡添加，从而达到此效果。
(3)钢中S在奥氏体晶界偏析而使晶界强度低，裂纹敏感性高。而且，在奥氏体晶界析出的MnS起到作为VN析出点的作用，促进了VN在晶界的析出，使晶界裂纹敏感性更高。MnS和VN在晶界析出，容易产生连续铸坯的表面裂纹。因此，希望尽可能降低S含有量。此外，由于通过添加Ca或REM捕捉S成为硫化物，所以能够降低在奥氏体晶界偏析的MnS。
下面，说明对本发明构成要件中的板坯成分进行限定的理由。
C0.05-0.18wt％C是增加钢强度的元素。为确保目标强度，必须添加0.05wt％以上。但是添加若超过0.18wt％，则制品的韧性和焊接性降低，同时焊接热影响区的韧性也降低。因此C含有量是0.05-0.18wt％，最好是0.08-0.16wt％范围。
Si0.6wt％以下Si作为脱氧剂起作用，并且是通过固溶强化使钢的强度提高的元素。但是，添加超过0.6wt％使制品的焊接性和焊接热影响区的韧性显著恶化。因此，Si含有量必须在0.6wt％以下。
Mn0.80-1.80wt％Mn是提高钢强度的元素。为确保目标强度必须添加0.80wt％以上。但是，若添加超过1.80wt％，则制品由以铁素体+珠光体为主体的组织变成以贝氏体等的低温相变生成物为主体的组织，韧性降低。为此，Mn量是0.80-1.80wt％，最好在1.00-1.70wt％的范围。
P0.030wt％以下P因为使制品和焊接热影响区的韧性降低，所以希望尽可能降低其含量，但小于0.030wt％是允许的。因此P含有量在0.030wt％以下，最好是在0.020wt％以下的范围。
S0.004wt％以下
S促进VN的析出，具有使组织微细化的作用。另一方面，通过形成向奥氏体晶界偏析或在晶界上的MnS，有使铸坯表面容易产生裂纹的作用。因此S含有量在0.004wt％以下。
Al0.050wt％以下Al作用是脱氧剂。但是若添加过多，则非金属夹杂物变多，纯净度降低，韧性恶化。而且，Al和N相结合易形成AlN，从而阻碍VN的稳定析出。因此，Al在0.050wt％以下。
V0.04-0.15wt％V是在本发明中完成重要任务的元素。与N结合形成氮化物，在热加工中或其后的冷却中在奥氏体中析出。VN起到作为铁素体核生成点的作用，使铁素体晶粒微细化。其结果是提高了制品的韧性。而且，因为在相变后的铁素体中也析出V碳氮化物，所以冷却时不进行强水冷，就能够提高制品的强度。由于冷却时不必进行强水冷，所以板内的特性保持均一性，也不会产生残留应力或应变。为了有效发挥此效果，必须添加0.04wt％以上。但是，若添加超过0.15wt％，则制品和焊接热影响区的韧性或焊接性恶化。因此添加的V在0.04-0.15wt％的范围。最好的添加量为0.04-0.12wt％。
N0.0050-0.0150wt％N与V和/或Ti结合形成氮化物。这些氮化物抑制加热板坯时奥氏体晶粒长大。而且，这些氮化物也起到作为铁素体核生成点的作用。其结果是铁素体晶粒微细化，制品韧性提高。为有效发挥该效果，必须添加0.0050wt％以上。但是若添加超过0.0150wt％，则固溶N量增加，使制品的韧性或焊接性大大降低。因此，N为0.0050-0.0150wt％，最好为0.0060-0.0120wt％。
Ti0.004-0.030wt％Ti与N结合形成TiN。TiN抑制加热板坯时奥氏体晶粒长大，同时起到作为VN析出点的作用。再者，通过使TiN在钢中微细分散，能够均一析出VN，抑制在连续铸坯表面上的晶界裂纹。为得到此效果，必须添加0.004wt％以上。但是若添加超过0.030wt％，则除钢的纯净度低外，反而抑制VN的析出。因此，Ti在0.004-0.030wt％，最好是添加0.005-0.020wt％。
B0.0003-0.0030wt％B抑制沿奥氏体晶界生成薄膜状晶界铁素体，降低晶界裂纹的敏感性。通过促进晶粒内生成铁素体，使组织微细化。为达到此效果，必须添加0.0003wt％以上。但是若添加超过0.0030wt％，则制品的韧性降低。因此B量是0.0003-0.0030wt％。最好的B量是0.0005-0.0020wt％。
