TW202345994A

TW202345994A - 連續鑄造鋼胚

Info

Publication number: TW202345994A
Application number: TW112113750A
Authority: TW
Inventors: 川崎大輝; 小田垣智也; 鼓健二; 山崎和彥
Original assignee: 日商杰富意鋼鐵股份有限公司
Priority date: 2022-05-09
Filing date: 2023-04-13
Publication date: 2023-12-01
Also published as: WO2023218784A1; JP2024069381A; JPWO2023218784A1

Abstract

本發明提供一種即便是低韌性之高合金鋼胚，該鋼胚亦不致在冷卻時發生鋼胚破裂之連續鑄造鋼胚。本發明係一種高強度鋼用之連續鑄造鋼胚，其中，距離連續鑄造鋼胚表層10 mm位置處之平均原沃斯田鐵粒徑為100 μm以上且0.5 mm以下，且微組織中，以面積率計，肥粒鐵為10%以上，波來鐵為10%以上，變韌鐵為1%以上且30%以下。上述連續鑄造鋼胚較佳係以質量%計含有C：0.10～0.40%、Si：0.10～2.50%、Mn：1.00～5.00%。

Description

連續鑄造鋼胚

本發明係關於一種可防止冷卻時破裂的連續鑄造鋼胚。

近年來，於汽車領域，為了兼顧車體之進一步薄壁化與確保碰撞之安全性，正在進行高強度鋼之進一步高強度化、及為此之高合金化。由於高合金化而大幅降低鋼胚之韌性。

隨著因高合金化所導致之韌性降低，越來越頻繁地發生鋼胚冷卻時之破裂、即所謂之延遲破裂。若發生延遲破裂，鋼胚搬送時鋼胚發生斷裂，則無法供於熱軋。又，即便鋼胚不發生斷裂，裂縫亦在熱軋中開口，致使熱軋鋼板斷裂。或者，裂縫較小者，將於熱軋後或冷軋後、退火後或者鍍覆後之鋼板成為鑄疤或條痕等之表面缺陷。通常而言，鋼胚表面之裂縫係利用研磨機而去除。但是，由於高合金化而導致鋼胚之韌性降低，因此有裂縫因研磨機之應力而擴展，從而無法完全去除之情形。又裂縫較小者，有被忽略而於熱軋後、冷軋後、退火後或者鍍覆後之鋼板以表面缺陷之形式出現的情形。由此，其需要抑制鋼胚之破裂。

圖1係利用掃描電子顯微鏡(SEM)所獲得之連續鑄造鋼胚之龜裂部斷裂面之觀察圖像。斷裂面呈現沿著原沃斯田鐵晶界之晶界斷裂面之模樣。於圖2中以組織照片之形式表示龜裂部之剖面。龜裂之深度主要距離鋼胚表層為20 mm左右。龜裂在原沃斯田鐵晶界附近擴延，於龜裂末端存在晶界肥粒鐵。又，於原沃斯田鐵晶粒內被觀察到波來鐵、或者波來鐵與變韌鐵。

晶界斷裂係發生於原沃斯田鐵晶粒粗大、晶界發生脆化之情形時。晶界係較晶粒內更容易生成析出物或肥粒鐵。晶界之析出物係使晶界強度下降、使韌性降低之主要原因。若原沃斯田鐵晶粒粗大，則晶界所占之比例變少，析出物密度變大，因此晶界進一步脆化。又，當產生了晶界肥粒鐵之情形時，由於產生其與晶粒內之波來鐵及變韌鐵之強度差，因此於強度較低之晶界肥粒鐵部會發生應力集中，即便為更低之應力，仍可能擴展為龜裂。同樣地若原沃斯田鐵晶粒粗大，則析出呈直線狀較薄地延伸之晶界肥粒鐵，亦因此而無法阻止破裂之延展而致損害擴大。另一方面，若對鋼胚進行冷卻，則產生由鋼胚表面與內部之熱收縮差或變態膨脹差所引起之應力。若該應力較高，則將鋼胚冷卻至室溫時會發生鋼胚破裂。近年來之高合金高強度鋼由於鋼胚之韌性較低，因而產生了龜裂較深，難以藉由研磨機等之加工去除，而大幅降低鋼胚之良率等問題。

