CN115141985B

CN115141985B - 一种高淬透性中碳高钛含硼钢及其板坯连铸生产方法

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Publication number: CN115141985B
Application number: CN202110346772.0A
Authority: CN
Inventors: 郭亮亮; 陈建梁; 王迎春; 徐国栋
Original assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2021-03-31
Filing date: 2021-03-31
Publication date: 2023-05-09
Anticipated expiration: 2041-03-31
Also published as: CN115141985A

Abstract

一种高淬透性中碳高钛含硼钢及其板坯连铸生产方法，采用较高含量的C、B、Mn、Mo、Cr来提高钢板的淬透性，并且控制Ti、B、N、C四者元素含量满足2≤Ti/(B+N+C)≤5，在有效抑制BN颗粒析出的同时，避免产生过多的TiN或Ti(C,N)颗粒，从而可以减轻铸坯角部横裂缺陷和皮下夹杂缺陷。本发明在成分设计的基础上，通过控制连铸过程中二冷区铸坯表面温度、二冷比水量、中间包内钢液过热度和连铸平均拉速等，减少BN等析出物、细化晶粒组织，使获得的含硼钢不仅具有较高淬透性，而且可以有效降低连铸过程中裂纹产生风险，显著提高铸坯质量。

Description

一种高淬透性中碳高钛含硼钢及其板坯连铸生产方法

技术领域

本发明涉及含硼钢制造技术领域，特别涉及一种高淬透性中碳高钛含硼钢及其板坯连铸生产方法。

背景技术

钢的淬透性受珠光体或贝氏体转变的孕育期所控制，取决于过冷奥氏体稳定性的大小。凡是能够抑制珠光体或贝氏体等过冷奥氏体分解产物形核的因素均能提高钢的淬透性。钢中的碳含量和合金元素对淬透性影响最大。合金元素对钢淬透性的影响可归结为对临界冷却速度的影响，一般可分为以下3类：

1)降低钢的临界冷却素的元素，随着其加入量的增加，临界冷却速度不断降低，如Mn、Cr、Mo、Ni、Si等；

2)提高钢的临界冷却速度的元素，随着其加入量的增大，临界冷却速度不断上升，如Ti、Zr、Co等；

3)随着加入量的增多，先降低临界冷却速度，而后增大临界冷却速度，如V等。

钢中常用的合金元素对增大钢的淬透性的能力由高到低是：B、Mn、Mo、Cr、Si、Ni等。只有溶解在奥氏体中的合金元素才能起增大钢淬透性的作用，不溶解的碳化物能降低奥氏体中碳及合金元素的浓度，对钢的淬透性起相反的作用。

含硼钢是以Mn、B为基础代替Cr、Ni钢的一种低合金结构钢，在钢中添加极微量的微合金元素硼就可以使钢的淬透性成倍增加，同时还可以获得优良的机械性能。我国Cr、Ni资源紧缺，而硼资源丰富，因此国家鼓励开发含硼钢。钢液中B和N超过一定含量时，B和N容易结合生成BN，并在晶界沉淀；BN晶界析出物很细小，连续钉扎在奥氏体和基体变形处，降低了晶界的流动性，使再结晶温度提高，由于再结晶受阻，晶界不能迁移，应力在晶界处集中而不能消除，从而引起晶界的脆化，使钢的裂纹敏感性增加。因此，含硼钢如果矫直时铸坯温度处于氮化物析出高峰温度区(850～1000℃)，将会引起钢的脆化，矫直变形下铸坯振痕波谷处易产生裂纹，在振痕缺口效应与晶界弱化的双重作用下，铸机矫直区角横裂纹将进一步扩展和加剧。

目前测钢淬透性最常用的方法是末端淬火法，简称端淬法，原理是测定试样端部硬度。国标GB-225-63规定了该方法的实验规定与原理，淬透性以洛氏硬度HRC值表征、且正相关。

日本专利JP1980135282A公开了“一种含硼钢”，其成分包括：C：0.01～0.07％、Mn：0.05～0.30％、Al：0.01～0.03％、N≤0.0026％、B：0.001～0.006％、Cr：0.01～0.06％。

