CN1048285C - 超低碳冷轧钢板的制造方法 - Google Patents
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Abstract
提供在含Ti的铝镇静钢的连铸中无水口堵塞而且无铸坯表面缺陷的超低碳冷轧钢板的有效制造方法。
向脱碳处理后的钢水中添加Al和/或Si进行半脱氧，接着添加含Ti物质进一步脱氧，熔炼成水中的夹杂物的主成分为Ti和Al的复合氧化物、Ti和Si的复合氧化物、或者Ti、Al和Si的复合氧化物的钢水，接着将该钢水进行连续铸造，经热轧和冷轧后，在700℃～Ac3点的温度范围进行连续退火。
Description
本发明是关于超低碳冷轧钢板的制造方法，是提出有关防止在铝镇静钢水的连铸时因向中间包的上水口、滑动水口和浸没式水口(以下简单地统称“水口)的内面附着Al2O3而引起的水口堵塞，而且防止以铝脱氧镇静中不可避免发生的Al2O3聚集作为起因的铸坯表面缺陷以及起因于Al2O3的冷轧板缺陷的有效技术。
以往，当制造超低碳冷轧钢板时，为了提高熔炼时使钢中的C和N析出固定的Ti和Nb的利用率，并为了在连铸时防止铸坯表面发生气孔，通常是向脱碳处理后的钢水中加铝，降低钢水中溶解的氧浓度。
将这样处理的铝镇静钢连铸时，在脱氧时生成的Al2O3系氧化物会附着在中间包的水口内壁上，堵塞水口而使钢水流路狭窄，不能得到所期望的钢水流量，除此之外，附着在水口内壁上的Al2O3的一部分脱落、脱落的Al2O3会附着于铸型内的凝固壳上、形成铸坯表面缺陷。
对像这样的问题，以往是采用从中间包的水口吹入氩等惰性气体，防止Al2O3系氧化物向水口内壁附着的方法进行处理。但是，该方法吹入的惰性气体被吸附到铸型内的凝固壳中，导致形成铸坯的气泡性缺陷的新问题。
除此之外，还有向钢水中添加Ca或Ca-Si等Ca合金，使Al2O3系夹杂物形成低熔点的CaO-Al2O3系夹杂物，抑制Al2O3向水口内壁凝集附着的已有技术。例如：
(1)在特开昭58-154447号公报中，已揭示向盛钢桶内的钢水中添加Ca(0.2-0.5kg/t)，促使Al2O3系夹杂物的低熔点化，使熔融的Al2O3形成CaO-Al2O3形态，上浮在钢水表面，将其从盛钢桶内去除的方法。
(2)在特开昭61-276756号公报中，已揭示通过向铝镇静钢水中在熔炼阶段或者连铸时添加Ca或Ca合金，使钢中残留2-40ppm的Ca，生成CaO-Al2O3系夹杂物的方法。
可是，添加Ca或者Ca-Si等Ca合金的上述各方法，添加到钢中的Ca形成CaS和CaO，存在成为钢板上的锈蚀发生起点的问题，特别是钢材中的Ca总量为10ppm以上时，生锈更显著。
而且在这些技术中，在铝脱氧时生成的Al2O3，在其后的中间包和铸型内不能上浮分离地凝集，通过聚集化在铸坯内形成大型夹杂物，该大型夹杂物会附着于铸坯的表面层，因此，冷轧板上也存在剥落等表面缺陷的问题。
因此，本发明的目的在于，提出在含Ti的铝镇静钢的连铸中没有水口堵塞、而且无铸坯表面缺陷的超低碳冷轧钢板的有效制造方法。
另外，本发明的另一目的在于，通过调整钢中的氧化物系夹杂物种类，防止连铸时的中间包水口堵塞和铸坯的表面缺陷，同时，通过对冷轧钢板进行了700℃～Ac3转变点的温度区域的连续退火，制造深冲性优良的冷轧钢板。
采用有关下述所示的要点构成的制造方法可以达到上述的目的。
以下述过程为特征的超低碳冷轧钢板的制造方法，即向含有C≤0.005％(重量)、Mn≤1.0％(重量)的脱碳处理后的钢水中，添加Al和/或Si，形成该钢水中的氧浓度为10-200ppm的半脱氧钢水，向该钢水中添加含Ti物质进一步脱氧，在形成含有Al≤0.005％(重量)、Si≤0.2％(重量)、Ti0.01～0.1％(重量)的钢水的同时，熔炼成该钢水中的夹杂物主成分为Ti和Al的复合氧化物、Ti和Si的复合氧化物、或者Ti、Al和Si的复合氧化物的钢水，接着将该钢水进行连铸，此后经热轧和冷轧后，所得的冷轧钢板在700℃～Ac3转变点的温度区域进行连续退火。