關於此點，例如專利文獻1或2中所記載般已檢討了針對鋼胚破裂之對策。專利文獻1中提出了如下方法：藉由對自沃斯田鐵向肥粒鐵變態之溫度區域的700～500℃進行緩冷，而抑制變韌鐵/麻田散鐵變態，降低因該變態膨脹所產生之應力。專利文獻2中提出了如下方法：於鑄造後立即開始緩冷，於700℃以上之溫度下歷時10小時以上、進而對700～500℃為止之溫度進行緩冷，藉此以降低溫度差或變態時之應力。 [先前技術文獻] [專利文獻]

專利文獻1：日本專利特開2020-139209號公報專利文獻2：日本專利特開2019-167560號公報

(發明所欲解決之問題)

然而，習知技術存在有如下所述之問題。專利文獻1或2中所記載於鑄造後對高張力鋼之鋼胚進行冷卻之方法，係將鋼胚中所產生之內部應力控制得較小。但是，近年來之經高合金化之高強度鋼由於鋼胚之韌性較低，因而延遲破裂發生擴延之原沃斯田鐵晶界之狀態亦變得非常重要。專利文獻1或2中所記載之方法中，並未對原沃斯田鐵粒徑或晶界肥粒鐵進行控制，對鋼胚之微組織亦未作任何限定。又，本發明人等進行了努力研究，結果得知藉由習知技術所製造之含有大量C、Si、Mn之鋼胚之韌性甚低，而無法充分地抑制鋼胚之延遲破裂之發生。

本發明係鑒於上述情況所完成者，其目的在於提供一種即便是低韌性之高合金鋼胚，該鋼胚亦不致於在冷卻中發生鋼胚破裂之連續鑄造鋼胚。 (解決問題之技術手段)

為了達成上述目的，本發明人等反覆進行了努力研究。結果發現，對鋼胚破裂之破壞形態進行解析，其斷裂面存在於沿著原沃斯田鐵晶界之晶界斷裂面、橫穿過原沃斯田鐵晶界之晶粒內斷裂面(劈開斷裂面)之斷裂面中之至少一種。進而，本發明人等反覆進行了詳細研究，闡明了僅藉由控制冷卻速度及降低溫度不均來降低應力乃無法抑制鋼胚之延遲破裂，而微組織之形態具有重要之影響。具體而言，其發現了藉由控制連續鑄造鋼胚之平均原沃斯田鐵粒徑及微組織，而提高其韌性，其可抑制連續鑄造鋼胚在冷卻過程中之鋼胚延遲破裂，從而完成本發明。

本發明係基於上述見解進一步進行研究所完成者。即，本發明之主旨構成係如下所述。 1.一種連續鑄造鋼胚，其係高強度鋼用連續鑄造鋼胚，其特徵在於：距離連續鑄造鋼胚表層10 mm位置處之平均原沃斯田鐵粒徑為100 μm以上且0.5 mm以下，且微組織中，以面積率計，肥粒鐵為10%以上，波來鐵為10%以上，變韌鐵為1%以上且30%以下。 2.如1所記載之連續鑄造鋼胚，其中，上述連續鑄造鋼胚係以質量%計含有C：0.10～0.40%、Si：0.10～2.50%、Mn：1.00-5.00%。 (對照先前技術之功效)

根據本發明，其可提供一種即便是且高合金之高強度鋼板用成分系，亦不致於冷卻過程中發生破裂之連續鑄造鋼胚。

以下，對本發明之實施形態進行具體說明。又，以下之實施形態係例示出用以使本發明之技術思想具體化之鋼組成或組織者，而並非將本發明構成限定於下述內容。即，本發明之技術思想可於本發明申請專利範圍中所記載之技術範圍內作各種變更。

首先，對連續鑄造鋼胚之微組織的適性範圍及限定理由進行說明。再者，於以下說明中，關於表示微組織之構成率之「%」，只要未特別說明，便意指「面積%」。又，組織之觀察係於常溫下進行。

