TW202405193A - 連續鑄造鋼胚及其製造方法 - Google Patents
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Abstract
本發明提供一種即便是低韌性之連續鑄造鋼胚，在該連續鑄造鋼胚之冷卻中亦不致發生該鋼胚延遲破裂之高強度鋼板用鋼胚及其製造方法。本發明係一種高強度鋼用連續鑄造鋼胚，其特徵在於：於連續鑄造鋼胚寬度方向中央、且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0.5 mm以上且2.0 mm以下，且微組織係變韌鐵及肥粒鐵之合計面積率為90%以上且肥粒鐵之面積率為0%或3%以上。
Description
本發明係關於一種可防止冷卻時之破裂的連續鑄造鋼胚及其製造方法。更詳細而言，本發明係關於一種可有效防止延遲破裂之高強度鋼(High Tensile Strength Steel)用連續鑄造鋼胚及其製造方法。
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。由於高合金化則大幅降低了鋼胚之韌性。
隨著因高合金化所導致鋼胚之韌性降低，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，則鋼胚搬送時鋼胚會發生斷裂，而有無法將鋼胚供為熱軋之虞。又，即便鋼胚不發生斷裂，龜裂亦在鋼胚之熱軋中開口，而有熱軋鋼板發生斷裂之虞。或者，鋼胚之龜裂較小者，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，鋼胚表面之龜裂係利用研磨機去除。但是，由於高合金化而導致鋼胚之韌性降低，因而有鋼胚之龜裂可能因研磨機之應力而擴展，從而無法完全去除鋼胚之龜裂的情形。另一方面，鋼胚之龜裂較小者，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。因此，則需要抑制鋼胚之延遲破裂。
圖1係利用掃描電子顯微鏡(SEM)對因延遲破裂而斷裂之高強度鋼用鋼胚龜裂部之斷裂面進行拍攝所得之放大照片。自圖1可闡明，鋼胚龜裂部之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鋼胚龜裂部之剖面。鋼胚龜裂之深度主要距離鋼胚表層為20 mm左右。鋼胚龜裂在原沃斯田鐵晶界附近擴延，於鋼胚龜裂部末端存在有晶界肥粒鐵。又，於原沃斯田鐵晶粒內觀察到波來鐵、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、使鋼胚之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，由於其產生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，仍會擴展為鋼胚龜裂。同樣地若原沃斯田鐵晶粒粗大，則會析出呈直線狀較薄地延伸之晶界肥粒鐵，亦因此而無法阻止鋼胚破裂之延展，致使鋼胚之龜裂所造成之損害擴大。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。若該應力較大，則將鋼胚冷卻至室溫時發生鋼胚破裂。近年來之高合金高強度鋼由於鋼胚之韌性較低，因而產生了此一鋼胚較深的龜裂而難以藉由研磨機等之加工去除，其也大幅降低鋼胚之良率等問題。
由此一觀點而言，被提案一種抑制高張力鋼之鋼胚發生延遲破裂之方法。例如，專利文獻1中被提案如下之方法：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，以降低因該變態膨脹所產生之應力。即，專利文獻1中揭示了即便是高張力鋼中容易發生延遲破裂之鋼種，亦可抑制延遲破裂發生的方法。具體而言，專利文獻1中所揭示之高張力鋼之鋼胚之冷卻方法係基於高張力鋼之內部應力依存於其冷卻速度之見解，而根據高張力鋼中所產生之內部破裂長度，以控制鋼胚之冷卻速度，藉此來抑制延遲破裂之發生。
又，專利文獻2中被提案如下方法：於鋼胚之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。即，專利文獻2中揭示如下所述之高強度鋼板用鋼胚之冷卻方法：即便是包含Si之成分之鋼胚，不僅不致發生該鋼胚之冷卻中的鋼胚破裂，亦不致產生熱軋時之鑄疤等之品質缺陷。具體而言，專利文獻2中所揭示之高強度鋼板用鋼胚之冷卻方法中，係將限定C、Si、Mn等化學成分之含量的高強度熱軋鋼板之連續鑄造鋼胚，其在500～700℃中之平均冷卻速度設為20℃/hr以下。
[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課題。專利文獻1中所記載之於鑄造後對高張力鋼之鋼胚進行冷卻之方法，係僅著眼於鋼胚鑄造後進行冷卻時鋼胚之溫度成為700℃後直至500℃為止之溫度範圍，將鋼胚中所產生之內部應力控制得較小。但是，近年來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，因此即便使用專利文獻1中所記載之高張力鋼之鋼胚的冷卻方法來製造碳之含有率經提高之鋼胚，亦無法充分地抑制鋼胚之延遲破裂的發生。
進而，專利文獻2中所記載之高強度鋼板用鋼胚之冷卻方法係根據鋼胚破裂之原因在於向鋼中添加Si及因鋼胚內之溫度不均勻而產生之熱應力的見解，而著眼於熱應力之降低以抑制鋼胚之破裂。但是，專利文獻2中所記載之高強度鋼板用鋼胚之冷卻方法中，並未對鋼胚之微組織進行任何限定。因此，即便使用專利文獻2中所記載之高強度鋼板用鋼胚之冷卻方法來製造鋼胚，亦無法充分地抑制鋼胚之延遲破裂的發生。
又，本發明人等進行了努力研究，結果獲得以下見解：藉由習知技術所獲得之含有大量C、Si、Mn之鋼胚係韌性甚低，僅憑致力於降低熱應力之緩冷，並無法完全地抑制延遲破裂。
本發明係鑒於此種情況所完成者，其目的在於提供一種即便是低韌性之連續鑄造鋼胚，在該鋼胚之冷卻中亦不致發生鋼胚之延遲破裂的連續鑄造鋼胚及其製造方法。
(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仍無法抑制鋼胚之延遲破裂，因為微組織之形態具有重要之影響。具體而言，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，以提高其韌性，則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。
即，可有利地解決上述問題之本發明，其連續鑄造鋼胚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0.5 mm以上且2.0 mm以下，且微組織係，變韌鐵之面積率與肥粒鐵之面積率之合計為90%以上，上述肥粒鐵之面積率為0%或3%以上。
再者，被認為，本發明之連續鑄造鋼胚係：(a)以質量%計含有C：0.10%以上且0.40%以下、Si：0.10%以上且2.50%以下、Mn：1.00%以上且5.00%以下，如此等則可成為較佳之解決手段。
