CN102124132A

CN102124132A - 搪瓷钢板及其制造方法

Info

Publication number: CN102124132A
Application number: CN2009801315059A
Authority: CN
Inventors: 尹正凤; 曹恒植; 朴秀范; 金祐成
Original assignee: Posco Co Ltd
Current assignee: Posco Holdings Inc
Priority date: 2008-08-14
Filing date: 2009-02-25
Publication date: 2011-07-13
Anticipated expiration: 2029-02-25
Also published as: KR20100021274A; JP2011530658A; CN102124132B; JP5699076B2; WO2010018906A1

Abstract

本发明提供一种搪瓷钢板，其以重量％计，C为大于0且小于0.005％；Mn为0.2～1.0％；S为0.04～0.08％；P为0.005～0.02％；Al为0.01～0.1％；Ti为0.06～0.1％；N为大于0且小于0.003％，余量为Fe及其他不可避免的杂质，并且TiS或者(Ti，Mn)S析出物的尺寸为0.01～0.4μm，且每平方厘米中析出物的数量为3×10⁸个以上。

Description

搪瓷钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种搪瓷钢板。更具体地涉及一种不产生表面缺陷且成形性优秀的搪瓷钢板及其制造方法。

背景技术

搪瓷钢板用于家电、化学设备、厨具、卫生洁具及建筑装饰材料等。

搪瓷钢板虽然有热轧钢板或冷轧钢板，但考虑到高性能和高加工性主要使用热轧钢板。作为搪瓷钢板有沸腾钢(rimmed steel)、OCA钢(open coil aluminum)、含钛钢、高氧钢等。其中，高氧钢是沸腾钢中含有大量氧的钢。如果像高氧钢那样，钢中的含氧量高，则可以防止搪瓷钢板缺陷之一的鳞爆(fishscale)。

鳞爆是指聚集在钢内部的氢气释放到钢表面与搪瓷层之间，冲破搪瓷层表面而生成鱼鳞状碎片的缺陷。制造搪瓷钢板的过程中，固溶于钢中的氢在冷却状态下释放到钢的表面，由于钢表面的搪瓷层已硬化，无法释放到外部，从而产生所述鳞爆现象。

如上所述，产生鳞爆缺陷的原因是氢。因此，为了防止产生该缺陷，有必要在钢内部提供可吸附氢的场所。微空穴(micro-void)、夹杂物、析出物、位错、晶界等可作为所述吸氢场所。

沸腾钢由于含氧量高，可生成大量的夹杂物，因此防止产生鳞爆缺陷。但是，这种沸腾钢只能通过钢锭铸造法来制造，所以生产率低。因此，需要生产率高且可通过连续铸造来制造的搪瓷钢。

Ti添加型搪瓷钢可通过连续铸造来制造。但是，该搪瓷钢要添加大量的高价Ti，因此导致制造费用增加。而且，含钛钢由于所添加的钛，当连续铸造时会堵塞喷嘴，且由于大量的夹杂物钢板表面会产生其它缺陷。另外，含钛钢由于所添加的Ti，钢的再结晶温度会升高，退火时要在所述升高的温度下进行，因此增加产品的生产费用。

以上列举的大部分搪瓷钢，除了防鳞爆的目的之外，为了提高成形性而进行脱碳退火工序或者罩式退火工序。但是，这种工序需要耗费退火费用和退火时间，因此产品的生产成本高。

并且，高氧钢也可以连续铸造。但是，高氧钢由于钢中的氧含量高，连续铸造时耐火物质会溶损，因此连续铸造的生产率非常低。

发明内容

本发明提供一种可连续铸造、生产率高、无表面缺陷、成形性优秀的搪瓷钢板。

本发明还提供一种可连续铸造、生产性高、无表面缺陷、成形性优秀的搪瓷钢板的制造方法。

本发明所提供的搪瓷钢板，以重量％计，C为大于0且小于0.005％；Mn为0.2～1.0％；S为0.04～0.08％；P为0.005～0.02％；Al为0.01～0.1％；Ti为0.06～0.1％；N为大于0且小于0.003％，余量为Fe及其他不可避免的杂质，并且TiS或者(Ti，Mn)S析出物的尺寸为0.01～0.4μm，且每平方厘米中析出物的数量为3×10⁸个以上。