日本专利JP2005230595A公开了“一种含硼钢”，其成分包括：C：0.03～0.07％、Si≤0.2％、Mn：1.2～2％、P≤0.015％、S：0.0005～0.005％、B：0.0003～0.003％、Mo：0.01～0.2％、Al：0.001～0.034％、Ti：0.005～0.02％、N：0.001～0.008％、O：0.001～0.004％、Ca：0.0003～0.004％、Mg：0.0003～0.004％。

中国专利CN201210319733.2公开了“一种消除含硼钢连铸坯角部横裂纹缺陷的方法”，控制浇铸时钢水的N含量≤50ppm，B含量≤80ppm；对连铸坯二次冷却的强度为比水量≤0.90/kg；二次冷却在连铸的各阶段冷却水量占总水量的比分别是足辊区15～20％、竖直段区15～22％、弧形段区15～40％，矫直区3～5％；所连铸坯在弯曲区的窄面温度大于1000℃，矫直区的窄面温度大于870℃。

中国专利CN201710640124.X公开了“一种全无头薄板坯连铸连轧流程生产A572Gr50加硼钢的方法”，其化学成分包括：C：0.04～0.10％、Si：0.10～0.50％、Mn：1.0～1.35％、P≤0.025％、S≤0.010％、Alt：0.010～0.050％、Ti：0.02～0.04％、B：0.0008～0.0030％、N≤0.005％，其余为Fe元素；制造采用CSP方法，即高拉速弱冷工艺。

中国专利CN201510853070.6公开了“一种减少含硼钢连铸板坯表面裂纹的方法”，利用钛夺取形成氮化硼所需的氮，抑制了氮化硼粒子的析出，改善了含硼钢的热塑性，且氮化钛稳定性高、高温溶解度低，并且不易粗化，可以细化晶粒。连铸工艺进行了优化控制，控制二冷区比水量、板坯出矫直区温度、拉坯压力以及前后辊顺弧偏差，使含硼钢板坯的裂纹缺陷率大幅下降。

现有技术中公开的含硼钢多数属于低碳含硼钢系列，碳含量低、钢的临界冷却速度较高，临界淬火直径小、淬透性相对比较差。另外，硼是提高淬透性的主要元素，硼溶解在奥氏体中能起到增加淬透性的作用，但是硼易偏聚于奥氏体晶粒的界面上，降低奥氏体晶界的界面能。而以制备含硼钢连铸采用二冷弱冷工艺(即连铸二冷区温度控制在900℃以上)，无法避开BN在850～1000℃析出峰值问题，大量的BN沿奥氏体晶界析出，降低晶界强度，铸坯矫直时引发铸坯角横裂纹问题。

发明内容

本发明目的在于提供一种高淬透性中碳高钛含硼钢及其板坯连铸生产方法，提升了含硼钢的淬透性、提高铸坯质量，钢板淬透性HRC值大于等于60；并且，采用本发明连铸工艺可以有效降低中碳高钛含硼钢在连铸过程中产生裂纹的风险，显著提高铸坯质量。

为达到上述目的，本发明的技术方案是：

一种高淬透性中碳高钛含硼钢，其化学成分重量百分比为：C：0.2～0.3％，B：0.01～0.02％，Mn：2.0～3.0％，Cu：1.0～2.0％，Cr：0.1～2.0％，Si：0.1～1.0％，Ni：0.1～1.0％，Al：0.005～0.08％，P≤0.040％，S≤0.020％，Mo：0.05～2.0％，W：0.05～0.5％，Ti：0.5～1.65％，N：0.01～0.02％，余量为Fe和其它不可避免的杂质；且需同时满足：