[平均原沃斯田鐵粒徑：100 μm以上且0.5 mm以下] 平均原沃斯田鐵粒徑係決定破壞之單位之因素，越大則鋼胚之韌性越低，而產生呈現晶界斷裂面之鋼胚破裂。習知之連續鑄造鋼胚中，平均原沃斯田鐵粒徑為數mm之非常大尺寸。因此，大幅降低了該連續鑄造鋼胚之韌性。習知之低合金鋼由於原本之韌性亦較高，因而不成問題，但在高合金高強度鋼中則可能成為非常重大之問題。因此，在本實施形態中，將距離連續鑄造鋼胚表層10 mm位置處之平均原沃斯田鐵粒徑設為100 μm以上且0.5 mm以下。決定沃斯田鐵粒徑之因素係冷卻溫度，例如於鋼胚寬度中央之表面溫度為1200～900℃之溫度範圍內將鋼胚表面急冷至Bs點以下後，停止冷卻，使其復熱至Ac3點以上，藉此則可使距離連續鑄造鋼胚表層10 mm之深度處之平均原沃斯田鐵粒徑微細化。此外，較佳為以1450～1200℃之滯留時間成為40 s以上且130 s以下之方式進行冷卻。上述溫度由於難以進行實測，因此藉由傳熱解析來計算出連續鑄造鋼胚表層下10 mm位置處之溫度歷程。解析位置設為鋼胚內部中上述溫度區域之滯留時間最長之鋼胚寬度中央。再者，平均原沃斯田鐵粒徑較佳為0.4 mm以下。

[微組織種類] 已知沃斯田鐵晶粒以下之肥粒鐵、波來鐵、變韌鐵等內部組織之比率亦為決定破壞之單位的因素，其可藉由適當之比率而提高韌性。自沃斯田鐵變態為肥粒鐵之溫度(Ar ₃溫度)以下之冷卻速度對鋼胚之微組織產生較大影響。本發明人等發現，藉由控制冷卻速度，作為微組織，以面積率計，使肥粒鐵為10%以上、波來鐵為10%以上、變韌鐵為1%以上且30%以下，則可使得鋼胚之韌性提高。較佳係變韌鐵為5%以上且30%以下。

用於控制成上述微組織之冷卻速度係根據鋼成分而大幅相異。因此，製作該成分之鋼之連續冷卻變態圖(CCT圖)，以決定微組織變得適當之冷卻速度。

該冷卻條件可藉由變更連續鑄造機出料側之鋼胚溫度、直至堆積鋼胚為止之時間、堆積片數或水韌處理等條件來進行控制。冷卻速度之測定係利用熱電偶而進行。於鋼胚自連續鑄造機中出鋼後，在鋼胚之寬面(長邊×寬度)之上表面中央部(長度方向中央且寬度方向中央)設置熱電偶。

含有大量C、Si、Mn之連續鑄造鋼胚之韌性極低，藉由滿足僅平均原沃斯田鐵粒徑、僅微組織種類之必要條件的控制並無法確保不發生延遲破裂之充分的韌性，而會發生延遲破裂。因此，本實施形態之高強度鋼用連續鑄造鋼胚中重要的是同時滿足平均原沃斯田鐵粒徑與微組織之必要條件。

其次，對成分組成之適當範圍及其限定理由進行說明。再者，以下說明中，關於表示鋼之成分元素之含量的「%」，只要未特別說明，便意指「質量%」。

[C：0.10～0.40%] C係提高鋼板之強度之重要元素。若C之含量未滿0.10%，則難以實現鋼板所需之拉伸強度。另一方面，若C之含量超過0.40%，則無法獲得如上所述之混合存在肥粒鐵、波來鐵及變韌鐵之微組織。因此，C之含量設為0.10～0.40%之範圍。較佳為設為0.12%以上。較佳為設為0.35%以下。更佳為設為0.15%以上。更佳為設為0.30%以下。

[Si：0.10～2.50%] Si，係為了於退火步驟中確保殘留沃斯田鐵而所必須添加。此外，其藉由固溶強化亦有助於高強度化，因此為必須之添加元素。因此，需要添加0.10%以上。另一方面，若添加超過2.50%，則不僅效果達到飽和，而且於熱軋板會產生牢固之積垢。因此，從外觀或酸洗性劣化觀點，上限設為2.50%。因而，Si之含量設為0.10～2.50%之範圍。較佳為設為0.50%以上。較佳為設為2.0%以下。更佳為設為1.00%以上。更佳為設為1.80%以下。