当制造超低碳冷轧钢板时，首先作为熔炼阶段的处理，将从转炉出钢到盛钢桶中的钢水的含Mn量调整到1.0％(重量)以下，然后通过真空处理将成分调整至C：0.005％(重量)以下的超低碳区。
即，Mn作为材质强化成分，最好添加0.05％(重量)以上，但过量添加时因为损害加工性、化学处理性和阻碍脱碳，所以限制在1.0％(重量)以下。
另外，若C含量超过0.005％(重量)，在再结晶温度上升的同时，导致延伸率(EL)降低，深冲性(r值)降低，因此限制在0.005％(重量)以下。
其余成分是铁和不可避免的杂质，作为不可避免的杂质，将P和S分别限制在0.030％(重量)和0.020％(重量)以下。
像上述那样脱碳至超低碳区，钢水中溶解的氧浓度为数百ppm，是非常高的，因此以往通过添加0.010％(重量)以上的Al来降低溶解的氧浓度。在这种脱氧处理中生成铝氧化物(Al2O3)、但所生成的Al2O3之中有不能上浮分离的Al2O3、还有钢水再氧化时生成的Al2O3，在连铸中导致中间包的水口堵塞，并且Al2O3聚集化，形成数百μm的大小，因此形成铸坯表面的缺陷，如上所述成为冷轧板上的剥落等表面缺陷的原因。
因此，本发明为了抑制诱发上述问题的Al2O3的生成，通过降低钢水中的Al量，使夹杂物的形态从以往的Al氧化物(Al2O3)变为Ti和Al的复合氧化物、Ti和Si的复合氧化物、或者Ti、Al和Si的复合氧化物(希望Ti氧化物＝30-95％(重量)，Al2O3≤30％(重量))。
若使夹杂物的形态成为如上述那样的形态，则能防止发生Al2O3聚集，而且能够抑制中间包的水口堵塞和冷轧钢板的表面缺陷的产生。
根据本发明人的研究，现已知道，若钢水中的Al浓度超过0.005％(重量)，则夹杂物中的Al氧化物浓度超过30％(重量)。其结果是夹杂物容易聚集化，长大到100μm以上，在形成板坯的表面缺陷、冷轧钢板上的缺陷的同时，容易附着在水口的内壁上，容易堵塞水口。
基于上述的知识，在本发明中控制向钢水中添加的Al量，添加0.005％(重量)以下，以达到降低溶解的氧浓度。另一方面，若此添加量不够时，可通过添加含钛合金进行脱氧，谋求上述溶解的氧量进一步降低。这样夹杂物的主成分为Ti-Al的复合氧化物。因此，其夹杂物不长成大的聚集体，不会导致板坯的表面缺陷和冷轧钢板的缺陷。而且也能实现防止水口堵塞。
另外，本发明在上述的Ti脱氧前添加Si。这样，夹杂物成为Ti和Si的复合氧化物，Ti、Al和Si的复合氧化物，可进一步缓和由夹杂物的聚集而引起的巨大化及水口的堵塞。
再者，在本发明中，所形成的夹杂物的组成希望是Ti氧化物＝30-95％(重量)、Al2O3≤30％(重量)的组成。这是因为，Al2O3超过30％(重量)时，容易发生大的聚集化。
另外，Ti氧化物超过95％(重量)时也有易聚集化的倾向。但是，Ti氧化物浓度不到30％(重量)时，Ti的脱氧能力弱，钢水中的溶解的氧浓度变高、影响冷轧钢板的表面质量，因此希望Ti氧化物浓度限制在30％(重量)以上。
对附图的简单说明
图1是表示钢水中的Al量与Al2O3向中间包水口的附着量(指数)的关系图。
图2是表示钢水中的Al量与起因于Al2O3聚集的冷轧钢板上的表面缺陷发生量(指数)的关系图。
图3是表示钢水中的Ti量与连铸坯的表层部的气孔发生量(指数)的关系图。
图4是表示钢水中的Ti量与TiO2及TiN向水口内壁的附着量(指数)的关系图。
图5是表示钢水中的Si量与冷轧钢板的延伸率的关系图。
在图1和图2中分别表示钢水中的Al量与Al2O3向中间包的水口内壁的附着量的关系，钢水中的Al量与起因于Al2O3聚集的冷轧钢板上的表面缺陷发生量。Al2O3的附着量和表面缺陷的发生量，作为Al3O3在水口上的附着厚度、板卷单位长度的缺陷个数的指数表示。