Mo+W≤2.0％；

2≤Ti/(B+N+C)≤5；

还含有V、Nb、Zr中的一种或几种，V：0.005～0.05％，Nb：0.005～0.05％，Zr：0.005～0.05％，V+Nb+Zr≤0.05％。

优选的，所述C含量为0.22～0.30％。

优选的，所述B含量为0.01～0.018％。

优选的，所述Mn含量为2.0～2.8％。

优选的，所述Mo含量为0.08～1.6％。

优选的，所述Cr含量为0.2～1.2％。

优选的，所述Ti含量为0.6～1.6％。

优选的，所述N含量为0.01～0.016％。

优选的，所述3≤Ti/(B+N+C)≤5。

本发明所述含硼钢淬透性HRC值≥60。

在本发明所述的高淬透性中碳高钛含硼钢的化学成分设计中：

C：一方面，随着奥氏体碳含量增加，钢的临界冷却速度显著降低，临界淬火直径增大，淬透性明显提高；另一方面，保证钢中有一定的碳含量，是形成碳化物或碳氮化物的前提，起到细化晶粒、提高淬透性的作用。综合考虑奥氏体碳含量和碳化物(和碳氮化物)的作用效果，故本发明采用的C含量范围是0.2～0.3％。

B：硼是提高淬透性的主要元素，硼溶解在奥氏体中能起到增加淬透性的作用。硼易偏聚于奥氏体晶粒的界面上，降低奥氏体晶界的界面能，减少过冷奥氏体分解时的形核率，因而能有效推迟过冷奥氏体的分解转变。本发明的中碳钢中加入0.01％硼能显著提高钢的淬透性，当硼含量超过0.02％时，由于钢中出现硼化物而使淬透性下降、脆性增加。故本发明采用的B含量范围是0.01～0.02％。

Mn：锰含量超过2.0％时，增加淬透性效果显著。在奥氏体向珠光体转变时形成合金渗碳体，奥氏体-珠光体界面上进行锰在铁素体和渗碳体两相间的分配，推迟奥氏体分解，使淬透性显著增加。凝固过程中，当钢液中S含量较高时，容易发生热脆，S与Fe结合生成FeS，在晶界析出聚集容易导致表面裂纹，Mn对该现象的发生具有抑制作用；由于Mn与S的亲和力大于Fe与S，当Mn/S提高到一定程度的时候，钢水中的S几乎会全部与Mn结合，形成的MnS会替代低熔点FeS，避免FeS在奥氏体晶界处的析出，同时MnS以线状形态分布于奥氏体中，可改善钢的高温热塑性，抑制板坯热裂倾向。同时，在钢水凝固过程中MnS优先于BN析出，BN以先析出的MnS为异质核心形核，可有效减少BN在晶界的析出。故本发明采用的Mn含量范围是2.0～3.0％。

Cu：加入适量的铜元素可以有效提高强度和硬度，提高导热系数以及在还原性介质中的耐蚀性。但是，需要注意的是，若钢中铜元素含量过高，会降低钢在氧化性介质中的耐蚀性以及钢在空气中的抗氧化性。因此，本发明采用的Cu含量范围是1.0～2.0％。

Cr：铬在低碳钢淬透性作用略低于锰，且在中碳钢效果最好。铬既阻碍珠光体转变时的奥氏体向铁素体转变，也能延缓渗碳体的形成，从而明显增加淬透性。通过B、Cr含量的控制，推迟中碳高钛含硼钢过冷奥氏体的分解、转变，使过冷奥氏体稳定性增强，提高中碳高钛含硼钢淬透性。故本发明采用的Cr含量范围是0.1～2.0％。

Si：在碳含量较高的条件下，硅能有效增加高碳奥氏体的淬透性；硅属于非碳化物形成元素，在奥氏体分解时，不溶于渗碳体，硅原子需要扩散后才能进行渗碳体的形核和长大，因此硅能推迟高碳奥氏体的珠光体转变、增加淬透性。在低碳奥氏体条件下，硅是铁素体形成元素，先于珠光体转变有大量先共析铁素体形成，难以推迟珠光体转变，此时增加淬透性效果微弱。故本发明采用的Si含量范围是0.1～1.0％。

Ni：镍和锰类似，能增加淬透性，镍和钼之间有强的交互作用。故本发明采用的Ni含量范围是0.1～1.0％。

Al：Al作为脱氧剂，同时适量的AlN可起到细化晶粒作用；钢中大量细小的AlN沿晶界析出，降低了奥氏体晶界强度，易在应力作用下沿晶界开裂，因此必须将Al含量控制在合理范围内。故本发明采用的Al含量范围是0.005～0.08％。