[Mn：1.00～5.00%] Mn係為了提高鋼板之強度而添加之元素。具體而言，係為了經由熱軋下之變態控制來控制鋼板強度而添加之元素。若未滿1.00%，則無法充分強化，因此需添加1.00%以上。另一方面，若添加超過5.00%，則其效果達到飽和，並且缺乏經濟性。因此，Mn之含量設為1.00～5.00%之範圍。較佳為設為1.50%以上。較佳為設為4.50%以下。更佳為設為1.80%以上。更佳為設為4.00%以下。

本實施形態之連續鑄造鋼胚具有上述成分組成，餘量包含Fe及不可避免之雜質，且具有適當範圍之平均原沃斯田鐵粒徑及微組織。在此前提下，亦可考慮其他特性而含有P 0.100%以下、S 0.0200%以下、N 0.0100%以下、sol.Al 0.100%以下及O 0.0100%以下。此處，雜質可舉例如Zn、Pb及As。該等不可避免之雜質的容許量合計為含有0.100%以下。

P由於偏析於原沃斯田鐵晶界而使晶界脆化，因此有導致鋼胚破裂發生之情形。因此，P之含量較佳為設為0.100%以下。再者，P之含量之下限並無特別規定，但P係固溶強化元素，可提高鋼板之強度，因此較佳為設為0.001%以上。因此，P之含量較佳為設為0.100%以下。較佳為設為0.001%以上。進而較佳為設為0.070%以下。

S係以硫化物之形式存在，為造成鋼胚脆化之元素。因此，S之含量較佳設為0.0200%以下。再者，S之含量之下限並無特別規定，但由生產技術上之限制而言，較佳設為0.0001%以上。因此，S之含量較佳為設為0.0200%以下。較佳為設為0.0001%以上。進而較佳為設為0.0050%以下。

Al由於抑制鋼胚冷卻中之碳化物生成，促進殘留沃斯田鐵之生成，因此其係對鋼胚之殘留沃斯田鐵之分率產生影響之元素。又，為了脫酸，較佳為添加0.005%以上。若Al之含量超過0.100%，則有造成鋼胚脆化之虞。因此，Al之含量較佳為設為0.100%以下。進而較佳為設為0.010%以上。進而較佳為設為0.080%以下。

N係以氮化物之形式存在，造成鋼胚脆化之元素。因此，N之含量較佳設為0.0100%以下。再者，N之含量之下限並無特別規定，但由生產技術上之限制而言，N之含量較佳設為0.0001%以上。因此，N之含量較佳為設為0.0100%以下。較佳為設為0.0001%以上。進而較佳為設為0.0050%以下。

O係以氧化物之形式存在，造成鋼胚脆化之元素。因此，O之含量較佳設為0.0100%以下。再者，O之含量之下限並無特別規定，但由生產技術上之限制而言，O之含量較佳設為0.0001%以上。因此，O之含量較佳為設為0.0100%以下。較佳為設為0.0001%以上。進而較佳為設為0.0050%以下。

本實施形態之連續鑄造鋼胚係作為高強度鋼用，除了上述成分組成以外還可單獨含有自下述選擇之至少一種元素，或組合含有兩種以上，即，Ti：0.200%以下、Nb：0.200%以下、V：0.200%以下、Ta：0.10%以下、W：0.10%以下、B：0.0100%以下、Cr：1.00%以下、Mo：1.00%以下、Ni：1.00%以下、Co：1.00%以下、Cu：1.00%以下、Sn：0.200%以下、Sb：0.200%以下、Ca：0.0100%以下、Mg：0.0100%以下、稀土類元素(REM，rare-earth elements)：0.0100%以下、Zr：0.020%以下、Te：0.020%以下、Hf：0.10%以下、及Bi：0.200%以下。