進而，本發明之連續鑄造鋼胚之製造方法係藉冷卻而可抑制所發生之鋼胚延遲破裂的高強度鋼用連續鑄造鋼胚之製造方法，其特徵在於，其包括對如(a)所記載之成分組成之連續鑄造鋼胚進行下述冷卻步驟：
第一冷卻步驟，其根據下述冷卻條件進行冷卻：於連續鑄造鋼胚寬度方向中央、且距離連續鑄造鋼胚表層10 mm位置處之上述連續鑄造鋼胚之冷卻溫度為1200℃以上且1450℃以下，上述連續鑄造鋼胚之滯留時間為130 s以下；
第二冷卻步驟，其根據下述冷卻條件進行冷卻：上述連續鑄造鋼胚寬度方向中央之表面溫度為700℃以上且850℃以下時之平均冷卻速度為25℃/hr以上且40℃/hr以下、或50℃/hr以上；
第三冷卻步驟，其根據下述冷卻條件進行冷卻：上述連續鑄造鋼胚寬度方向中央之表面溫度為500℃以上且700℃以下時之平均冷卻速度為15℃/hr以上。
(對照先前技術之功效)
根據本發明，可提供一種即便是高強度鋼用連續鑄造鋼胚之成分系，亦不致在冷卻過程中發生延遲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。再者，各圖式僅係模式圖，其有與實際不同之情形。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裝置或方法者，而並非將本發明之構成限定於下述之內容。即，本發明之技術思想可於發明申請專利範圍中所記載之技術範圍內施加各種變更。
[第1實施形態]
以下對第1實施形態之連續鑄造鋼胚進行說明。本實施形態之連續鑄造鋼胚係高強度鋼用連續鑄造鋼胚，其特徵在於：(i)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0.5 mm以上且2.0 mm以下；(ii)微組織係變韌鐵之面積率與肥粒鐵之面積率之合計的90%以上；(iii)上述肥粒鐵之面積率為0%或3%以上。即，根據本實施形態之發明，藉由至少具備上述(i)～(iii)之特性，其可提供一種即便是連續鑄造鋼胚之韌性非常低之近年來之高強度鋼用連續鑄造鋼胚，亦不致在冷卻過程中發生鋼胚延遲破裂，且良率良好之高強度鋼用連續鑄造鋼胚。
首先，對連續鑄造鋼胚之微組織之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，連續鑄造鋼胚之微組織之觀察係於常溫下進行。
如上所述，對因延遲破裂而發生斷裂之高強度鋼用連續鑄造鋼胚之龜裂部的斷裂面之破壞形態進行觀察，結果判明了大多數破裂已擴展至鋼胚表層下20 mm左右，以及破裂擴展至原沃斯田鐵晶粒界之「晶界斷裂」的形態。即，高強度鋼用連續鑄造鋼胚中，晶粒界之破壞所導致之延遲破裂其主要原因在於原沃斯田鐵粒徑粗大，以及存在成為使晶粒界脆化之因素的晶粒界肥粒鐵組織。因此，本實施形態中，作為不致在冷卻過程中發生鋼胚延遲破裂之高強度鋼用連續鑄造鋼胚的必要條件，著眼於以下2個現像：(i)自連續鑄造鋼胚表層起至既定位置處之平均原沃斯田鐵粒徑、及(ii)～(iii)上述連續鑄造鋼胚之微組織。
＜(i)有關平均原沃斯田鐵粒徑＞
本實施形態之高強度鋼用連續鑄造鋼胚係可抑制因冷卻而發生之延遲破裂的高強度鋼用連續鑄造鋼胚，其特徵在於：(i)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0.5 mm以上且2.0 mm以下。此處，平均原沃斯田鐵粒徑係決定該鋼胚破壞之單位的因素。即，平均原沃斯田鐵粒徑越大，連續鑄造鋼胚之韌性越降低。此處，平均原沃斯田鐵粒徑意指根據數個視野中所測得之原沃斯田鐵粒徑而算出數個原沃斯田鐵粒徑之值，再對該數個原沃斯田鐵粒徑之值進行平均所得之值。
習知之連續鑄造鋼胚中，平均原沃斯田鐵粒徑為數mm之非常大之尺寸。因此，其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連續鑄造鋼胚之韌性亦較高，因此平均原沃斯田鐵粒徑不成為問題，但在高合金高強度鋼中，平均原沃斯田鐵粒徑則可能成為非常重大之問題。因此，本實施形態之連續鑄造鋼胚係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定為2.0 mm以下。若平均原沃斯田鐵粒徑為2.0 mm以下，則不致降低連續鑄造鋼胚之韌性，因此較佳。
另一方面，平均原沃斯田鐵粒徑之下限並無嚴格限定，但為了使平均原沃斯田鐵粒徑設為未滿0.5 mm之微細尺寸，例如需要於凝固之初期進行強冷卻。於該情形時，有發生不均勻凝固性之鑄漏(break out)之危險。因此，平均原沃斯田鐵粒徑之下限較佳為0.5 mm。再者，平均原沃斯田鐵粒徑之下限較佳為0.8 mm，更佳為1.0 mm。
平均原沃斯田鐵粒徑係距離連續鑄造鋼胚表層10 mm位置處之構成原沃斯田鐵組織之晶粒的粒徑。此處，於設定平均原沃斯田鐵粒徑時，其所以規定為距離連續鑄造鋼胚表層10 mm位置的理由在於，鋼胚之延遲破裂大多數擴展至鋼胚表層下20 mm左右，因此被認為距離連續鑄造鋼胚表層10 mm位置為用於抑制鋼胚之延遲破裂所必要之位置。
另一方面，距離連續鑄造鋼胚表層未滿5 mm之區域係利用鑄模或鑄模正下方之噴水器進行直接急冷。因此，連續鑄造鋼胚之γ粒徑為微細組織，該鋼胚之韌性較高，不太被認為自該區域為產生延遲破裂之起點。因此，可將距離連續鑄造鋼胚表層未滿5 mm之區域從需要控制鋼胚組織之位置排除。因此，其需要控制連續鑄造鋼胚之微組織之位置為自鋼胚厚度方向上深度為10 mm之位置，例如以距離連續鑄造鋼胚表層10 mm位置為基準，可為距離連續鑄造鋼胚表層之深度為5～20 mm處。
本實施形態之連續鑄造鋼胚中，決定平均原沃斯田鐵粒徑之因素係冷卻連續鑄造鋼胚時之溫度。冷卻連續鑄造鋼胚時之溫度尤其為1450℃以下且1200℃以上之範圍，其滯留時間會產生影響。進而，連續鑄造鋼胚在該溫度區域中之滯留時間越長，則平均原沃斯田鐵粒徑越粗大化。即，為了使本實施形態之連續鑄造鋼胚滿足(i)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0.5 mm以上且2.0 mm以下之條件，重要的是控制連續鑄造鋼胚在1450℃以下且1200℃以上時之滯留時間。具體而言，若自連續鑄造鋼胚表層於厚度方向上距離10 mm之位置處之連續鑄造鋼胚在1450℃以下且1200℃以上時之滯留時間為130 s以下，則可使平均原沃斯田鐵粒徑成為2.0 mm以下，藉由將平均原沃斯田鐵粒徑控制得較小，則可抑制鋼胚之延遲破裂，因此較佳。
進而，就此一觀點而言，將連續鑄造鋼胚之滯留時間設為較佳為120 s以下、更佳為110 s以下、特佳為100 s以下。
再者，連續鑄造鋼胚之滯留時間之下限並無特別限定，但若滯留時間過短，則不均勻凝固所導致之連續鑄造中之鑄漏之風險變高，因此設為40 s以上。
即，若連續鑄造鋼胚在1450℃以下且1200℃以上時之滯留時間為40 s以上，則可使鑄漏之風險處於低階，並可使將平均原沃斯田鐵粒徑成為2.0 mm以下，而可抑制鋼胚之延遲破裂，因此較佳。再者，連續鑄造鋼胚之滯留時間較佳為60 s以上，更佳為70 s以上。