P和S：磷和硫均为有害元素，都能生成低熔点的脆性物、导致发生裂纹倾向性大，故本发明中控制P≤0.040％，S≤0.020％。

Mo：钼能有效提高淬透性，尤其在中高碳钢中效果更加明显。钼和镍之间有强的交互作用。珠光体转变时，钼形成特殊碳化物或合金渗碳体，在转变产物碳化物与铁素体之间重新分配，从而有效地推迟珠光体转变。但过高含量的钼和铬易形成金属间化合物，降低钢的塑性，需严格控制含量上限。故本发明采用的Mo含量范围是0.05～2.0％。

W：钨在过冷奥氏体分解中所起的作用与钼相似，影响效果约为钼的一半，尤其在高碳钢中效果更加明显。考虑到含钨钢连铸可浇性问题。故本发明采用的W含量范围是0.05～0.5％，考虑到金属间化合物的形成会降低钢的塑性，进一步控制Mo+W≤2.0％。

Ti：Ti元素得添加，一当面，是TiN的标准吉布斯自由能远小于BN的标准吉布斯自由能，Ti作为强固N元素，优先与N结合形成TiN，并于1200℃以上析出，剩余N与B结合形成BN。由于TiN占据了大量的N，因此形成较少量的BN，使更多的硼固溶在钢中，减少了奥氏体晶界上使得钢变脆的网状分布的BN沉淀相，从而提高了铸坯的热塑性，在铸坯矫直过程中不易开裂。另一方面，是考虑到本发明C含量较高(0.2～0.3％)，连铸冷却过程奥氏体会向渗碳体转变、晶粒粗化，降低淬透性，通过向钢液内加入Ti元素来固定钢中C、形成Ti(C,N)，Ti(C,N)在高温条件下仍保持未溶且保持足够细小的尺寸，取得阻止晶粒长大的效果，延迟奥氏体转变，达到提高淬透性的目的。而且，TiN和Ti(C,N)析出温度高，且析出相的尺寸较小，不会起到粗化晶粒和影响钢的高温塑性，故本发明采用的Ti含量范围是0.5～1.65％。

N：本发明采用的N含量范围是0.01～0.02％，氮含量高有利于提高含硼钢冷轧加工性能。钢中N含量增加，会引起连铸坯的第三脆性区变宽，角横裂纹敏感性增强。本发明发现，当Ti/(B+N+C)≤2时，在TiN和Ti(C,N)数量少，Ti固定N和C效果不足，一方面BN析出较多，连铸过程角横裂倾向大；另一方面Ti(C,N)数量少，无法阻止含硼钢晶粒长大，淬透性降低。当Ti/(B+N+C)>5时，会生成过量的TiN和Ti(C,N)颗粒，一方面过量的TiN和Ti(C,N)会引发连铸坯皮下夹杂缺陷，另一方面TiN和Ti(C,N)过多的颗粒会在晶界聚集，会降低晶界强度，引发网状裂纹缺陷。故本发明控制2≤Ti/(B+N+C)≤5，有利于同时控制BN、TiN和Ti(C,N)颗粒的析出，缓解铸坯裂纹和夹杂缺陷。进一步，现已公开的含硼钢要求N含量控制在0.003％以下，本发明的合金设计方法，有利于在高N条件下生产含硼钢(氮上限可提升至0.02％)，并且能够保证铸坯质量，在高氮含量下生产中碳高钛含硼钢，这样可以减轻精炼工序的真空和搅拌处理时间，提高作业效率。故本发明成分中控制：2≤Ti/(B+N+C)≤5。

V、Nb、Zr：冶炼时添加或复合添加V、Nb、Zr等，以形成相应的碳化物，细化钢的晶粒度，提高淬透性；但如果V、Nb、Zr等含量过高，未溶的碳化物不但降低了奥氏体中的碳含量，而且促进奥氏体的分解，降低钢的淬透性。故本发明的V、Nb、Zr的一种或几种，每种元素含量为0.005～0.05％，且V+Nb+Zr总量≤0.05％。