Ti、Nb及V若分別為0.200%以下之含量，則不致大量生成粗大之析出物或中介物，不致降低鋼胚之韌性。因此，Ti、Nb及V之含量較佳分別設為0.200%以下。再者，Ti、Nb及V之含量之下限並無特別規定，但由於在熱軋時或連續退火時藉由形成微細之碳化物、氮化物或碳氮化物而提高鋼板之強度，更佳為將Ti、Nb及V之含量分別設為0.001%以上。因此，於含有Ti、Nb及V之情形時，其含量分別設為0.200%以下。更佳為設為0.001%以上。進而較佳為設為0.100%以下。

Ta及W若分別為0.10%以下之含量，則不致大量生成粗大之析出物或中介物，不致降低鋼胚之韌性。因此，Ta及W之含量較佳分別設為0.10%以下。再者，Ta及W之含量之下限並無特別規定，但由於在熱軋時或連續退火時藉由形成微細之碳化物、氮化物或碳氮化物而提高鋼板之強度，Ta及W之含量更佳分別設為0.01%以上。因此，於含有Ta及W之情形時，其含量分別設為0.10%以下。更佳為設為0.01%以上。進而較佳為設為0.08%以下。

B若為0.0100%以下，則不致對鋼胚之韌性產生影響。因此，B之含量較佳設為0.0100%以下。再者，B之含量之下限並無特別規定，但由於其為於熱軋或退火中偏析於沃斯田鐵晶界，提高淬火性之元素，因此B之含量更佳為設為0.0003%以上。因此，於含有B之情形時，其含量設為0.0100%以下。更佳為設為0.0003%以上。進而較佳為設為0.0080%以下。

Cr、Mo及Ni若分別為1.00%以下，則粗大之析出物或中介物不增加，不致降低鋼胚之韌性。因此，Cr、Mo及Ni之含量較佳分別設為1.00%以下。再者，Cr、Mo及Ni之含量之下限並無特別規定，但由於其等係提高淬火性之元素，因此Cr、Mo及Ni之含量更佳分別設為0.01%以上。因此，於含有Cr、Mo及Ni之情形時，其含量分別設為1.00%以下。更佳為設為0.01%以上。進而較佳為設為0.80%以下。

Co若為1.00%以下，則粗大之析出物或中介物不增加，不致降低鋼胚之韌性。因此，Co之含量較佳設為1.00%以下。再者，Co之含量之下限並無特別規定，但由於其係提高淬火性之元素，Co之含量更佳設為0.001%以上。因此，於含有Co之情形時，其含量設為1.00%以下。更佳為設為0.001%以上。進而較佳為設為0.80%以下。

Cu若為1.00%以下，則粗大之析出物或中介物不增加，不致降低鋼胚之韌性。因此，Cu之含量較佳設為1.00%以下。再者，Cu之含量之下限並無特別規定，但由於其係提高淬火性之元素，因此Cu之含量更佳設為0.01%以上。因此，於含有Cu之情形時，其含量設為1.00%以下。更佳為設為0.01%以上。進而較佳為設為0.80%以下。

Sn若為0.200%以下，則不對鋼胚之韌性產生影響。因此，Sn之含量較佳設為0.200%以下。再者，Sn之含量之下限並無特別規定，但由於Sn係提高淬火性之元素(一般而言為提高耐蝕性之元素)，因此Sn之含量更佳設為0.001%以上。因此，於含有Sn之情形時，其含量設為0.200%以下。更佳為設為0.001%以上。進而較佳為設為0.100%以下。

Sb若為0.200%以下，則粗大之析出物或中介物不增加，不致降低鋼胚之韌性。因此，Sb之含量較佳設為0.200%以下。再者，Sb之含量之下限並無特別規定，但由於其係抑制脫碳，能夠調整鋼板之強度之元素，因此Sb之含量更佳設為0.001%以上。因此，於含有Sb之情形時，其含量設為0.200%以下。更佳為設為0.001%以上。進而較佳為設為0.100%以下。