从图1和图2可以看出，通过使Al量达到0.005％(重量)以下，大大减少水口堵塞，而且大大减少冷轧钢板上的表面缺陷。
在上述的处理中，降低Al添加量，导致脱氧不充分，钢水中的溶解的氧量增加，在连铸时成为在铸坯表面产生气孔的原因。因此，本发明为了防止产生气孔，要添加Ti。
这里，钢水中的Ti量与连铸铸坯表层部的气孔产生量的关系与上述同样使用指数示于图3中。如图中所示，通过将钢水中的Ti量调整到0.010％(重量)以上，可以大幅度地减少气孔的产生个数，避免冷轧钢板表面质量的恶化。
另外，通过用Ti脱氧，有效地防止由夹杂物的巨大聚集化而产生的板坯缺陷、冷轧钢板上的表面缺陷、水口堵塞，另一方面，若Ti添加量过多，则在钢水中生成TiN，该TiN附着在水口上，被经过水口的空气氧化，在水口内面上生成Ti氧化物。由此出现水口的堵塞急剧进行的问题。
即，如在图4中表示的钢水中的Ti量与TiN和Ti氧化物向中间包水口内壁的附着量(指数)的关系那样，若Ti量超过0.100％(重量)，则水口堵塞急剧进行。
因此，钢水中的Ti量必须调整在0.01～0.10％的范围。
在用Ti合金脱氧之前，之所以添加含Al、Si的合金，除了使上述夹杂物组成形成复合夹杂物之外，目的是降低Ti脱氧前的溶解的氧浓度。脱碳处理后的钢水，溶解的氧量大于数百ppm，用Ti进行脱氧时，Ti的利用率就降低，因而需要更多的Ti，不仅在经济上不利，而且所生成的Ti氧化物量和脱氧后的氧浓度变高，使冷轧钢板上的表面缺陷恶化。
在此，关于脱氧后的Al浓度、Si浓度，希望Al≥0.001％(重量)，或者Si≥0.01％(重量)。
另一方面，Si的过量增加，恶化冷轧钢板的材料性能，所以有必要控制在0.20％(重量)以下，即，在图5中表示钢水中的Si量与冷轧钢板的延伸率的关系，通过将Si量限制在0.20％(重量)以下，能够避免冷轧钢板的延伸率显著下降。
另外，为了提高冷轧钢板的冲压成形性，需要固定钢水中的C和N。在本发明中作为对象的成分组成，因为是低Al量的弱脱氧钢，所以以与氧亲和力小的Nb固定C和N是有效的。
Nb的添加量若超过0.030％(重量)，则NbC等析出物增加而细粒化，使延伸率(El)和深冲性(r值)劣化，在经济上也是不利的，因此以0.030％(重量)作为上限添加。
另外，以改善加工脆性为目的，添加B是有效的。但是，若B的添加量过高，则使钢的再结晶温度上升，使钢硬质化，因此希望含有0.002％(重量)以下。
同样，为了提高冷轧钢板的性能，尤其是深冲性，将冷轧钢板在700℃～Ac3转变点进行1秒以上的连续退火是有效的。即，在700℃以上的温度范围进行1秒以上的均热处理，以谋求再结晶化，对深冲性的提高是有效的。另一方面，若超过Ac3点(约920℃)，则深冲性急剧恶化，因此限制在Ac3点以下。
实施例
在转炉中将280吨铁水粗脱碳至C：0.02～0.1％(重量)程度并调整Mn量，将该钢水出钢到盛钢桶中，接着利用RH式真空脱气装置进行脱碳处理至C：0.005％(重量)以下的超低碳范围。
然后，向钢水中依次添加Al、Si，接着添加Ti进行阶段脱氧处理，熔炼成表1所示各种成分的钢水。同样也熔炼成再添加Nb、B的钢水。
然后，用60吨的双流板坯连铸机、以钢水加热度15～30℃和铸造速度2.5m/min铸造成断面尺寸220×1650mm宽的板坯。中间包水口的耐火材料使用Al2O3-石墨质耐火材料。
连铸后，调整水口耐火材料中的夹杂物附着状况。其结果一并示于表1。
此后将上述连铸板坯再加热到1200℃后，在900℃进行热精轧，在600℃进行卷取。然后酸洗，以80％的压缩率进行冷轧。随后在连续退火炉中在700℃～900℃均热40秒，继续进行0.5％的平整冷轧。对如此得到的冷轧板进行热浸镀锌后，供材料试验和表面检查用。如表2中所示这些试验和检查结果。再者，表面状态的检查结果与上述相同用指数表示。