本发明所述的高淬透性中碳高钛含硼钢板坯连铸生产方法，其包括如下步骤：

1)冶炼

按所述化学成分冶炼；

2)连铸

经过连铸最终获得含硼钢板坯；控制结晶器宽面冷却水量为1200～1600L/min，二冷区垂直段和弯曲段比水量为1.3～1.7L/kg，二冷区矫直段和水平段目标温度为600～700℃，连铸平均拉速为1.4～2.2m/min，中间包内钢液过热度为8～40℃。

优选的，所述连铸过程中结晶器宽面冷却水量为1300～1500L/min。

优选的，所述二冷区垂直段和弯曲段比水量为1.4～1.6L/kg。

优选的，所述二冷区矫直段和水平段目标温度为625～700℃。

优选的，所述连铸平均拉速为1.4～2.0m/min。

优选的，所述中间包内钢液过热度为10～30℃。

进一步，所述连铸过程中结晶器水口插入深度为120～170mm，优选130～160mm。

进一步，所述连铸过程中结晶器窄面锥度为1.10～1.25％，优选1.15～1.25％。

进一步，所述连铸过程中二冷电磁搅拌电流为1400～2400A、搅拌频率为2.0～4.0Hz；二冷电磁搅拌电流优选1400～2200A、搅拌频率优选2.5～3.5Hz。

进一步，所述连铸后含硼钢板坯厚度为200～300mm，宽度为800～2350mm。

在本发明所述的高淬透性中碳高钛含硼钢板坯连铸生产方法中：

本发明设计的中碳高钛含硼钢成分体系，一方面，通过控制B、Ti、N、C之间得量，从而控制含硼钢中BN析出，以及奥氏体向铁素体相变作用。另一方面，冶炼时添加或复合添加V、Nb、Zr，可以在700℃左右形成相应的碳化物，细化钢的晶粒度，提高淬透性。通过上述成分控制，使钢板第三脆性区温度改变，如图1所示，铸坯表面温度在725～950℃区间时断面收缩率低于30％(铸坯在二冷区断面收缩率高于50％时，才不会产生角横裂)，如果连铸在725～950℃温度区间内矫直，铸坯裂纹敏感高。为了在矫直时避开低断面收缩率区间，仅两个选择：控制铸坯表面温度高于1000℃、或控制铸坯表面温度低于700℃。如铸坯表面高于1000℃、铸坯中心内部尚未完全凝固、铸坯凝固终点逼近铸机冶金长度，限制了拉速的提高和铸机产生。

本发明连铸工艺考虑了合金成分中高B、Mn、Mo、Cr含量对铸坯裂纹的影响，将二冷区铸坯表面温度控制在600～700℃，完全可以避开BN析出峰值，可以充分发挥连铸生产的优势，不但能抑制含硼钢铸坯的裂纹产生、显著提高铸坯质量，还能够不受已有铸机冶金长度的限制，显著提高铸机拉速、提高铸机产能、降低生产成本。

现有含硼钢成分体系下，第三脆性区通常在600～850℃温度范围(铸坯在二冷区表面温度通常在600～1100℃)，现有通过连铸获得含硼钢，二冷工艺为了在矫直时避开第三脆性区(即避免产生角横裂纹)，只能将矫直段与水平段铸坯表面温度控制在900℃及以上，无法避开BN在850～1000℃析出峰值问题，大量的BN沿奥氏体晶界析出，降低晶界强度，铸坯矫直时引发铸坯角横裂纹问题。

为了控制连铸二冷区铸坯表面温度在600～700℃，本发明采取了分段冷却模式的二冷控制方法，即在连铸二冷区垂直段和弯曲段采用比水量控制，即根据连铸拉速，在二冷垂直段和弯曲段选取水量，控制比水量为1.3～1.7L/kg；连铸二冷区矫直段和水平段采用目标温度控制，即基于数学模型计算铸坯表面温度，与目标温度比较，控制目标温度为600～700℃，从而计算适用于目标温度的二冷水量。