連續鑄造鋼胚之滯留時間可藉由調整鋼胚鑄造之初始階段之冷卻條件來進行控制。例如，於鋼之連續鑄造中，首先將成分調整後之鋼液注入至水冷銅鑄模，而生成初始凝固殼。然後開始引伸，自水冷銅鑄模中出鋼後，利用噴水器實施冷卻。由於上述範圍之鋼胚表面溫度受到鑄模內或鑄模正下方之冷卻的大幅影響，因此例如可提高用以使鑄模內潤滑之護模粉的熱導率，或可增加鑄模正下方之噴水器的流量，藉此以進行控制。
藉由控制該等冷卻條件，可控制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。連續鑄造鋼胚之冷卻溫度難以進行實測。因此，可藉由傳熱解析，以自連續鑄造鋼胚表層例如於鋼胚厚度方向上距離5 mm之深度至距離20 mm之深度位置為止之區域為代表，算出自該連續鑄造表層於鋼胚厚度方向上距離10 mm之位置處之溫度歷程，而推定連續鑄造鋼胚之冷卻溫度。為了於連續鑄造鋼胚之內部使上述溫度區域之滯留時間變得最長，可將傳熱解析位置設定為上述連續鑄造鋼胚寬度中央。
＜(ii)～(iii)有關連續鑄造鋼胚之微組織＞
本實施形態之連續鑄造鋼胚之特徵在於：(ii)微組織係變韌鐵之面積率與肥粒鐵之面積率之合計為90%以上；(iii)肥粒鐵之面積率為0%或3%以上。即，已知除了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2.0 mm以下以外，變韌鐵與肥粒鐵等內部組織之比率亦為決定破壞之單位之因素，藉由適當之比率可使鋼胚之韌性提高。因此，本發明人等發現，藉由控制冷卻速度，使微組織中變韌鐵與肥粒鐵之合計以面積率計為90%以上且肥粒鐵之面積率為0%或3%以上，可使鋼胚之韌性提高。再者，變韌鐵之面積率及肥粒鐵之面積率可使用光學顯微鏡等觀察手段，根據連續鑄造鋼胚之微組織之觀察結果而算出。並且可使用光學顯微鏡等觀察手段，以識別連續鑄造鋼胚之微組織中所含之變韌鐵、肥粒鐵。
根據連續鑄造鋼胚之微組織之識別結果，可算出連續鑄造鋼胚之微組織之面積S
total、變韌鐵之面積S
bainite、肥粒鐵之面積S
ferrite、變韌鐵之面積S
bainite與肥粒鐵之面積S
ferrite之合計面積S
(bainite ＋ ferrite)。然後，算出變韌鐵之面積S
bainite相對於連續鑄造鋼胚之微組織之面積S
total的比率、肥粒鐵之面積S
ferrite相對於連續鑄造鋼胚之微組織之面積S
total的比率、變韌鐵之面積S
bainite及肥粒鐵之面積S
ferrite之合計面積S
(bainite ＋ ferrite)相對於連續鑄造鋼胚之微組織之面積S
total的比率，分別定義為變韌鐵之面積率、肥粒鐵之面積率、變韌鐵與肥粒鐵之合計面積率(%)。
本實施形態之連續鑄造鋼胚之特徵在於：(ii)微組織係變韌鐵及肥粒鐵之合計面積率為90%以上。即，本實施形態之連續鑄造鋼胚中，若(ii)變韌鐵之面積S
bainite與肥粒鐵之面積S
ferrite之合計面積S
(bainite ＋ ferrite)相對於連續鑄造鋼胚之微組織之面積S
total的比率的面積率(%)為90%以上，則可提高連續鑄造鋼胚之韌性，因此較佳。另一方面，若上述面積率未滿90%，則連續鑄造鋼胚之韌性降低，因此欠佳。
進而，本實施形態之連續鑄造鋼胚之特徵在於：(iii)肥粒鐵之面積率為0%以下或3%以上。即，本實施形態之連續鑄造鋼胚係於以變韌鐵作為主體之微組織中，肥粒鐵之面積S
ferrite相對於連續鑄造鋼胚之微組織之面積S
total的比率的肥粒鐵面積率為0%或3%以上。若肥粒鐵之面積率為0%，則上述軟質之肥粒鐵不致因應力集中而發生破裂，因而較佳，若肥粒鐵之面積率為3%以上，則肥粒鐵部之比例被充分地確保，且由肥粒鐵部之應力集中所引起之破裂不致擴展，因此較佳。另一方面，於肥粒鐵之面積率超過0%且未滿3%之情形時，係處於晶界中存在較薄之肥粒鐵之狀態，而應力集中於少量之肥粒鐵部，破裂發生擴展，因而欠佳。
此處，晶粒界肥粒鐵係決定晶粒界強度之因素。若產生晶粒界肥粒鐵，則會降低連續鑄造鋼胚之韌性。又，相較於沃斯田鐵或波來鐵、變韌鐵，肥粒鐵之強度較低，因此於施加應力時，應力容易集中於晶界肥粒鐵，有此一問題。基於此一觀點，本發明人等進行了反覆調查，結果得出以下之見解：有關本實施形態之連續鑄造鋼胚所具有之微組織種類，即便對於變韌鐵主體之組織，藉由抑制晶界肥粒鐵之生成或充分地確保肥粒鐵之厚度，仍可大幅提高連續鑄造鋼胚之韌性。
再者，肥粒鐵含有包含最大為0.02質量%碳之鐵，係接近純鐵之組織。肥粒鐵於常溫至780℃間為鐵磁體，於鋼鐵組織中為最柔軟而延展性優異。波來鐵係對沃斯田鐵進行緩慢冷卻時所獲得之組織。波來鐵包含肥粒鐵層與雪明碳鐵層，由該等層交替地排列而形成。
於晶界肥粒鐵之析出中，肥粒鐵變態區域之冷卻速度有較大的影響。當冷卻速度較臨界速度慢時，由於發生肥粒鐵析出，因此將850℃以下且700℃以上及700℃以下且500℃以上之冷卻速度控制在既定值以上，於各個溫度區域抑制晶界肥粒鐵、波來鐵之析出。具體而言，藉由提升肥粒鐵-波來鐵變態區域之冷卻速度，可抑制其等之析出，使連續鑄造鋼胚之微組織成為變韌鐵主體，而可提高鋼胚之韌性。
變韌鐵係由碳鋼或合金鋼之沃斯田鐵生成之變態組織之一種，相較於藉由通常之淬火回火處理所獲得之組織而言，其延展性、衝擊性更優異，為富有韌性、耐久性之組織。變韌鐵係黑色之針狀晶體，具有處於麻田散鐵與微細波來鐵之間之機械性質。又，麻田散鐵係對沃斯田鐵組織進行急冷時產生之硬脆的組織。
再者，有關連續鑄造鋼胚自連續鑄造機中出鋼後之冷卻，其可藉由變更連續鑄造機出料側之鋼胚溫度、直至堆積數個鋼胚為止之時間、所堆積之鋼胚之片數、水韌處理等條件等來進行控制。冷卻速度之測定可利用熱電偶而進行。例如可於鋼胚自連續鑄造機中出鋼後，在鋼胚之寬面(長邊)之上表面中央部設置熱電偶，藉此進行測定。
含有大量C、Si、Mn之連續鑄造鋼胚其韌性極低。因此，藉由滿足僅有 (i)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0.5 mm以上且2.0 mm以下、僅有(ii)微組織係變韌鐵及肥粒鐵之合計面積率為90%以上、或僅有(iii)肥粒鐵之面積率為0%或3%以上等控制，並無法確保不發生鋼胚延遲破裂程度之充分的鋼胚之韌性，因而會發生鋼胚延遲破裂。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(i)平均原沃斯田鐵粒徑與(ii)～(iii)微組織之必要條件。
如上所說明，根據第1實施形態之發明，可獲得即便是連續鑄造鋼胚之韌性非常低之近年來的高強度鋼用鋼胚，亦不致在冷卻過程中發生鋼胚延遲破裂且良率良好之高強度鋼用連續鑄造鋼胚。
[第2實施形態]
以下對第2實施形態之連續鑄造鋼胚進行說明。本實施形態之連續鑄造鋼胚係於上述實施形態之連續鑄造鋼胚中，連續鑄造鋼胚以質量%計含有C：0.10%以上且0.40%以下、Si：0.10%以上且2.50%以下、Mn：1.00%以上且5.00%以下。