这种搪瓷钢板中，以L＝((Ti/48-N/14-C/12)+Mn/58)/(S/32)定义的L值为2～10。

另外，这种搪瓷钢板中，以F＝(Ti/48-N/14-C/12-S/32)/(N/14+C/12)定义的F值大于0且小于或等于5。

本发明提供一种搪瓷钢板的制造方法，其包括以下步骤：i)制造钢坯，在所述钢坯中，以重量％计，C为大于0且小于0.005％；Mn为0.2～1.0％；S为0.04～0.08％；P为0.005～0.02％；Al为0.01～0.1％；Ti为0.06～0.1％；N为大于0且小于0.003％，余量为Fe及其他不可避免的杂质；ii)在1200℃以上的温度下对所述钢坯进行再加热；iii)对所述再加热的钢坯进行粗轧之后，在Ar3以上的温度下进行终轧，以制造热轧钢板；iv)在550～750℃的温度下卷取所述热轧钢板。

这种搪瓷钢板的制造方法，还包括v)进行所述卷取步骤之后，以50～90％的压下率进行冷轧，制造冷轧钢板的步骤。

另外，这种搪瓷钢板的制造方法，还包括vi)制造所述冷轧钢板的步骤之后，在700℃以上的温度下，对所述冷轧钢板连续退火20秒以上的步骤。

并且，用于制造搪瓷钢板的钢坯，以L＝((Ti/48-N/14-C/12)+Mn/58)/(S/32)定义的L值为2～10，以F＝(Ti/48-N/14-C/12-S/32)/(N/14+C/12)定义的F值大于0且小于或等于5。

如此制造的搪瓷钢板中，TiS或者(Ti，Mn)S析出物的尺寸为0.01～0.4μm，且每平方厘米中析出物的数量为3×10⁸个以上。

根据本发明一实施例的搪瓷钢板，由于均匀地分散有TiS或者(Ti，Mn)S析出物，起到氢吸附源的作用，从而防止产生鳞爆。

根据本发明一实施例的搪瓷钢板，通过适当地控制以L值定义的钛、氮、碳、锰及硫含量之间的相互关系，从而防止产生热脆性所导致的表面缺陷。

根据本发明一实施例的搪瓷钢板，适当地控制以F值定义的钛、氮、碳及硫的相互关系，从而提高加工时的成形性。

本发明提供可连续铸造、生产率高、无表面缺陷、成形性优秀的搪瓷钢板。

具体实施方式

下面，详细说明本发明的搪瓷钢板及其制造方法的实施例，但本发明并不局限于下述实施例。因此，对于本领域技术人员来说，应当理解在不超出本发明的技术范围内，本发明可以体现为多种不同形式。

通篇说明书中只要没有特别说明，本发明中各成分元素的含量均表示重量％。

下面，详细说明根据本发明实施例的搪瓷钢板。

根据本发明一实施例的搪瓷钢板，以重量％计，C为大于0且小于0.005％；Mn为0.2～1.0％；S为0.04～0.08％；P为0.005～0.02％；Al为0.01～0.1％；Ti为0.06～0.1％；N为大于0且小于0.003％，余量为Fe及其他不可避免的杂质。

根据本发明一实施例的搪瓷钢板的L值为2～10，L值由下述式1定义。

式1：

L＝((Ti/48-N/14-C/12)+Mn/58)/(S/32)

另外，根据本发明一实施例的搪瓷钢板的F值为0～5，F值由下述式2予以定义。

式2：

F＝(Ti/48-N/14-C/12-S/32)/(N/14+C/12)

根据本发一实施例的搪瓷钢板，TiS或者(Ti，Mn)S析出物的尺寸为0.01～0.4μm，且每平方厘米中析出物的数量为3×10⁸个以上。

下面，说明根据本发明一实施例的搪瓷钢板中限制上述成分的理由。

碳C的含量大于0且小于0.005％。当添加0.005％以上的碳时，钢中固溶碳的含量会增加。如上所述，如果钢中固溶碳的含量增加，则退火时会妨碍织构的发展，从而降低成形性，并且发生时效现象。因此，生产搪瓷钢板之后，长时间放置后再进行塑性加工时，产生拉伸应变痕(Stretcher Strain)等表面缺陷的可能性高。因此，将碳的上限值限制为0.005％。