Ca0.0010-0.0100wt％、REM0.0010-0.0100wt％Ca、REM的任一种，在高温下形成稳定的硫化物从而捕捉钢中的S。结果是因为降低了在奥氏体晶界偏析的固溶S，所以使连续铸坯的表面裂纹敏感性降低。而且抑制在加热板坯时奥氏体晶粒的长大，使轧制后的铁素体粒径细化。此外，还具有提高焊接热影响区的韧性的效果。为发挥此效果，必须添加任一种0.0010wt％以上。但是，若添加超过0.0100wt％则钢的纯净度降低，制品的韧性恶化。因此，添加Ca、REM任一种在0.0010-0.0100wt％的范围。
Cu0.05-0.50wt％，Ni0.05-0.50wt％，Cr0.05-0.50wt％，Mo0.02-0.20wt％Cu、Ni、Cr、Mo各元素通过提高淬透性，具有提高强度的效果，按照需要添加。为了发挥该作用，Cu、Ni、Cr必须在0.05wt％以上，Mo必须在0.02wt％以上。但是对于Cu和Ni，添加超过0.50wt％则该效果饱和，经济上也不利。而且，对于Cr和Mo，若添加分别超过0.50wt％、0.20wt％，则焊接性或韧性恶化。因此，添加Cu、Ni、Cr在0.05-0.50wt％、添加Mo在0.02-0.20wt％的范围内。
Nb0.003-0.030wt％Nb通过细化组织作用和析出强化作用而同时提高强度和韧性。而且，它与Ti相同具有促进VN析出的效果。为了发挥这样的效果，必须添加0.003wt％以上。但是若添加超过0.030wt％，则制品的焊接性和焊接热影响区的韧性恶化。因此，添加的Nb在0.003-0.030wt％范围。
5.0≤[V](wt％)/([N](wt％)-0.292×[Ti](wt％)-1.295×[B](wt％))≤18.0[V](wt％)/[N](wt％)-0.292×[Ti](wt％)-1.295×[B](wt％))(下面简写为A值)表示V量和与V结合的N量的关系。A值不足5.0时，因为固溶N增加，所以连铸铸坯表面容易产生裂纹。而且固溶N的增加使焊接热影响区的韧性恶化，也是产生应变时效的重要原因。另一方面，若A值超过18.0，则由于生成多量的VC，所以使铸坯表面裂纹的敏感性提高，同时使制品韧性降低。为此，A值在5.0-18.0的范围。而且，A值的最好范围是6.0-12.0。(wt％)×([S](wt％)-0.8×([Ca](wt％)-110×[Ca](wt％)×[O](wt％))-0.25×([REM](wt％)-70×[REM](wt％)×[O](wt％)))×103≤1.0[Mn](wt％)×([S](wt％)-0.8×([Ca](wt％)-110×[Ca](wt％)×[O](wt％))-0.25×([REM](wt％)-70×[REM](wt％)×[O](wt％)))×103(下面简写为B值)表示Mn量和与Mn结合的S的关系。若B值超过1.0，则由于连续铸造时在奥氏体晶界析出多量的MnS，所以容易产生沿晶界的表面裂纹。因此，必须将B值限制到1.0以下。对得到该结论的实验进行详细说明。
把以0.14wt％C-0.35wt％Si-1.45wt％Mn-0.015wt％P-0.020wt％Al-0.06wt％V-0.007wt％Ti-0.009wt％N为基本成分，改变S、Ca、REM量的各种钢加工成8mmφ的圆棒实验坯，进行高温拉伸实验。将实验坯加热到1350℃，使添加元素溶解后，冷却到900℃，在应变速度为10-4s-1的条件下进行高温拉伸实验。之所以选择这样的条件，是为了再现连续铸造时铸坯表面所受的拉伸应变。将高温拉伸实验中得到的断面收缩率值(RA)和B值的关系示于
图1。由图1可知，若B值在1.0以下，则RA值在60％以上，延展性优异。
下面，说明非调质高张力钢材的制造方法。
将调整成分的连铸铸坯加热到1050-1250℃。在铸坯加热温度不足1050℃时，因为V、Nb等析出元素不充分固溶，所以不能充分发挥这些析出元素的效果。而且由于抗变形力增加，所以确保热加工时的压下率是困难的。另一方面，若在超过1250℃的温度下加热，则奥氏体晶粒显著粗大。而且鳞片损失增加，炉子的检修频率上升。因此，将铸坯的加热温度限定在1050-1250℃的范围。