再者，於以下說明中，有關表示鋼之成分元素之含量的「%」，只要無特別說明，便意指「質量%」。
＜C：0.10%以上且0.40%以下＞
以下針對本實施形態之連續鑄造鋼胚中，限定連續鑄造鋼胚中所含之各化學成分之成分組成之理由進行說明。再者，連續鑄造鋼胚中所含之各化學成分之含量為質量%。將連續鑄造鋼胚中所含之C之含量設為0.10%以上且0.40%以下之理由係如下所述。高強度鋼用連續鑄造鋼胚中所含之C係用於提高以連續鑄造鋼胚作為原料之高強度鋼板之強度所必要的元素。若C之含量未滿0.10%，則無法獲得高強度鋼板所需之強度，因此C之含量之下限為0.10%。另一方面，若C之含量超過0.40%，則於連續鑄造鋼胚之冷卻速度之範圍內無法獲得如上所述之變韌鐵及肥粒鐵成為主體之微組織，因而欠佳。
因此，自此一觀點而言，本實施形態之連續鑄造鋼胚較佳為將該連續鑄造鋼胚中所含之C之含量設為0.10%以上且0.40%以下，更佳為設為0.12%以上且0.35%以下，特佳為設為0.15%以上且0.30%以下。
＜Si：0.10%以上且2.50%以下＞
其次，將高強度鋼用連續鑄造鋼胚中所含之Si之含量設為0.10%以上且2.50%以下之理由係如下所述。連續鑄造鋼胚中所含之Si係於以連續鑄造鋼胚作為原料之高強度鋼板的退火步驟中，用於在該鋼板確保殘留沃斯田鐵所必要之元素。此外，連續鑄造鋼胚中所含之Si係用於藉由固溶強化而亦有助於高強度鋼板之高強度化所必須之添加元素。若Si之含量未滿0.10%，則無法獲得高強度鋼板所需之強度，因此Si之含量之下限為0.10%。
另一方面，若Si之含量超過2.50%時，則獲得高強度鋼板所必要之強度的效果達到飽和，並且於加工成高強度鋼板之前的熱軋板會產生牢固之積垢。結果使高強度鋼板之外觀及酸洗性劣化，因此Si之含量之上限為2.50%。
因此，自此一觀點而言，本實施形態之連續鑄造鋼胚中，較佳為將該連續鑄造鋼胚中所含之Si之含量設為0.10%以上且2.50%以下，更佳為設為0.50%以上且2.00%以下，特佳為設為1.00%以上且1.80%以下。
＜Mn：1.00%以上且5.00%以下＞
進而，將連續鑄造鋼胚中所含之Mn之含量設為1.00%以上且5.00%以下之理由係如下所述。連續鑄造鋼胚中所含之Mn係用於進一步提高高強度鋼板之強度所必要之元素。具體而言，Mn係為了於連續鑄造鋼胚之熱軋步驟中，經由其變態控制來控制高強度鋼板之強度而添加之元素。若Mn之含量未滿1.00%，則無法充分地強化高強度鋼板，因此Mn之含量之下限為1.00%。另一方面，若Mn之含量超過5.00%時，則高強度鋼板充分強化之程度達到飽和，並且高強度鋼板之製造成本增加，由經濟性之觀點而言欠佳。
因此，自此一觀點而言，本實施形態之連續鑄造鋼胚較佳為將該連續鑄造鋼胚中所含之Mn之含量設為1.00%以上且5.00%以下，更佳為設為1.50%以上且4.50%以下，特佳為設為1.80%以上且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，且具有適當組成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、Al 0.100%以下及O 0.0100%以下。此處，作為不可避免之雜質可舉例如Zn、Pb及As。該等不可避免雜質合計被容許含有0.100%以下。
P由於偏析於原沃斯田鐵晶界而使晶界脆化，因此有導致鋼胚延遲破裂發生之情形。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。更佳為設為0.001%以上。特佳為設為0.070%以下。
S係以硫化物之形式存在，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。更佳為設為0.0001%以上。特佳為設為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。更佳為設為0.010%以上。特佳為設為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。更佳為設為0.0001%以上。特佳為設為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。更佳為設為0.0001%以上。特佳為設為0.0050%以下。
本實施形態之連續鑄造鋼胚係作為高強度鋼板用，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、Cr：2.00%以下、Mo：2.00%以下、Ni：2.00%以下、Cu：2.00%以下、B：0.0100%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，而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，但由於在連續鑄造鋼胚之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。較佳為設為0.001%以上。更佳為設為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，但由於在連續鑄造鋼胚之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。較佳為設為0.01%以上。更佳為設為0.08%以下。
本實施形態之連續鑄造鋼胚可於無損本發明之目的之範圍內，視需要含有自Cr、Mo、Ni及Cu選擇之至少一種。Cr、Mo、Ni及Cu係造成於連續鑄造鋼胚之熱軋中經由組織控制而實現鋼板之高強度化的效果。該效果係藉由將Cr、Mo、Ni及Cu中之一種或兩種以上分別添加0.01%以上而變得明顯，因此較佳為添加0.01%以上。若各元素之量超過各元素之上限，則鋼板之熔接性、熱加工性等劣化，因此Cr、Mo、Ni及Cu各元素之量之上限設為1.00%。因此，於連續鑄造鋼胚含有Cr、Mo、Ni及Cu之情形時，其各含量設為1.00%以下。較佳為設為0.01%以上。更佳為設為0.80%以下。