锰Mn的含量为0.2～1.0％。锰和固溶于钢中的硫化合以锰硫化物的形态析出。如此析出的锰硫化物防止热脆性(Hot shortness)。但是，本发明的一实施例中，由于添加了钛，钛硫化物先于锰硫化物析出。先析出的钛硫化物同样可以防止热脆性。但是，如果钢中的钛含量和锰含量少，也可能发生热脆性。因此，就本发明一实施例的情况而言，如果锰的含量为0.2％以下，则发生热脆性的可能性高。因此，锰的含量设置为0.2％以上。但是，如果锰的含量为1.0％以上，加工时成形性会大大降低。因此，锰的含量设置为1.0％以下。

硫S一般被认为是阻碍钢的物理特性的元素。但是，本发明的一实施例中，硫与钛化合形成微细的钛硫化物。利用如此形成的钛硫化物来吸收并储存搪瓷处理工序中所产生的氢。因此，钛硫化物起到防止产生鳞爆缺陷的作用。如果硫的含量为0.04％以下，则生成少量的钛硫化物，会降低吸存氢的能力，从而产生鳞爆缺陷的可能性高。因此，硫的含量限制在0.04％以上。而且，如果硫的含量为0.08％以上，则钢板的韧性会大大地降低，容易产生由硫引起的热脆性。因此，硫的含量限制在0.08％以下。

磷P同样被认为是阻碍钢的物理特性的元素。但是，本发明的一实施例中，如果添加钛，则会析出Ti(Fe，P)析出物，该析出物防止产生鳞爆。因此，本发明的实施例中添加适当量的磷。如果磷的含量为0.005％以下，则Ti(Fe，P)的析出量过少，会降低吸存氢的能力。因此，添加0.005％以上的磷。而且，如果添加0.02％以上的磷，则加工时成形性会降低。因此，磷含量的上限值设置为0.02％。

铝Al作为脱氧剂予以添加。铝在钢中起到抑制氧化物的生成从而提高韧性的作用。铝的含量为0.01％以下时，钢中生成很多氧化物，从而降低韧性。因此，铝添加量的下限值设定为0.01％。而且，添加0.1％以上的铝时，铝氧化物反而残留在钢中或者钢表面，会降低韧性或者产生表面缺陷的可能性高。因此，铝的添加上限值限制为0.1％。

钛Ti与硫及磷化合而生成钛硫化物及Ti(Fe，P)析出物。这种析出物起到防止产生鳞爆缺陷的作用。如果钛的含量为0.06％以下，则钛系析出物的量少，产生鳞爆的可能性高。因此，钛的添加下限值设定为0.06％。而且，钛含量高的情况下，产生气泡缺陷的可能性大，且搪瓷粘结性会降低。因此，钛的添加上限值设定为0.1％。

氮N的添加量越多成形性越低，且产生气泡缺陷的可能性高。因此，氮的添加上限值限制为0.003％。

根据本发明一实施例的搪瓷钢板，适当调节作为氢吸附场所的钛硫化物(TiS)即析出物。钛硫化物的析出量与钛含量有关。另外，如果钛含量增多，则钢板的表面会产生缺陷或者搪瓷粘结性会降低。反之，如果钛含量减少，则析出物的生成量会减少，容易产生鳞爆缺陷，而且加工时成形性下降或者由于热脆性而产生表面缺陷的概率升高。因此，根据本发明一实施例的搪瓷钢板中，要适当控制钛、氮、碳、锰及硫的含量之间的相互关系。这些元素之间的相互关系，以式1所示的L值{L＝((Ti/48-N/14-C/12)+Mn/58)/(S/32)}予以定义。

L值与热脆性所导致的表面缺陷的产生与否有关。L值小于2的情况下，产生表面缺陷的概率高。因此，L值的下限值定为2。而且，L值高于10的情况下，搪瓷的粘结性会降低。因此，L值的上限值定为10。

根据本发明一实施例的搪瓷钢板中，钛、氮、碳、以及硫的相互关系与加工时的成形性有关。这些元素的相互关系，以式2所示的F值{F＝(Ti/48-N/14-C/12-S/32)/(N/14+C/12)}予以定义。