接着，对加热的铸坯进行使在1050℃以下950℃以上的温度范围的累积压下率为30％以上的热加工。通过1050-950℃的热加工，奥氏体再结晶晶粒细化。而且通过此时带来的原子错位，促进VN的析出，使其均一化。在累积压下率不足30％时，不能达到充分的晶粒细化，也不能得到VN适当的析出状态。
下面通过实施例具体说明本发明。
在转炉中熔炼如表1所示的化学组成的钢，采用连续铸造法将其制成板坯，确定表面有无裂纹。接着，在表2所示的条件下加热、轧制这些板坯，使其成为板厚40-80mm的厚钢板。轧制后以空冷冷却。
对于得到的各钢板，从板厚中央部分取拉伸试验坯和查拜式冲击试验坯，进行拉伸实验、查拜式冲击实验。而且为了再现焊接热影响区，对于最高加热温度取1400℃，施加800-500℃30秒冷却时间的热循环的实验坯也进行查拜式冲击实验。
将这些实验所得的结果一起示于表2。如由表可知的那样，发明例不产生铸坯表面裂纹，目标特性即屈服强度(YS)325Mpa以上、抗拉强度(TS)490Mpa以上、在-20℃的查拜式冲击吸收能(vE-20)200J以上。再者，对于TS也得到最好的水平即520Mpa以上的值。而且焊接热影响区在0℃的冲击吸收能(vE0)在110J以上。也就是说，全部满足目标特性，强度和韧性也优异。
与此相比，比较例在强度、韧性方面未必不充分，但其全部铸坯的表面出现裂纹。
象以上说明的那样，按照本发明，能够得到表面无裂纹的连续铸造铸坯，该铸坯作为具有490Mpa以上抗拉强度的非调质高张力钢材的坯料。而且，按照本发明，具有强度、韧性均优异的特性的制品，不添加多量的高价元素，不需要在低温下进行强压，在工业上也容易制造。
A值＝[V](wt％)/([N](wt％)-0.292×[Ti](wt％)-1.295×[B](wt％))B值＝[Mn](wt％)×([S](wt％)-0.8×([Ca](wt％)-1.10×[Ca](wt％)×[O](wt％))-0.25×([REM](wt％)-70×[RBM](wt％)×[O](wt％)))×103下划线表示在请求范围之外
*下划线表示在请求范围之外
权利要求
1.表面无裂纹的连续铸造铸坯，其特征在于，钢组成为含有C0.05-0.18wt％，Si0.6wt％以下，Mn0.80-1.80wt％，P0.030wt％以下，S0.004wt％以下，Al0.050wt％以下，V0.04-0.15wt％，N0.0050-0.0150wt％，并且在满足(1)式的范围的条件下含有Ti0.004-0.030wt％和 B0.0003-0.0030wt％的一种或二种，而且在满足(2)式的范围的条件下含有Ca0.0010-0.0100wt％和REM0.0010-0.0100wt％的一种或二种，余量是铁和不可避免的杂质。5.0≤[V](wt％)/([N](wt％)-0.292×[Ti](wt％)-1.295×[B](wt％)≤18.0……(1)[Mn](wt％)×([S](wt％)-0.8×([Ca](wt％)-110×[Ca](wt％)×[O](wt％))-0.25×([REM](wt％)-70×[REM](wt％)×[O](wt％)))×103≤1.0……(2)
2.权利要求1所述的表面无裂纹的连续铸造铸坯，其特征在于，钢组成还含有选自Cu0.05-0.50wt％，Ni0.05-0.50wt％，Cr0.05-0.50wt％，Mo0.02-0.20wt％的任何1种或2种以上。
3.权利要求1所述的表面无裂纹的连续铸造铸坯，其特征在于，钢组成还含有Nb0.003-0.030wt％。
4.由权利要求1的连续铸造板坯制造的非调质高张力钢制品(steelarticle)。
5.权利要求4的非调质高张力钢制品，钢制品是厚板。
6.权利要求5的非调质高张力钢制品，YS在325Mpa以上，TS在490Mpa以上，在-20℃的查拜式冲击吸收能为200J。
7.权利要求4的非调质高张力钢制品，钢制品为棒。