B係由於可控制連續鑄造鋼胚之熱軋或退火中之組織變態，因此可通過組織強化對強度產生影響，因此可被添加。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，但由於其為於連續鑄造鋼胚之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。較佳為設為0.0003%以上。更佳為設為0.0080%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。較佳為設為0.001%以上。更佳為設為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。較佳為設為0.01%以上。更佳為設為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，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。較佳為設為0.001%以上。更佳為設為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之含量較佳為設為0.200%以下。再者，Sb之含量之下限並無特別規定，但由於其可抑制脫碳，為可調整鋼板之強度之元素，因此Sb之含量更佳為設為0.001%以上。因此，當含有Sb之情形時，其含量設為0.200%以下。較佳為設為0.001%以上。更佳為設為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之各含量較佳設為0.0100%以下。再者，Ca、Mg及REM之各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，當含有Ca、Mg及REM之情形時，其含量分別設為0.0100%以下。較佳為設為0.0005%以上。更佳為設為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之各含量較佳設為0.100%以下。再者，Zr及Te之各含量之下限並無特別規定，但由於Zr及Te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，當含有Zr及Te之情形時，其含量分別設為0.100%以下。較佳為設為0.001%以上。更佳為設為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，但由於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。較佳為設為0.01%以上。更佳為設為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，當含有Bi之情形時，其含量設為0.200%以下。較佳為設為0.001%以上。更佳為設為0.100%以下。
再者，有關上述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之雜質含有。
如上所說明，根據第2實施形態之發明，其可獲得高強度鋼板所需之強度，進而，可獲得高強度鋼板之熔接性、加工性及外觀優異之連續鑄造鋼胚。
[第3實施形態]
以下對第3實施形態之連續鑄造鋼胚之製造方法進行說明。本實施形態之連續鑄造鋼胚之製造方法係可抑制因冷卻而發生之鋼胚延遲破裂的高強度鋼用連續鑄造鋼胚之製造方法，其包括對具有上述實施形態中所記載之連續鑄造鋼胚之成分組成之連續鑄造鋼胚進行下述冷卻步驟：第一冷卻步驟，其根據下述冷卻條件進行冷卻：於連續鑄造鋼胚寬度方向中央、且距離連續鑄造鋼胚表層10 mm位置處之上述連續鑄造鋼胚之冷卻溫度為1200℃以上且1450℃以下，上述連續鑄造鋼胚之滯留時間為130 s以下；
第二冷卻步驟，其根據下述冷卻條件進行冷卻：上述連續鑄造鋼胚寬度方向中央之表面溫度為700℃以上且850℃以下時之平均冷卻速度為25℃/hr以上且40℃/hr以下、或50℃/hr以上；及
第三冷卻步驟，其根據下述冷卻條件進行冷卻：上述連續鑄造鋼胚之寬度方向中央之表面溫度為500℃以上且700℃以下時之平均冷卻速度為15℃/hr以上。
此處，第二冷卻步驟及第三冷卻步驟中之平均冷卻速度之上限並無特別指定，對一片鋼胚進行大氣放冷時之700℃以上且850℃以下以及500℃以上且700℃以下之平均冷卻速度，分別最大為120℃/hr、70℃/hr。有關在第二冷卻步驟及第三冷卻步驟中，以較該等平均冷卻速度更快之平均冷卻速度進行之冷卻時，由於需要例如對鋼胚灑水或吹送大氣、需要設備，因而自經濟性之觀點而言亦欠佳。因此，可於第二冷卻步驟中，將700℃以上且850℃以下之平均冷卻速度之上限設為120℃/hr，於第三冷卻步驟中，將500℃以上且700℃以下之平均冷卻速度之上限設為70℃/hr。
再者，本實施形態之高強度鋼板用鋼胚之製造方法有因其製造步驟之各種條件而發生轉裝(transship)之情形。當於發生轉裝之情形時，有鋼胚之冷卻速度暫時超過既定之冷卻速度之情形。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)，則不至於會發生延遲破裂。因此，本發明規定了平均冷卻速度而非最大冷卻速度。以下，對本實施形態之連續鑄造鋼胚之製造方法所包括之各步驟進行說明。
(第一冷卻步驟)
本實施形態之連續鑄造鋼胚之製造方法係可抑制因冷卻而發生之鋼胚延遲破裂的高強度鋼用連續鑄造鋼胚之製造方法，其包括第一冷卻步驟，該第一冷卻步驟係根據下述冷卻條件對具有上述實施形態中所記載之連續鑄造鋼胚之成分組成之連續鑄造鋼胚進行冷卻，上述冷卻條件係：
於連續鑄造鋼胚寬度方向中央、且距離連續鑄造鋼胚表層10 mm位置處之上述連續鑄造鋼胚之冷卻溫度為1200℃以上且1450℃以下，上述連續鑄造鋼胚之滯留時間為130 s以下。
第一冷卻步驟係用以將上述實施形態之連續鑄造鋼胚中所含之平均原沃斯田鐵粒徑在既定位置控制於2.0 mm以下之步驟。本實施形態之連續鑄造鋼胚之製造方法中，決定平均原沃斯田鐵粒徑之因素係冷卻鋼胚時之溫度。第一冷卻步驟中，冷卻連續鑄造鋼胚時之溫度為1450℃以下且1200℃以上之範圍內。因此，本實施形態之連續鑄造鋼胚之製造方法係著眼於決定平均原沃斯田鐵粒徑之因素的連續鑄造鋼胚在1450℃以下且1200℃以上之範圍內的冷卻溫度，而控制該溫度。
進而，於第一冷卻步驟中，冷卻連續鑄造鋼胚時之上述溫度範圍內之該連續鑄造鋼胚之滯留時間為130 s以下。若連續鑄造鋼胚之上述溫度之滯留時間為130 s以下，則可使平均原沃斯田鐵粒徑成為2.0 mm以下，可抑制鋼胚之延遲破裂，因而較佳。再者，1200℃以上且1450℃以下內之連續鑄造鋼胚之滯留時間之下限並無特別規定，但若滯留時間過短，則不均勻凝固所導致之連續鑄造中之鑄漏之風險變高，因此設為40 s以上為佳，較佳為60 s以上，更佳為70 s以上。
(第二冷卻步驟)
其次，本實施形態之連續鑄造鋼胚之製造方法包括第二冷卻步驟，該第二冷卻步驟係根據下述冷卻條件進行冷卻：上述連續鑄造鋼胚寬度方向中央之表面溫度為700℃以上且850℃以下時之平均冷卻速度為25℃/hr以上且40℃/hr以下、或50℃/hr以上。第二冷卻步驟係用以控制上述實施形態之連續鑄造鋼胚之微組織中所含之肥粒鐵之析出，使上述微組織作為變韌鐵主體組織之步驟。
第二冷卻步驟中，進一步冷卻連續鑄造鋼胚時之溫度為700℃以上且850℃以下。如此，本實施形態之連續鑄造鋼胚之製造方法係著眼於可控制肥粒鐵之析出的肥粒鐵變態區域內之溫度範圍之冷卻速度，而控制其溫度。
第二冷卻步驟中，於冷卻連續鑄造鋼胚時之上述溫度範圍內，該連續鑄造鋼胚之平均冷卻速度為25℃/hr以上且40℃/hr以下、或50℃/hr以上。於該連續鑄造鋼胚之平均冷卻速度未滿25℃/hr之情形時，在生成肥粒鐵後，生成超過該肥粒鐵之固溶限之碳等溶質經濃化而成之殘留沃斯田鐵，繼而，自該殘留沃斯田鐵大量析出波來鐵，因而欠佳。又，於該連續鑄造鋼胚之平均冷卻速度超過40℃/hr且未滿50℃/hr之情形時，由於鋼成分或平均原沃斯田鐵粒徑而僅於原沃斯田鐵晶界較薄地析出肥粒鐵，使晶界脆化，因而欠佳。