F值小于0的情况下，由于成形性过低，加工时缺陷发生率高。因此F值的下限值定为0。而且，F值为大于或等于5的情况下，产生气泡缺陷的概率高。因此，F值的上限值定为5。

根据本发明一实施例的搪瓷钢板，为了确保抗鳞爆性而限定TiS或者(Ti，Mn)S析出物的析出物尺寸和析出物的数量。这是因为搪瓷钢板中可吸存氢的场所是析出物和基体钢板的界面或者冷轧时生成的微空穴。

将析出物的尺寸限定为0.01～0.4μm的理由如下。析出物的尺寸小于0.01μm的情况下，冷轧时生成的微空穴的尺寸很小。如上所述，如果微空穴的尺寸过小，则氢的吸存效果低。而且，析出物的尺寸大于0.4μm的情况下，析出物与基体金属的界面之间的面积比会很低。如上所述，如果析出物与基体金属的界面之间的面积比过低，则无法确保抗鳞爆性。

根据本发明一实施例的搪瓷钢板中，析出物的数量限定为3×10⁸个/cm²以上。如此限定析出物的数量，是因为析出物的数量少于3×10⁸个/cm²时，难以确保抗鳞爆性。

下面，说明根据本发明一实施例的搪瓷钢板的制造方法。

首先，制造钢坯，所述钢坯以重量％计，C为大于0且小于0.005％；Mn为0.2～1.0％；S为0.04～0.08％；P为0.005～0.02％；Al为0.01～0.1％；Ti为0.06～0.1％；N为大于0且小于或等于0.003％，余量为Fe及其他不可避免的杂质。以1200℃以上的温度对如此制造的钢坯进行再加热。然后，对所述再加热钢坯进行粗轧之后，在Ar3以上的温度下进行终轧，以制造热轧钢板。在550～750℃下卷取所制成的热轧钢板。对卷取的热轧钢板进行酸洗处理，从而除去钢板表面的氧化皮膜，之后实施冷轧，以制造冷轧钢板。冷轧时压下率为50～90％。在700℃以上的温度下对冷轧钢板连续退火20秒以上。

根据本发明一实施例的搪瓷钢板的制造方法中，将钢坯的再加热温度限制在1200℃以上的理由如下。钢坯的再加热温度低于1200℃时，制钢工序中析出的TiS或者(Ti，Mn)S析出物的尺寸很大。如上所述，如果制钢工序中析出的析出物的尺寸过大，析出物与基体金属之间的相界面积会减少。但是，如果钢坯的再加热温度在1200℃以上，则析出物会再溶解成适当的尺寸，析出物与基体金属之间的界面积会变宽。由此可以确保抗鳞爆性。

根据本发明一实施例的搪瓷钢板的制造方法中，将热轧终轧的温度限制在Ar3以上的理由如下。热轧终轧的温度在Ar3以下时，热轧中由于热轧生成晶粒，退火板的成形性会降低。而且，热轧时将卷取温度限制为小于700℃的理由如下。卷取温度在700℃以上时，由于析出物的尺寸过大，析出物与基体金属之间的界面积变小，因而难以确保抗鳞爆性。因此，卷取温度的上限值定为700℃。另外，卷取温度在550℃以下时，由于热轧而生成的晶粒变得过小，成形性会降低。因此，卷取温度的下限值限制为550℃。

冷轧中冷轧压下率过低的情况下，会减缓再结晶织构的发展，从而降低成形性。反之，冷轧压下率过高的情况下，会降低韧性。因此，将冷轧压下率限制在50～90％。

连续退火起到对冷轧钢板赋予韧性和成形性的作用。连续退火的温度在700℃以下时，不能完成再结晶，从而无法确保韧性及成形性。因此，将连续退火的温度下限值定为700℃。而且，连续退火的退火时间过短的情况下，也不能完成再结晶，从而无法确保钢板的韧性及成形性。因此，将连续退火的退火时间定为20秒以上。

[实施例]

制造具有如表1所示组分的钢锭。

[表1]