8.权利要求7的非调质高张力钢制品，YS在325Mpa以上，TS在490Mpa以上，在-20℃时的查拜式冲击吸收能为200J。
9.制造非调质高张力钢材(steel material)的方法，由铸造含有V和N的表面无缺陷连续铸造铸坯的工序、加热该钢铸坯的工序和热轧该钢铸坯的工序组成，该非调质高张力钢材的YS在325Mpa以上，TS在490Mpa以上，在-20℃时的查拜式冲击吸收能为200J。
10.权利要求9所述的非调质高张力钢材(steel material)的制造方法，其特征在于，将连铸铸造铸坯加热到1050-1250℃，进行使1050-950℃的温度范围的累积压下率在30％以上的热加工。
11.权利要求9所述的非调质高张力钢材的制造方法，连铸铸造铸坯含有C0.05-0.18wt％，Si0.6wt％以下，Mn0.80-1.80wt％，P0.030wt％以下，S0.004wt％以下，Al0.050wt％以下，V0.04-0.15wt％，N0.0050-0.0150wt％，并且在满足(1)式的范围的条件下含有Ti0.004-0.030wt％和B0.0003-0.0030wt％的一种或二种，而且在满足(2)式的范围的条件下含有Ca0.0010-0.0100wt％和REM0.0010-0.0100wt％的一种或二种。5.0≤[V](wt％)/([N](wt％)-0.292×[Ti](wt％)-1.295×[B](wt％))≤18.0……(1)[Mn](wt％)×([S](wt％)-0.8×([Ca](wt％)-110×[Ca](wt％)×[O](wt％))-0.25×([REM](wt％)-70×[REM](wt％)×[O](wt％)))×103≤1.0……(2)
12.权利要求9所述的非调质高张力钢材的制造方法，TS在520Mpa以上。
13.权利要求9所述的非调质高张力钢材的制造方法，由焊接形成的热影响区在0℃时的冲击吸收能为110J。
14.权利要求9所述的非调质高张力钢材的制造方法，连续铸造铸坯含有V0.04-0.15％wt％，N0.0050-0.0150wt％。
15.非调质高张力钢材的制造方法，其特征在于，将含有C0.05-0.18wt％，Si0.6wt％以下，Mn0.80-1.80wt％，P0.030wt％以下，S0.004wt％以下，Al0.050wt％以下，V0.04-0.15wt％，N0.0050-0.0150wt％，并且在满足(1)式的范围的条件下含有Ti0.004-0.030wt％和B0.0003-0.0030wt％的一种或二种，而且在满足(2)式的范围的条件下含有Ca0.0010-0.0100wt％和REM0.0010-0.0100wt％的一种或二种的连续铸造铸坯加热到1050-1250℃，进行使1050-950℃温度范围的累积压下率在30％以上的热加工。5.0≤[V](wt％)/([N](wt％)-0.292×[Ti](wt％)-1.295×[B](wt％))≤18.0……(1)[Mn](wt％)×([S](wt％)-0.8×([Ca](wt％)-110×[Ca](wt％)×[O](wt％))-0.25×([REM](wt％)-70×[REM](wt％)×[O](wt％)))×103≤1.0……(2)
全文摘要
本发明涉及适于制抗拉强度490Mpa以上韧性优异的非调质高张力钢材的表面无裂纹含N－V连铸坯,和以该铸坯为坯料的非调质高张力钢材的制法。除特别规定钢成分外,还通过规定特定成分之间的关系,控制VN和MnS的析出,使以前视为困难的、确保利用VN的材料特性和阻止铸坯表面裂纹同时成立,也就是说,表面无裂纹连续铸造铸坯在某范围内含有C、Si、Mn、P、S、Al、V、N、Ti、B、Ca和REM,而且V和N的关系及Mn和S的关系满足某式,以该铸坯为坯料的非调质高张力钢材的制造方法。
文档编号C22C38/00GK1270237SQ00107039
公开日2000年10月18日 申请日期2000年3月10日 优先权日1999年3月10日
发明者大森章夫, 川端文丸, 天野虔一 申请人:川崎制铁株式会社