自此一觀點而言，若該連續鑄造鋼胚之平均冷卻速度為25℃/hr以上且40℃/hr以下、或50℃/hr以上，則可使肥粒鐵析出量適當化以及抑制波來鐵之析出、並抑制鋼胚之延遲破裂，因此較佳。
再者，平均冷卻速度之上限並無特別指定，對一片連續鑄造鋼胚進行大氣放冷時之700℃以上且850℃以下之平均冷卻速度最大為120℃/hr，有關以較120℃/hr快之平均冷卻速度進行之冷卻，由於需要例如對連續鑄造鋼胚灑水或吹送大氣、需要設備，因而由經濟性之觀點而言亦欠佳。因此，700℃以上且850℃以下之平均冷卻速度之上限可設為120℃/hr。
(第三冷卻步驟)
進而，本實施形態之連續鑄造鋼胚之製造方法包括第三冷卻步驟，該第三冷卻步驟係根據下述冷卻條件進行冷卻：上述連續鑄造鋼胚寬度方向中央之表面溫度為500℃以上且700℃以下時之平均冷卻速度為15℃/hr以上。
第三冷卻步驟係用以進一步抑制上述實施形態之連續鑄造鋼胚之微組織中所含之波來鐵之析出，使上述微組織成為變韌鐵主體組織之步驟。具體而言，第三冷卻步驟係用以將變韌鐵之面積s
bainite與肥粒鐵之面積s
ferrite之合計面積S
(bainite ＋ ferrite)相對於連續鑄造鋼胚之微組織之面積s
total的比率的面積率(%)設定為90%以上之步驟。
第三冷卻步驟中，進一步冷卻連續鑄造鋼胚時之溫度為500℃以上且700℃以下。如此，本實施形態之連續鑄造鋼胚之製造方法係著眼於可抑制波來鐵之析出的波來鐵變態區域內之溫度範圍之冷卻速度，而控制其溫度。
第三冷卻步驟中，於冷卻連續鑄造鋼胚時之上述溫度範圍內，該連續鑄造鋼胚之平均冷卻速度為15℃/hr以上。於該連續鑄造鋼胚之平均冷卻速度未滿15℃/hr之情形時，相對於變韌鐵主體之組織而析出波來鐵。相較於變韌鐵，波來鐵之變態溫度較高，變態應力施加至先析出之波來鐵部，且單純因波來鐵之強度低於變韌鐵之強度，由於波來鐵與變韌鐵之強度差而使應變集中於波來鐵，成為助長破裂之主要原因。
自此一觀點而言，若該連續鑄造鋼胚之平均冷卻速度為15℃/hr以上，則可避免波來鐵之大量析出，抑制鋼胚之延遲破裂，因而較佳。
再者，平均冷卻速度之上限並無特別指定，對一片連續鑄造鋼胚進行大氣放冷時之500℃以上且700℃以下之平均冷卻速度最大為70℃/hr，有關以較70℃/hr快之平均冷卻速度進行之冷卻，由於需要例如對鋼胚灑水或吹送大氣、需要設備，因而自經濟性之觀點而言亦欠佳。因此，500℃以上且700℃以下之平均冷卻速度之上限可設為70℃/hr。
如此，本實施形態之連續鑄造鋼胚之製造方法係藉由採用三個階段之冷卻步驟作為連續鑄造鋼胚之冷卻步驟，而精密地控制平均原沃斯田鐵粒徑、連續鑄造鋼胚之微組織，其可提供一種抑制因冷卻所發生之鋼胚延遲破裂的高強度鋼用連續鑄造鋼胚。
如上所說明，根據第3實施形態之連續鑄造鋼胚之製造方法，即便是高強度鋼用鋼胚之成分系，藉由將冷卻步驟分為三個階段而精密地控制各冷卻步驟，亦可提供一種不致在冷卻過程中發生延遲破裂之高強度鋼用連續鑄造鋼胚。
[其他實施形態]
以上，已參照實施形態對本發明進行了說明，但本發明並不受限於上述實施形態。對本發明之技術範圍內熟悉本技藝者當可理解對本發明之構成或詳細可作各種變更。又，對其等各個實施形態所含之各個特徵作任意之組合所成之系統或裝置亦被包含於本發明之技術範圍內。
[實施例]
以下，根據實施例對本發明之效果進行具體說明，但本發明並不限於該等實施例。即，本發明人等為了確認本發明之效果，而於比較例(試驗No.Α-1～Α-4、試驗No.B-1～B-8、試驗No.C-1～C-3)、及發明例(試驗No.D-1～D-20)中使用各鋼種作為原料，製造連續鑄造鋼胚。於表1中表示比較例(試驗No.Α-1～Α-4、試驗No.B-1-B-8、試驗No.C-1～C-3)、及發明例(試驗No.D-1～D-20)中所使用之屬於連續鑄造鋼胚之原料的鋼之鋼種Α～F。
[表1]
| 鋼種 | C [質量%] | Si [質量%] | Mn [質量%] | P [質量%] | S [質量%] | Sol.Al [質量%] | N [質量%] | Ti [質量%] |
| 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 | - |
此處，連續鑄造鋼胚之冷卻條件係採用包含(I)1200℃以上且1450℃以下之滯留時間[s]、(II)700℃以上且850℃以下之平均冷卻速度[℃/hr]、及(III)500℃以上且700℃以下之平均冷卻速度[℃/hr]之三個階段冷卻步驟，使該等各階段之條件適當變化而進行冷卻。
於表2～4中表示連續鑄造鋼胚冷卻條件(I)～(III)、所獲得之連續鑄造鋼胚之微組織、鋼胚延遲破裂之評價。再者，表2～4中，微組織之欄中之F、P、B分別表示肥粒鐵、波來鐵、變韌鐵。
比較例及發明例中所製造之連續鑄造鋼胚中之平均原沃斯田鐵粒徑之測定、變韌鐵、波來鐵及肥粒鐵面積率之計算、連續鑄造鋼胚之延遲破裂評價係以如下所述般實施。
＜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係如下所述。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，於距離鋼胚表層10 mm位置處，以10倍之倍率觀察5個視野，獲得連續鑄造鋼胚之微組織影像。對於所獲得之微組織影像，藉由依據JIS G 0551：2020之切斷法，分別求出藉由觀察5個視野所獲得之原沃斯田鐵粒徑，算出其等之平均值，以此作為平均原沃斯田鐵粒徑。
＜肥粒鐵面積率之測定方法＞
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)，於距離鋼胚表層10 mm位置處，以50倍之倍率觀察10個視野，而獲得連續鑄造鋼胚之微組織影像，對於所獲得之連續鑄造鋼胚之微組織影像，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)，肥粒鐵粒徑較大，且表面平滑且對比較暗，因此可依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＞
波來鐵及變韌鐵之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，於距離鋼胚表層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。
進行微組織之綜合評價。評價基準係如下所述。
・微組織之評價：○・・・屬於S
(bainite ＋ ferrite)相對於S
total之比率的變韌鐵與肥粒鐵之合計面積率(%)為90%以上，且屬於S
(ferrite)相對於S
total之比率的肥粒鐵之面積率(%)為0%或3%以上
・微組織之評價：×・・・屬於S