区分	C	Mn	P	S	Al	N	Ti	L	F
										发明钢1	0.0013	0.32	0.011	0.055	0.035	0.0021	0.078	4.01	1.96
发明钢2	0.0016	0.46	0.009	0.049	0.032	0.0025	0.087	6.16	2.36
										发明钢3	0.0021	0.58	0.012	0.055	0.04	0.0018	0.059	6.36	0.22
发明钢4	0.0012	0.29	0.015	0.071	0.042	0.0017	0.092	3.02	2.65
										比较钢1	0.0019	0.11	0.015	0.075	0.053	0.0024	0.054	1.15	-1.14
比较钢2	0.0028	0.42	0.009	0.093	0.043	0.0018	0.045	2.69	-2.42
										比较钢3	0.0018	0.45	0.012	0.032	0.042	0.0048	0.072	8.77	1.03
比较钢4	0.0024	0.12	0.009	0.022	0.036	0.0073	0.12	5.60	1.99

表1中的成分元素含量以重量％计算，并示出各试片的L值及F值。

将具有表1所示组分的钢锭，放到1250℃的加热炉中保持1小时之后，进行热轧。此时，热轧终轧的轧制温度为900℃，而卷取温度为650℃。热轧之后钢板的最终厚度为3.2mm。将如此制造的热轧钢板，通过酸洗除去表面的氧化皮膜之后，进行冷轧，以制造冷轧钢板。此时，冷轧压下率为75％，冷轧之后的钢板厚度为0.8mm。

使用冷轧钢板制造用于检测搪瓷特性的搪瓷处理试片和用于检测机械特性的拉伸试片。对这种搪瓷处理试片和拉伸试片进行连续退火。

以70mm×150mm的尺寸切割搪瓷处理试片，并将拉伸试片加工成ASTM标准(ASTM-8 standard)的标准式片。

以830℃的退火温度进行连续退火。利用拉伸试验机(INSTRON公司，Model6025)检测了完成退火的拉伸试片的屈服强度、拉伸强度、伸长率、塑性各向异性指数(r_m值)。

分别在拉伸试片的轧制方向、轧制垂直方向及轧制方向的45°方向，测定了拉伸15％时的幅度方向及厚度方向的收缩比，即r＝ln(w_f-w₀)/ln(t_f/t₀)，从而计算出显示成形性的塑性各向异性指数(r_m值)。将如此算出的计算值分别表示为r₀、r₄₅及r₉₀，r_m定义为r_m＝(r₀+2r₄₅+r₉₀)/4。对于搪瓷处理用试片，完全脱脂后涂敷底釉，在200℃的温度下干燥10分钟，从而完全去除水分。将干燥后的试片，在830℃的温度下保持7分钟，之后进行焙烧后冷却到常温。对完成底釉搪瓷处理的试片涂敷面釉(cover coat)之后，在200℃的温度下干燥10分钟，从而完全去除水分。将干燥后的试片，在800℃的温度下保持7分钟，进行焙烧处理，之后进行空冷的搪瓷处理。此时，焙烧炉的气氛条件是露点温度为30℃的最容易产生鳞爆缺陷的严酷条件。将搪瓷处理结束的试片，在200℃的保温炉内保温20小时，用肉眼观察鳞爆加速处理后产生的鳞爆缺陷的数量。对于搪瓷粘结性，利用粘结试验机(根据ASTMC313-78标准的试验机)测定了粘结指数。

下列表2分别示出发明钢及比较钢的机械特性、根据搪瓷处理条件的搪瓷特性、以及析出物的尺寸及数量。

[表2]

如表2所示，发明钢1～4的r_m值为1.5以上、伸长率为45％以上，机械特性良好。另外，发明钢1～4的析出物的数量及尺寸在本发明中限制的范围内，在严酷的条件下也没有产生鳞爆，确保了抗鳞爆性。

而且，发明钢1～4的搪瓷粘结指数为95％以上较高，粘结性良好。

但是，如表1所示，比较钢1中表示坯料表面缺陷产生可能性的指数，即L值为1.44，与本发明中提出的2.0相比低。由此，比较钢1的坯料表面产生了缺陷。而且，比较钢1的F值为-1.14，此F值低于0。而且，如表2所示，比较钢1的r_m值为1.65。因此，就比较钢1而言，在制作形状复杂或者需要深冲加工的零部件时，产生加工裂纹的可能性高。另外，比较钢1中析出物的尺寸小且数量也少，而且钛添加量少，所以产生了21个鳞爆缺陷。