在二冷区采用分段冷却模式理由是：连铸结晶器内采用纯水冷却，冷却速率高、铸坯温降快；进入二冷区后采用的是气雾喷水冷却，比结晶器的纯水冷却速率低，铸坯表面会有所回温(最高回温可达150～200℃/m)，铸坯表面回温和降温引发的热振荡，会促进氮化物和硼化物等析出物在奥氏体晶界生成，降低连铸坯的塑性、引发裂纹风险。而目标温度法仅适用于冷却速率变化小、或温度变化缓慢的工况，在二冷区垂直段和弯曲段采用比水量控制方法，有利于减缓铸坯表面回温和波动，有效避免降低连铸坯的热塑性和裂纹的风险。因此，本发明连铸二冷区垂直段和弯曲段控制比水量为1.3～1.7L/kg。

随着铸坯进入二冷区矫直段和水平段，铸坯表面温度相对稳定、波动较小，此时采用目标温度法，对该区域铸坯进行热传导计算，得到铸坯表面温度场分布，根据计算表面温度与目标温度差值，并基于此时的拉速计算该模式下各区的二冷水量或比水量。进一步，本发明中的氮含量很高，析出的氮化硼会更多；当铸坯在连铸机矫直过程中，受到低应变速率的拉伸应力作用，氮化硼颗粒会与晶界产生细小的空洞，当许多空洞形成后，随着外界应力的不断施加，这些空洞就会随之长大，当长大到一定程度后就会相互聚合形成更大的空洞，最终形成裂纹。因此，必须如图1所示，需将矫直温度避开725～950℃，将二冷区铸坯表面温度控制在600～700℃，完全可以避开BN析出峰值；采用目标温度法，有利于将铸坯的矫直温度精确控制，通过二冷水量调整、从而保证铸坯表面计算温度与目标温度差值很小，铸坯沿目标温度曲线进行冷却，提高铸坯质量。

连铸过程钢液的过热度低于8℃，钢液流动性差，容易导致结晶器水口冻钢、迫使浇注中断，且保护渣熔化效果不好；如果钢液过热度高于40℃，极易发生偏析，导致凝固时间长、选分结晶充分，加剧铸坯质量问题；故本发明中间包内钢液的过热度控制在8～40℃。

本发明中添加了大量的Cr、Mo、Cu等易形成柱状晶和偏析的元素，为了改善在连铸冷却过程中、尤其是本发明设计的强冷过程中柱状晶粗大问题，本发明增加二冷区电磁搅拌工艺。如果电磁搅拌电流强度低于1400A，对于改善粗大柱状晶起不到效果；电磁搅拌电流强度高于2400A，结晶器液面波动较大、且铸坯易发生负偏析和白亮带；经过大量试验表明，本发明控制二冷区电磁搅拌电流强度为1400～2400A、搅拌频率为2.0～4.0Hz。

TiN或Ti(C,N)的析出温度一般在1200℃以上，对应于连铸结晶器内。不同于现有技术将结晶器宽面水量控制在2000～2500L/min以上，本发明采用极弱冷方式，使得铸坯在结晶器内缓慢冷却，有充分时间形成TiN或Ti(C,N)，起到固C、N和细化晶粒的作用。如果结晶器水量高于1600L/min，连铸坯温降过快，TiN或Ti(C,N)析出不充分、达不到固N和细化晶粒的效果；如果结晶器水量高于1200L/min，在结晶器内不足以形成足够厚度的坯壳，容易发生坯壳撕裂、乃至漏钢事故，本发明将结晶器宽面水量控制在1200～1600L/min。

在板坯连铸工序中，如果平均拉速高于2.2m/min，初生板坯壳较薄，铸坯冷却不均匀，容易产生纵向裂纹、乃至漏钢；同时铸坯在结晶器内停留时间过短，TiN或Ti(C,N)析出不充分、起不到固N和细化晶粒的效果。考虑到炼钢连铸节奏和高拉速目标，如果平均拉速不低于1.40m/min，且不影响连铸机总体生产能力；本发明平均拉速控制在1.4～2.2m/min。

结晶器水口插入深度过浅的话，水口流股对钢渣界面的冲击较强，增加钢液与结晶器保护渣反应几率，同时增加弯月面卷渣概率；结晶器水口插入过深的话，铸坯易产生裂纹；故本发明设计的连铸结晶器水口插入深度控制在120～170mm。