(bainite ＋ ferrite)相對於S
total之比率的變韌鐵與肥粒鐵之合計面積率(%)未滿90%，或屬於S
(ferrite)相對於S
total之比率的肥粒鐵之面積率(%)未滿0～3%
＜鋼胚之延遲破裂評價＞
鋼胚延遲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，評價鋼胚之寬面及窄面部有無破裂。塗佈顯影液後，目視觀察滲透液之露出，藉此以目視檢查發生於表面之鋼胚之延遲破裂或傷痕。
再者，長度10 mm以下之鋼胚破裂或傷痕由於不成為熱軋步驟之加熱時之穿孔、開口及斷裂的原因，因此如下設定鋼胚之延遲破裂之評價基準。
・鋼胚之延遲破裂：○・・・以目視在鋼胚表面未發現長度10 mm以上之破裂或傷痕者
・鋼胚之延遲破裂：×・・・以目視在鋼胚表面發現了長度10 mm以上之破裂或傷痕者
[表2]
| 試驗 No. | 鋼種 | 原γ鐵 粒徑 [mm] | 微組織 | 肥粒鐵 面積率 [%] | 波來鐵 面積率 [%] | 變韌鐵 面積率 [%] | 組織 評價 | 1450～ 1200℃滯 留時間 [s] | 850～ 700℃ 平均冷 卻速度 [℃/hr] | 700～ 500℃ 平均冷 卻速度 [℃/hr] | 延遲 破裂 | 備註 |
| Α-1 | D | 2.8 | 晶界F＋P＋B | 9 | 80 | 11 | × | 150 | 27 | 16 | × | 比較例 |
| Α-2 | D | 3.0 | F＋P＋B | 16 | 77 | 7 | × | 170 | 20 | 15 | × | 比較例 |
| Α-3 | D | 2.5 | F＋P＋B | 10 | 72 | 18 | × | 160 | 28 | 5 | × | 比較例 |
| Α-4 | D | 2.2 | F＋P | 13 | 87 | 0 | × | 140 | 19 | 7 | × | 比較例 |
| Α-5 | D | 2.4 | 晶界F＋B | 7 | 8 | 85 | ○ | 155 | 33 | 24 | × | 比較例 |
| B-1 | D | 1.2 | 晶界F＋P＋B | 8 | 28 | 64 | × | 90 | 22 | 16 | × | 比較例 |
| B-2 | D | 2.0 | 晶界F＋P＋B | 8 | 46 | 46 | × | 130 | 21 | 15 | × | 比較例 |
| B-3 | D | 1.5 | 晶界F＋P＋B | 6 | 13 | 81 | × | 115 | 24 | 20 | × | 比較例 |
| B-4 | D | 1.1 | 晶界F＋P | 2 | 88 | 10 | × | 98 | 41 | 7 | × | 比較例 |
| B-5 | D | 1.2 | 晶界F＋P＋B | 7 | 22 | 71 | × | 105 | 24 | 20 | × | 比較例 |
| B-6 | D | 1.7 | F＋P＋B | 13 | 63 | 24 | × | 118 | 25 | 12 | × | 比較例 |
| B-7 | D | 1.6 | 晶界F＋P＋B | 9 | 81 | 10 | × | 128 | 27 | 9 | × | 比較例 |
| B-8 | D | 1.5 | 晶界F＋P | 9 | 87 | 4 | × | 110 | 25 | 5 | × | 比較例 |
| C-1 | D | 1.5 | 晶界F＋B | 2 | 5 | 93 | ○ | 109 | 43 | 19 | ○ | 比較例 |
| C-2 | D | 1.5 | 晶界F＋B | 1 | 3 | 96 | ○ | 114 | 41 | 24 | ○ | 比較例 |
| C-3 | D | 1.7 | 晶界F＋B | 1 | 0 | 99 | ○ | 127 | 49 | 27 | ○ | 比較例 |
[表3]
| 試驗 No. | 鋼 種 | 原γ鐵粒徑 [mm] | 微組織 | 肥粒鐵 面積率 [%] | 波來鐵 面積率 [%] | 變韌鐵 面積率 [%] | 組織 評價 | 1450～ 1200℃滯 留時間 [s] | 850～ 700℃平 均冷卻 速度 [℃/hr] | 700～ 500℃平 均冷卻 速度 [℃/hr] | 延遲 破裂 | 備註 |
| D-1 | D | 1.3 | B | 0 | 3 | 97 | ○ | 92 | 51 | 18 | ○ | 發明例 |
| D-2 | D | 1.7 | 晶界F＋B | 3 | 0 | 97 | ○ | 108 | 36 | 17 | ○ | 發明例 |
| D-3 | D | 1.5 | 晶界F＋B | 8 | 0 | 92 | ○ | 105 | 27 | 16 | ○ | 發明例 |
| D-4 | D | 1.7 | B | 0 | 4 | 96 | ○ | 125 | 53 | 23 | ○ | 發明例 |
| D-5 | D | 1.4 | B | 0 | 0 | 100 | ○ | 85 | 57 | 26 | ○ | 發明例 |
| D-6 | D | 0.8 | 晶界F＋B | 3 | 7 | 90 | ○ | 66 | 25 | 18 | ○ | 發明例 |
| D-7 | D | 1.2 | B | 0 | 0 | 100 | ○ | 82 | 105 | 65 | ○ | 發明例 |
| D-8 | A | 1.9 | F＋B | 12 | 0 | 88 | ○ | 118 | 26 | 15 | ○ | 發明例 |
| D-9 | A | 2.0 | 晶界F＋B | 7 | 2 | 91 | ○ | 130 | 27 | 16 | ○ | 發明例 |
| D-10 | B | 1.6 | B | 0 | 0 | 100 | ○ | 120 | 30 | 16 | ○ | 發明例 |
| D-11 | B | 1.8 | 晶界F＋B | 4 | 0 | 96 | ○ | 118 | 31 | 18 | ○ | 發明例 |
| D-12 | B | 1.4 | B | 0 | 0 | 100 | ○ | 100 | 39 | 24 | ○ | 發明例 |
| D-13 | C | 1.9 | F＋B | 42 | 7 | 51 | ○ | 122 | 52 | 29 | ○ | 發明例 |
| D-14 | C | 1.2 | F＋B | 32 | 0 | 68 | ○ | 85 | 37 | 24 | ○ | 發明例 |
| D-15 | C | 1.0 | F＋B | 28 | 0 | 72 | ○ | 72 | 31 | 20 | ○ | 發明例 |
| D-16 | E | 1.6 | B | 0 | 0 | 100 | ○ | 109 | 40 | 21 | ○ | 發明例 |
| D-17 | E | 1.5 | 晶界F＋B | 4 | 0 | 96 | ○ | 95 | 33 | 15 | ○ | 發明例 |