比较钢2的L值为2.69，表面没有产生缺陷。但是，比较钢2的F值为负值，且r_m值比较低，因此成形加工时产生裂纹的可能性非常高。而且，对于比较钢2，由于钛含量低，析出物的尺寸小且数量也少，所以产生了42个鳞爆缺陷。

比较钢3的L值及F值在本发明的范围内，因此坯料中没有产生表面缺陷。而且，比较钢3的r_m值为1.89，成形性良好。但是，对于比较钢3，由于氮的含量高于发明钢，搪瓷处理后产生了气泡缺陷。另外，对于比较钢3，硫的含量低，而且虽然析出物的尺寸在本发明中规定的范围内，但是其数量少，所以产生了鳞爆缺陷。

比较钢4的L值及F值在本发明的范围内，因此坯料中没有产生表面缺陷。而且，比较钢4的r_m值也高，因此成形性良好的可能性高。但是，对于比较钢4，硫的含量低，而且析出物的尺寸超出本发明中规定的范围，且析出物的数量很少，所以产生了鳞爆缺陷。而且，由于比较钢4的N含量高，搪瓷处理后还产生了气泡缺陷。另外，由于比较钢4的钛含量过高，搪瓷粘结性非常低，只有85％。

以上，参照本发明的优选实施例对搪瓷钢板及其制造方法进行了说明，但是对于本领域技术人员来说，应当理解在不超出权利要求书中所记载的本发明技术思想及技术领域的范围内，对本发明可以进行各种修改及变更。

Claims

1.一种搪瓷钢板，其特征在于：

以重量％计，C为大于0且小于0.005％；Mn为0.2～1.0％；S为0.04～0.08％；P为0.005～0.02％；Al为0.01～0.1％；Ti为0.06～0.1％；N为大于0且小于0.003％，余量为Fe及其他不可避免的杂质，并且TiS或者(Ti，Mn)S析出物的尺寸为0.01～0.4μm，且每平方厘米中析出物的数量为3×10⁸个以上。

2.根据权利要求1所述的搪瓷钢板，其特征在于：

以L＝((Ti/48-N/14-C/12)+Mn/58)/(S/32)定义的L值为2～10。

3.根据权利要求2所述的搪瓷钢板，其特征在于：

以F＝(Ti/48-N/14-C/12-S/32)/(N/14+C/12)定义的F值大于0且小于或等于5。

4.一种搪瓷钢板的制造方法，其特征在于，包括以下步骤：

制造钢坯，所述钢坯以重量％计，C为大于0且小于0.005％；Mn为0.2～1.0％；S为0.04～0.08％；P为0.005～0.02％；Al为0.01～0.1％；Ti为0.06～0.1％；N为大于0且小于0.003％，余量为Fe及其他不可避免的杂质；

在1200℃以上的温度下对所述钢坯进行再加热；

对所述再加热的钢坯进行粗轧之后，在Ar3以上的温度下进行终轧，以制造热轧钢板；

在550～750℃的温度下卷取所述热轧钢板。

5.根据权利要求4所述的搪瓷钢板的制造方法，其特征在于，还包括以下步骤：

进行所述卷取步骤之后，以50～90％的压下率进行冷轧，以制造冷轧钢板。

6.根据权利要求5所述的搪瓷钢板的制造方法，其特征在于，还包括以下步骤：

在700℃以上的温度下对所述冷轧钢板连续退火20秒以上。

7.根据权利要求4至6中任何一项所述的搪瓷钢板的制造方法，其特征在于：

在所述钢坯中，以L＝((Ti/48-N/14-C/12)+Mn/58)/(S/32)定义的L值为2～10，以F＝(Ti/48-N/14-C/12-S/32)/(N/14+C/12)定义的F值大于0且小于或等于5。

8.根据权利要求7所述的搪瓷钢板的制造方法，其特征在于：

通过该方法制造的搪瓷钢板中，TiS或者(Ti，Mn)S析出物的尺寸为0.01～0.4μm，且每平方厘米中析出物的数量为3×10⁸个以上。