在凝固过程中，结晶器/铸坯间产生气隙，这会使传热不均匀，导致坯壳生长厚度不均，容易形成表面凹陷或裂纹，故设置一个倒锥度以补偿凝固坯壳的收缩。若结晶器锥度太小，坯壳容易鼓胀；若锥度太大，坯壳与结晶器铜板摩擦力增加。一般应根据钢种、铸坯宽度和拉速来选择结晶器锥度。本发明设计中碳高钛含硼钢的结晶器窄面锥度1.10～1.25％。

本发明的主要优点：

1.本发明在成分设计方面不同于以往的低碳含硼钢，综合考虑奥氏体碳含量和碳化物(和碳氮化物)的作用效果，将含碳量提高至0.2～0.3％，从而可形成足够数量的碳化物或碳氮化物，起到细化晶粒、提高淬透性的作用。同时，为了提高含硼钢冷轧加工性能、保证铸坯质量，采用高N含量的设计(氮上限可提升至0.02％)。

2.本发明在成分设计方面，通过B、Cr含量的控制，推迟中碳高钛含硼钢过冷奥氏体的分解、转变，使过冷奥氏体稳定性增强，提高中碳高钛含硼钢淬透性。通过Mn、Mo含量的控制，实现铁素体和渗碳体两相间的最优分配，起到进一步降低钢的临界冷却速度作用，从而实现提高淬透性的效果。

3.本发明在成分设计方面控制2≤Ti/(B+N+C)≤5，考虑到高C和高N的成分设计，加入一定来的Ti元素，使其能够固定钢中的C和N、形成Ti(C,N)，Ti(C,N)析出温度高，可以保持足够细小的尺寸，起到阻止晶粒长大的效果，延迟奥氏体转变，达到提高淬透性的目的。另一方面，添加Ti元素，Ti优先与N结合，避免由于N含量的增加使BN析出增加，使更多的硼固溶在钢中，从而提高了铸坯的热塑性，在铸坯矫直过程中不易开裂。

4.本发明通过控制B、Ti、N、C之间量得比例，以及冶炼时添加或复合添加V、Nb、Zr，通过上述成分控制，使钢板第三脆性区温度改变，在板坯在矫直得过程中温度可以控制在600～700℃，完全可以避开BN析出峰值，使获得的中碳高钛含硼钢不仅具有较高淬透性，而且可以有效降低连铸过程中裂纹产生风险，显著提高铸坯质量。

5.本发明连铸过程中，采取了分段冷却模式的二冷控制方法，且将二冷区铸坯表面温度控制在较低温度范围，有效降低铸坯表面回温和降温引发的热振荡，减少氮化物和硼化物等析出物在奥氏体晶界的生成，不但能抑制含硼钢铸坯的裂纹产生、提高铸机产能，还能够不受已有铸机冶金长度的限制，显著提高铸机拉速、提高铸机产能、降低生产成本。

6.本发明通过成分及工艺设计，使高淬透性中碳高钛含硼钢在连铸过程中可以避开BN析出峰值，从而提升了中碳高钛含硼钢产品淬透性、提高铸坯质量、提高拉速和产能，增强了企业的综合竞争力。获得的中碳高钛含硼钢HRC硬度值大于等于60，而传统含硼钢的HRC值只有40～50。

附图说明

图1为本发明中碳高钛含硼钢在不同温度的断面收缩率。

具体实施方式

下面用实施例和附图对本发明作进一步阐述，但这些实施例绝非对本发明有任何限制。本领域技术人员在本说明书的启示下对本发明实施中所作的任何变动都将落在本发明权利要求保护范围内。

本发明实施例化学成分如表1所示，其成分余量为Fe和其他不可避免杂质。经本发明制造方法的工艺参数见表2，最终获得含硼钢的性能见表3。

综上所述，本发明按所述钢种成分设计制造的高淬透性中碳高钛含硼钢，其淬透性HRC值≥60。

Claims

1.一种高淬透性中碳高钛含硼钢，其特征在于，其化学成分重量百分比为：C：0.2～0.3％，B：0.01～0.02％，Mn：2.0～3.0％，Cu：1.0～2.0％，Cr：0.1～2.0％，Si：0.1～1.0％，Ni：0.1～1.0％，Al：0.005～0.08％，P≤0.040％，S≤0.020％，Mo：0.05～2.0％，W：0.05～0.5％，Ti：0.5～1.65％，N：0.01～0.02％，余量为Fe和其它不可避免的杂质；且需同时满足：