Ca、Mg及REM若分別為0.0100%以下，則粗大之析出物或中介物不增加，不致降低鋼胚之韌性。因此，Ca、Mg及REM之含量較佳設為0.0100%以下。再者，Ca、Mg及REM之含量之下限並無特別規定，但由於其等係使氮化物或硫化物之形狀球狀化，從而提高鋼胚之韌性之元素，因此Ca、Mg及REM之含量更佳分別設為0.0005%以上。因此，於含有Ca、Mg及REM之情形時，其含量分別設為0.0100%以下。更佳為設為0.0005%以上。進而較佳為設為0.0050%以下。

Zr及Te若分別為0.100%以下，則粗大之析出物或中介物不增加，不致降低鋼胚之韌性。因此，Zr及Te之含量較佳設為0.100%以下。再者，Zr及Te之含量之下限並無特別規定，但由於其等係使氮化物或硫化物之形狀球狀化，從而提高鋼胚之韌性之元素，因此Zr及Te之含量更佳分別設為0.001%以上。因此，於含有Zr及Te之情形時，其含量分別設為0.100%以下。更佳為設為0.001%以上。進而較佳為設為0.080%以下。

Hf若為0.10%以下，則粗大之析出物或中介物不增加，不致降低鋼胚之韌性。因此，Hf之含量較佳設為0.10%以下。再者，Hf之含量之下限並無特別規定，但其係使氮化物或硫化物之形狀球狀化，從而提高鋼板之極限變形能力之元素，因此Hf之含量更佳設為0.01%以上。因此，於含有Hf之情形時，其含量設為0.10%以下。更佳為設為0.01%以上。進而較佳為設為0.08%以下。

Bi若為0.200%以下，則粗大之析出物或中介物不增加，不致降低鋼胚之韌性。因此，Bi之含量較佳設為0.200%以下。再者，Bi之含量之下限並無特別規定，但由於其係減少偏析之元素，因此Bi之含量更佳設為0.001%以上。因此，於含有Bi之情形時，其含量設為0.200%以下。更佳為設為0.001%以上。進而較佳為設為0.100%以下。

再者，關於上述Ti、Nb、V、Ta、W、B、Cr、Mo、Ni、Co、Cu、Sn、Sb、Ca、Mg、REM、Zr、Te、Hf及Bi，由於各含量未滿較佳之下限值時並不損及本發明之效果，因而可作為不可避免雜質含有。實施例

[平均原沃斯田鐵粒徑之測定] 此處，平均原沃斯田鐵粒徑之測定方法為如下所述。自冷卻後之鋼胚之寬度中央位置切出樣品，使與鋼胚寬度方向平行之鋼胚厚度剖面成為觀察面。繼而，使用鑽石膏對觀察面進行鏡面研磨，然後，使用矽酸膠實施精研磨，進而利用3 vol%硝酸浸蝕液進行蝕刻，使組織顯現於觀察面。使用光學顯微鏡，於連續鑄造鋼胚表層下10 mm位置處，以10倍之倍率觀察5個視野，而獲得組織影像。對於所獲得之組織影像，藉由依據JIS G 0551:2020之切斷法，求出原沃斯田鐵粒徑之平均值。

[肥粒鐵之面積率之測定方法] 肥粒鐵面積率之測定方法係與上述平均原沃斯田鐵粒徑之測定方法同樣地準備鋼胚之觀察面。繼而，使用鑽石膏對觀察面進行鏡面研磨，然後，使用矽酸膠實施精研磨，進而利用3 vol%硝酸浸蝕液進行蝕刻，使組織顯現。於加速電壓為15 kV之條件下，使用SEM(Scanning Electron Microscope；掃描電子顯微鏡)，在連續鑄造鋼胚表層下10 mm位置處，以50倍之倍率觀察10個視野，而獲得組織影像，對於所獲得之組織影像，使用Adobe公司之PHOTOSHOP(註冊商標)，算出10個視野下之肥粒鐵之面積率，對該等值進行平均而求出，以此作為肥粒鐵之面積率。再者，相較於其他組織(波來鐵、變韌鐵、回火麻田散鐵、淬火麻田散鐵、殘留沃斯田鐵)，肥粒鐵之粒徑較大，且表面平滑且對比較暗，因此可以50倍之倍率容易地區分。