[表4]
| 試驗 No. | 鋼種 | 原γ鐵 粒徑 [mm] | 微組織 | 肥粒鐵 面積率 [%] | 波來鐵 面積率 [%] | 變韌鐵 面積率 [%] | 組織 評價 | 1450～ 1200℃滯 留時間 [s] | 850～ 700℃平 均冷卻 速度 [℃/hr] | 700～ 500℃ 平均冷 卻速度 [℃/hr] | 延遲 破裂 | 備註 |
| D-18 | E | 1.1 | B | 0 | 0 | 100 | ○ | 80 | 52 | 31 | ○ | 發明例 |
| D-19 | F | 1.5 | F＋B | 13 | 7 | 80 | ○ | 107 | 60 | 39 | ○ | 發明例 |
| D-20 | F | 1.7 | F＋B | 10 | 5 | 85 | ○ | 109 | 72 | 41 | ○ | 發明例 |
＜比較例(試驗No.Α-1～Α-5)＞
將試驗No.Α-1～Α-5中所製造之連續鑄造鋼胚所滿足之鋼胚之微組織結構設為條件A。條件A係下述例之條件：自鋼胚表層向厚度方向上距離10 mm位置處之平均原沃斯田鐵粒徑大於2.0 mm。於該等情形時，由於原沃斯田鐵晶界之析出物密度增大，因而導致原沃斯田鐵晶界之韌性降低，因此即便對自鋼胚連續鑄造機中出鋼後之鋼胚之緩冷條件進行各種改變，亦未能抑制鋼胚延遲破裂。
＜比較例(試驗No.B-1～B-8)＞
將試驗No.B-1～B-8中所製造之連續鑄造鋼胚所滿足之鋼胚之微組織結構設為條件B。條件B係下述例之條件：雖然距離鋼胚表層10 mm位置處之平均原沃斯田鐵粒徑為2.0 mm以下，但波來鐵析出10%以上，無法抑制鋼胚延遲破裂。
＜比較例(試驗No.C-1～C-3)＞
將試驗No.C-1～C-3中所製造之連續鑄造鋼胚所滿足之鋼胚之微組織結構設為條件C。條件C係下述例之條件：雖然距離鋼胚表層10 mm位置處之平均原沃斯田鐵粒徑為2.0 mm以下，變韌鐵與肥粒鐵之面積率為90%以上，但肥粒鐵之面積率為1%或2%，於晶界較薄地析出肥粒鐵，無法抑制鋼胚延遲破裂。
＜實施例(試驗No.D-1～D-20)＞
將試驗No.D-1～D-20中所製造之連續鑄造鋼胚所滿足之鋼胚之微組織結構設為條件D。條件D係本發明例之條件，本發明例中所製造之連續鑄造鋼胚中，距離鋼胚表層10 mm處之平均原沃斯田鐵粒徑為0.5 mm以上且2.0 mm以下，且連續鑄造鋼胚之微組織為變韌鐵單相、或變韌鐵＋肥粒鐵組織。即，藉由基於原沃斯田鐵粒徑之微細化及微組織之適當化之觀點而達到鋼胚之韌性提高，使得於鋼胚冷卻後，亦不發生鋼胚延遲破裂。
根據表2～4可判明，自鋼胚表層向鋼胚厚度方向距離10 mm位置處之平均原沃斯田鐵粒徑為2.0 mm以下，且連續鑄造鋼胚之微組織係變韌鐵之面積率與肥粒鐵之面積率之合計為90%以上且肥粒鐵之面積率為0%或3%以上，藉此可抑制鋼胚之冷卻時之鋼胚延遲破裂。
圖3係連續鑄造鋼胚之發明例(試驗No.D-2)中所製造之連續鑄造鋼胚之利用光學顯微鏡所得之觀察放大照片。基於圖3中所示之連續鑄造鋼胚之利用光學顯微鏡所得之觀察放大照片，識別該連續鑄造鋼胚中所含之金屬組織，算出變韌鐵之面積S
bainite與肥粒鐵之面積S
ferrite之合計面積S
(bainite ＋ ferrite)相對於連續鑄造鋼胚之微組織之面積S
total的比率，以此作為面積率(%)。結果判明，本發明例之連續鑄造鋼胚中，自鋼胚表層向鋼胚厚度方向距離10 mm位置處之平均原沃斯田鐵粒徑為0.5 mm以上且2.0 mm以下，且微組織係變韌鐵與肥粒鐵之面積率之合計為90%以上且肥粒鐵之面積率為0%或3%以上。
如此，本發明之連續鑄造鋼胚中，距離鋼胚表層10 mm位置處之平均原沃斯田鐵粒徑為0.5 mm以上且2.0 mm以下，且微組織係變韌鐵與肥粒鐵之面積率之合計為90%以上且肥粒鐵之面積率為0%或3%以上，因此可提供鑄造後無鋼胚延遲破裂之高合金高強度鋼用鋼胚，亦可防止軋壓時之穿孔故障等。即，根據發明例及比較例可判明，自鋼胚表層向鋼胚厚度方向距離10 mm位置處之平均原沃斯田鐵粒徑為0.5 mm以上且2.0 mm以下，且微組織係變韌鐵與肥粒鐵之面積率之合計為90%以上且肥粒鐵之面積率為0%或3%以上，藉此可抑制鋼胚之冷卻時之鋼胚延遲破裂。
為了獲得此種高強度鋼板用鋼胚之微組織，例如較佳為採用以下三個階段之冷卻：將鋼胚表面溫度為1450℃以下且1200℃以上之滯留時間設為130 s以下進行冷卻，然後，以鋼胚寬度中央表面之溫度為850℃以下且700℃以上時之冷卻速度成為25℃/hr以上且40℃/hr以下、或50℃/hr以上之方式進行冷卻，進而，將鋼胚寬度中央表面之溫度為700℃以下且500℃以上之平均冷卻速度設為15℃/hr以上。再者，本發明具有高強度鋼板用鋼胚之微組織之連續鑄造鋼胚之製造方法並不受限於此。
(產業上之可利用性)
本發明之連續鑄造鋼胚中，距離鋼胚表層10 mm位置處之平均原沃斯田鐵粒徑為0.5 mm以上且2.0 mm以下，且微組織係變韌鐵與肥粒鐵之面積率之合計為90%以上且肥粒鐵之面積率為0%或3%以上，因此可提供鑄造後無鋼胚延遲破裂之高強度鋼用鋼胚，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係利用掃描電子顯微鏡(SEM)拍攝因延遲破裂而發生斷裂之高強度鋼用連續鑄造鋼胚之龜裂部斷裂面所得之照片。
圖2係上述龜裂部之剖面組織照片。
圖3係本發明之實施形態之連續鑄造鋼胚之發明例(試驗No.D-2)中所製造之連續鑄造鋼胚之利用光學顯微鏡所得之觀察放大照片。
Claims (3)
- 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0.5 mm以上且2.0 mm以下， 微組織係變韌鐵之面積率與肥粒鐵之面積率之合計為90%以上，上述肥粒鐵之面積率為0%或3%以上。
- 如請求項1之連續鑄造鋼胚，其中，上述連續鑄造鋼胚以質量%計含有： C：0.10%以上且0.40%以下、 Si：0.10%以上且2.50%以下、 Mn：1.00%以上且5.00%以下。
- 一種連續鑄造鋼胚之製造方法，其可抑制因冷卻而發生之鋼胚延遲破裂的高強度鋼用連續鑄造鋼胚之製造方法，其特徵在於，其包括對請求項2之成分組成之連續鑄造鋼胚進行下述冷卻步驟： 第一冷卻步驟，其根據下述冷卻條件進行冷卻：於連續鑄造鋼胚寬度方向中央、且距離連續鑄造鋼胚表層10 mm位置處之上述連續鑄造鋼胚之冷卻溫度為1200℃以上且1450℃以下，上述連續鑄造鋼胚之滯留時間為130 s以下； 第二冷卻步驟，其根據下述冷卻條件進行冷卻：上述連續鑄造鋼胚寬度方向中央之表面溫度為700℃以上且850℃以下時之平均冷卻速度為25℃/hr以上且40℃/hr以下、或50℃/hr以上；及 第三冷卻步驟，其根據下述冷卻條件進行冷卻：上述連續鑄造鋼胚寬度方向中央之表面溫度為500℃以上且700℃以下時之平均冷卻速度為15℃/hr以上。
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