Mo+W≤2.0％；

2≤Ti/(B+N+C)≤5；

还含有V、Nb、Zr中的一种或几种，V：0.005～0.05％，Nb：0.005～0.05％，Zr：0.005～0.05％，V+Nb+Zr≤0.05％；

所述含硼钢淬透性HRC值≥60。

2.如权利要求1所述的高淬透性中碳高钛含硼钢，其特征在于，所述C含量为0.22～0.3％。

3.如权利要求1所述的高淬透性中碳高钛含硼钢，其特征在于，所述B含量为0.01～0.018％。

4.如权利要求1所述的高淬透性中碳高钛含硼钢，其特征在于，所述Mn含量为2.0～2.8％。

5.如权利要求1所述的高淬透性中碳高钛含硼钢，其特征在于，所述Mo含量为0.08～1.6％。

6.如权利要求1所述的高淬透性中碳高钛含硼钢，其特征在于，所述Cr含量为0.2～1.2％。

7.如权利要求1所述的高淬透性中碳高钛含硼钢，其特征在于，所述Ti含量为0.6～1.6％。

8.如权利要求1所述的高淬透性中碳高钛含硼钢，其特征在于，所述N含量为0.01～0.016％。

9.如权利要求1所述的高淬透性中碳高钛含硼钢，其特征在于，所述3≤Ti/(B+N+C)≤5。

10.如权利要求1～9任一项所述的高淬透性中碳高钛含硼钢板坯连铸生产方法，其特征是，包括如下步骤：

1)冶炼

按所述化学成分冶炼；

2)连铸

经过连铸最终获得含硼钢板坯；控制结晶器宽面冷却水量为1200～1600L/min，连铸二冷区垂直段和弯曲段比水量为1.3～1.7L/kg，连铸二冷区矫直段和水平段目标温度为600～700℃，连铸平均拉速为1.4～2.2m/min，中间包内钢液过热度为8～40℃；

连铸后含硼钢板坯厚度为200～300mm，宽度为800～2350mm。

11.如权利要求10所述的高淬透性中碳高钛含硼钢板坯连铸生产方法，其特征是，所述结晶器宽面冷却水量为1300～1500L/min。

12.如权利要求10所述的高淬透性中碳高钛含硼钢板坯连铸生产方法，其特征是，所述二冷区垂直段和弯曲段比水量为1.4～1.6L/kg。

13.如权利要求10所述的高淬透性中碳高钛含硼钢板坯连铸生产方法，其特征是，所述二冷区矫直段和水平段目标温度为625～700℃。

14.如权利要求10所述的高淬透性中碳高钛含硼钢板坯连铸生产方法，其特征是，所述连铸平均拉速为1.4～2.0m/min。

15.如权利要求10所述的高淬透性中碳高钛含硼钢板坯连铸生产方法，其特征是，所述中间包内钢液过热度为10～30℃。

16.如权利要求10所述的高淬透性中碳高钛含硼钢板坯连铸生产方法，其特征是，所述连铸过程中结晶器水口插入深度为120～170mm。

17.如权利要求10或16所述的高淬透性中碳高钛含硼钢板坯连铸生产方法，其特征是，所述连铸过程中结晶器水口插入深度为130～160mm

18.如权利要求10所述的高淬透性中碳高钛含硼钢板坯连铸生产方法，其特征是，所述连铸过程中结晶器窄面锥度为1.10～1.25％。

19.如权利要求10或18所述的高淬透性中碳高钛含硼钢板坯连铸生产方法，其特征是，所述连铸过程中结晶器窄面锥度为1.15～1.25％

20.如权利要求10所述的高淬透性中碳高钛含硼钢板坯连铸生产方法，其特征是，所述连铸过程中二冷电磁搅拌电流为1400～2400A、搅拌频率为2.0～4.0Hz。

21.如权利要求10或20所述的高淬透性中碳高钛含硼钢板坯连铸生产方法，其特征是，所述连铸过程中二冷电磁搅拌电流为1400～2200A、搅拌频率为2.5～3.5Hz。