[波來鐵及變韌鐵之面積率之測定方法] 該等組織之面積率之測定方法係與上述肥粒鐵之測定方法同樣地使組織顯現於鋼胚之觀察面。於加速電壓為15 kV之條件下，使用SEM，於連續鑄造鋼胚表層下10 mm位置處，將肥粒鐵排除在視野之外，以10000倍之倍率觀察10個視野，而獲得組織影像，對於所獲得之組織影像，使用Adobe公司之PHOTOSHOP(註冊商標)，算出10個視野下之波來鐵及變韌鐵之面積率，對該等值進行平均，以與上述方法中所測得之肥粒鐵之面積率相加合計成為100%之方式進行計算而求出，以此作為各組織之面積率。變韌鐵係凹部之組織，波來鐵係凹部之組織且為包含層紋狀之碳化物的組織。

[鋼胚破裂之評價方法] 鋼胚破裂之評價方法係根據JIS Z 2343:2017中所規定之滲透探傷試驗進行試驗，評價鋼胚之切斷面以外之寬面部(長度×寬度)及窄面部(長度×厚度)有無破裂。塗佈顯影液後，目視觀察滲透液之露出，藉此以目視檢查表面之破裂或傷痕。

將研究中所使用之鋼之化學組成示於表1中，於表2中表示鋼胚冷卻條件及鋼胚微組織、鋼胚破裂之態樣。微組織之欄中之F、P、B分別表示肥粒鐵、波來鐵、變韌鐵。

試驗No.1～4之條件如下：連續鑄造鋼胚表層下10 mm位置處之平均原沃斯田鐵粒徑大於0.5 mm。於該等情形時，即便對自連續鑄造機中出鋼後之鋼胚之冷卻條件進行各種變更，亦無法抑制鋼胚破裂。

試驗No.5～9係如下所述之例：雖然連續鑄造鋼胚表層下10 mm位置處之平均原沃斯田鐵粒徑為0.5 mm以下，但微組織種類或其比率不相符，而無法抑制鋼胚破裂。

試驗No.10～23係發明例，連續鑄造鋼胚表層下10 mm位置處之平均原沃斯田鐵粒徑為0.5 mm以下，且微組織中，以面積率計，肥粒鐵為10%以上，波來鐵為10%以上，變韌鐵為1%以上30%以下。其等於冷卻後未發生鋼胚破裂。

再者，本發明之連續鑄造鋼胚會因各種條件而必需轉裝(transship)。於轉裝之情形時，連續鑄造鋼胚之冷卻速度有時會暫時超過既定之冷卻速度。然而，由於變態所需之時間為非常緩慢之10 hr以上，因而若為轉裝程度之操作時間(最長1～2 hr)，則不至於發生延遲破裂。因此，本發明規定了平均冷卻速度而非最大冷卻速度。

[表1]

鋼符號	成分組成[質量%]
C	Si	Mn	P	S	sol.Al	N	Ti
A	0.11	1.87	2.92	0.011	0.0011	0.052	0.0043
B	0.15	0.47	4.98	0.009	0.0015	0.048	0.0039
C	0.16	0.70	1.53	0.008	0.0015	0.047	0.0032
D	0.18	1.36	2.68	0.007	0.0021	0.048	0.0034	0.02
E	0.25	1.12	3.22	0.007	0.0013	0.050	0.0036
F	0.40	0.42	1.57	0.010	0.0008	0.043	0.0030

[表2]