表1
(重量％)
| No | C | Si | Mn | P | S | Al | N(ppm) | Ti | Nb | B | 退火温度(℃) | 备注 |
| A | 0.0015 | 0.06 | 0.15 | 0.012 | 0.008 | 0.001 | 0.0O25 | 0.018 | - | - | 750 | 本发明例 |
| B | 0.0023 | 0.02 | 0.14 | 0.01 | 0.007 | 0.003 | 0.0026 | 0.029 | 0.005 | - | 789 | |
| C | 0.0028 | 0.12 | 0.16 | 0.009 | 0.009 | 0.002 | 0.0021 | 0.038 | - | - | 812 | |
| D | 0.0019 | 0.18 | 0.16 | 0.012 | 0.008 | 0.002 | 0.0020 | 0.04 | - | - | 762 | |
| E | 0.003 | 0.05 | 0.15 | 0.008 | 0.007 | 0.003 | 0.0018 | 0.042 | - | - | 795 | |
| F | 0.0023 | 0.07 | 0.18 | 0.009 | 0.009 | 0.002 | 0.0031 | 0.088 | - | - | 815 | |
| G | 0.0035 | 0.03 | 0.18 | 0.013 | 0.006 | 0.004 | 0.0026 | 0.025 | 0.008 | - | 737 | |
| H | 0.0014 | 0.09 | 0.16 | 0.007 | 0.009 | 0.003 | 0.0019 | 0.055 | - | - | 865 | |
| I | 0.006 | 0.02 | 0.16 | 0.009 | 0.008 | 0.002 | 0 0025 | 0.036 | - | - | 775 | 比较例 |
| J | 0.003 | 0.06 | 0.16 | 0.012 | 0.006 | 0.006 | 0.0026 | 0.035 | - | - | 768 | |
| K | 0.0026 | 0.15 | 0.19 | 0.011 | 0.01 | 0.012 | 0.0023 | 0.039 | - | - | 770 | |
| L | 0.003 | 0.07 | 0.18 | 0.01 | 0.008 | 0.035 | 0.0019 | 0.028 | - | - | 795 | |
| M | 0.0019 | 0.22 | 0.18 | 0.009 | 0.009 | 0.003 | 0.0019 | 0.037 | - | - | 782 | |
| N | 0.0028 | 0.32 | 0.19 | 0.008 | 0.008 | 0.002 | 0.0027 | 0.038 | - | - | 790 | |
| O | 0.0032 | 0.07 | 0.16 | 0.007 | 0.009 | 0.004 | 0.0025 | 0.007 | - | - | 780 | |
| P | 0.0032 | 0.03 | 0.15 | 0.01 | 0.007 | 0.003 | 0.0026 | 0.112 | - | - | 765 | |
| Q | 0.0024 | 0.07 | 0.19 | 0.012 | 0.006 | 0.002 | 0.0031 | 0.035 | - | - | 680 | |