No.	鋼符號	d(γ)	微組織	冷卻速度	破裂	備註
種類	面積率[%]	850-700℃	700-500℃
mm	F	P	B	℃/hr	℃/hr	有無
1	D	1.2	晶界F＋P＋B	8	7	85	50	23	有	比較例
2	D	1.3	F＋P＋B	21	71	8	20	15	有	比較例
3	D	0.9	晶界F＋P＋B	4	33	63	28	5	有	比較例
4	D	0.8	F＋P	21	79	0	13	7	有	比較例
5	D	0.5	P＋B	0	5	95	50	24	有	比較例
6	D	0.4	晶界F＋P＋B	7	26	67	46	13	有	比較例
7	D	0.5	F＋P＋B	12	27	61	32	7	有	比較例
8	D	0.4	F＋P	22	78	0	9	7	有	比較例
9	D	0.5	F＋P	24	76	0	6	3	有	比較例
10	D	0.4	F＋P＋B	15	68	17	23	16	無	發明例
11	D	0.5	F＋P＋B	13	62	25	25	14	無	發明例
12	D	0.5	F＋P＋B	16	76	8	19	5	無	發明例
13	A	0.5	F＋P＋B	19	63	18	20	13	無	發明例
14	A	0.4	F＋P＋B	17	59	24	24	12	無	發明例
15	B	0.5	F＋P＋B	15	72	13	7	6	無	發明例
16	B	0.5	F＋P＋B	12	63	25	8	4	無	發明例
17	B	0.4	F＋P＋B	12	72	16	6	2	無	發明例
18	C	0.5	F＋P＋B	61	22	17	107	58	無	發明例
19	C	0.4	F＋P＋B	56	23	21	82	47	無	發明例
20	E	0.5	F＋P＋B	13	75	12	31	21	無	發明例
21	E	0.5	F＋P＋B	19	74	7	27	20	無	發明例
22	F	0.5	F＋P＋B	21	71	8	51	29	無	發明例
23	F	0.4	F＋P＋B	27	69	4	41	22	無	發明例

經彙總發現，藉由將連續鑄造鋼胚表層下10 mm位置之平均原沃斯田鐵粒徑設為100 μm以上且0.5 mm以下，且將該位置處之微組織設為肥粒鐵、波來鐵、變韌鐵之三相複合組織，則可抑制鋼胚之冷卻時之破裂。

再者，為了獲得此種鋼胚組織，例如可藉由以下方式獲得：於鋼胚寬度中央之表面溫度為900℃～1200℃之溫度範圍時，將鋼胚表面急冷至Bs點以下後，停止冷卻，使其復熱至Ac ₃點以上，然後，將鋼胚寬度中央表面之溫度為850℃～700℃及700℃～500℃之平均冷卻速度分別設為既定之範圍。但是，本發明之製造方法並不限於該方法。

其次，於圖3中表示決定微組織變得適當之冷卻速度之方法。圖3係表1之鋼C之連續冷卻變態圖(CCT圖)。於圖3中，以符號F、P、B、Ms、Mf表示肥粒鐵、波來鐵、變韌鐵、麻田散鐵之變態開始線、麻田散鐵之變態結束線。進而，於圖3中，按照冷卻速度由快到慢之順序以符號X、Y、Z、W表示冷卻速度線。由於以冷卻速度線計在Y～Z之範圍內析出肥粒鐵、波來鐵、變韌鐵之三相，因而可知適當之冷卻速度處於該範圍之內部。但是，由於難以根據連續冷卻變態圖預測出變態後之組織之分率，以及鑄造鋼胚之冷卻速度一般而言並非一直固定，因而較佳係以其作為大略基準進行操作。再者，所使用連續冷卻變態圖之製作方法並無特別規定。其可使用一般之商用軟體進行計算，亦可藉由實驗來製作。 (產業上之可利用性)

只要為具有適合本發明之微組織之連續鑄造鋼胚，則其可提供鑄造後無鋼胚破裂之高合金高強度鋼板用的連續鑄造鋼胚，亦可防止軋壓時之穿孔故障等，因此在產業上極為有用。

圖1係連續鑄造鋼胚之龜裂部斷裂面利用掃描電子顯微鏡所獲得之觀察圖像。圖2係上述龜裂部之剖面組織照片。圖3係於連續冷卻變態圖(CCT圖)上示出連續鑄造鋼胚之冷卻速度與微組織之關係的曲線圖。

Claims

一種連續鑄造鋼胚，其係高強度鋼用之連續鑄造鋼胚，其特徵在於：距離連續鑄造鋼胚表層10 mm位置處之平均原沃斯田鐵粒徑為100 μm以上且0.5 mm以下，且微組織中，以面積率計，肥粒鐵為10%以上，波來鐵為10%以上，變韌鐵為1%以上且30%以下。
如請求項1之連續鑄造鋼胚，其中，上述連續鑄造鋼胚係以質量%計含有C：0.10～0.40%、Si：0.10～2.50%、Mn：1.00～5.00%。