| R | 0.0035 | 0.1 | 0.18 | 0.008 | 0.005 | 0.003 | 0.0025 | 0.039 | - | - | 950 | |
| S | 0.0020 | 0.05 | 0.09 | 0.008 | 0.006 | 0.002 | 0.0028 | 0.048 | - | 0.001 | 780 | |
| T | 0.0025 | 0.02 | 0.10 | 0.009 | 0.008 | 0.002 | 0.0025 | 0.039 | 0.005 | 0.0005 | 800 |
表2
| No | 水口堵塞 | 冷轧钢板的表面缺陷指数 | 气孔发生个数指数 | 延伸率El(％) | 抗拉强度T.S. (MPa) | r值 | 备注 |
| A | 无 | 0 | 12 | 49 | 335 | 1.85 | 本发明例 |
| B | 无 | 2 | 11 | 51 | 331 | 1.89 | |
| C | 无 | 0 | 7 | 50 | 335 | 1.87 | |
| D | 无 | 1 | 6 | 48 | 340 | 1.88 | |
| E | 无 | 1 | 8 | 49 | 332 | 1.92 | |
| F | 无 | 1 | 6 | 49 | 340 | 1.88 | |
| G | 无 | 2 | 9 | 50 | 331 | 1.94 | |
| H | 无 | 1 | 11 | 49 | 341 | 1.89 | |
| I | 无 | 1 | 8 | 41 | 361 | 1.52 | 比较例 |
| J | 有 | 15 | 2 | 51 | 332 | 1.88 | |
| K | 有 | 23 | 1 | 51 | 335 | 1.9 | |
| L | 有 | 32 | 0 | 49 | 340 | 1.87 | |
| M | 无 | 1 | 10 | 42 | 365 | 1.89 | |
| N | 无 | 1 | 12 | 38 | 330 | 1.87 | |
| O | 无 | 2 | 153 | 44 | 343 | 1.65 | |
| P | 有 | 2 | 2 | 50 | 342 | 1.75 | |
| Q | 无 | 1 | 8 | 40 | 364 | 1.48 | |
| R | 无 | 2 | 12 | 50 | 328 | 1.38 | |
| S | 无 | 0 | 3 | 51 | 330 | 1.90 | |
| T | 无 | 0 | 5 | 50 | 340 | 1.92 |
采用本发明的方法，不发生中间包的水口堵塞，而且冷轧钢板的表面缺陷极少发生，材料性能也优良。
如以上所述，按照本发明，在连铸时需要从中间包的水口吹入气体，能防止水口堵塞，所得到的板坯能够制造无表面缺陷的机械性能也优良的冷轧钢板。
Claims (1)
1、超低碳冷轧钢板的制造方法，其特征在于，
向含有C≤0.005重量％、Mn≤1.0重量％的脱碳处理后的钢水中添加Al和/或Si，形成半脱氧钢水；
向该半脱氧钢水中添加金属Ti和/或Ti合金进行进一步脱氧，形成含有Al≤0.005重量％、Si≤0.20重量％、Ti0.01～0.10重量％的钢水，与此同时，熔炼成该钢水中的夹杂物的主成分为Ti和Al的复合氧化物、Ti和Si的复合氧化物、或者Ti、Al和Si的复合氧化物的钢水；
向Ti脱氧的钢水中添加金属Nb和/或Nb合金，使钢水中的Nb含量达到Nb≤0.03重量％；
向Ti脱氧的钢水中添加金属B和/或B合金，使钢水中的B含量达到B≤0.002重量％；
接着将该钢水进行连铸；
此后经热轧和冷轧之后，于700℃～Ac3点的温度范围对冷轧钢板进行连续退火。
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