CN1024141C

CN1024141C - 搪瓷用钢板及其制造方法

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Publication number: CN1024141C
Application number: CN90102120A
Authority: CN
Inventors: 大泽一典; 佐藤进; 加藤俊元; 阿部英夫; 西村惠次
Original assignee: Kawasaki Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 1989-03-10
Filing date: 1990-03-10
Publication date: 1994-04-06
Anticipated expiration: 2005-03-10
Also published as: CN1045813A; AU5118390A; DE69002661D1; US5098491A; KR970008164B1; JPH0310048A; CA2011746C; DE69002661T2; EP0386758A1; JPH0747797B2; KR900014618A; EP0386758B1; AU621204B2; CA2011746A1; US5292383A

Abstract

一种搪瓷用钢板，所述钢板具有改进的压力成形性能和搪瓷性能，含有特定量的C、Mn、B、Cu、Al、O、N和P或还含有Ti和Nb，其余量是Fe和不可避免的杂质，通过将作为原料的含有上述化学组成的钢板坯热轧，在压缩比不小于70%下冷轧所得到的热轧钢板，然后将所得到的冷轧钢板在加热温度不低于800℃，但不高于Ac₃转变点下进行连续退火。

Description

本发明涉及搪瓷用钢板及其制造方法，所述钢板具有良好的压力成形性和改进的搪瓷性能。如抗鳞状表皮缺陷性能、搪瓷粘结性能、抗气泡及针孔缺陷性能等等。

由于要经受象滴水板、浴缸等成形所代表的强烈的压力成形，要求搪瓷用钢板具有相当的深拉延性能并满足搪瓷粘结性能（特别是在即时直接搪瓷时的粘结性能）、抗烧制应变性、抗鳞状表皮缺陷性能和抗气泡及针孔缺陷性能。

过去，主要是脱碳沸腾钢用做具有良好成形性的搪瓷用钢板，而现在，连铸钛钢成了主要趋势。

至于钛钢，日本专利申请公开No.42-12348、No.44-18066等公开了当C量不多于0.005重量%（以后简单地以%表示）时，获得优良的压力成形性。此外，日本专利申请公开No.45-40655和日本专利公告No.53-131919、No.56-9357等公开了这样一种钛钢也具有优良的抗鳞状表皮缺陷性能。

在Ti钢中钛是一种生成碳化物、氮化物或硫化物的元素，并作为一种沉淀来捕集钢中造成鳞状表皮缺陷的氢，导致抗鳞状表皮缺陷性能的改进。

然而，日本专利公告No.61-276958公开了钛钢由于其不良的焊接性能而造成一些缺点。此外，日本专利公告No.60-110845公开了钛钢与常规的脱碳沸腾钢比较，搪瓷粘结性能及抗气泡和针孔缺陷性能差。

特别是上述日本专利公告No.61-276958公开了试图通过添加少量Se和Te消除焊接区的气泡缺陷和收缩量来改进由于不良焊接性能造成的气泡缺陷和收缩。然而，钛钢的一个问题是，气泡和针孔缺陷易于在焊接区以外的部位形成。

除钛钢以外，如日本专利申请公开No.54-3446和No.54-39808所公开的，硼钢作为搪瓷用钢板是广为人知的。在这种硼钢中，使用如添加硼生成BN等沉淀物以改进抗鳞状表皮缺陷性能，在焊接性能方面也没有任何问题。

然而，在这些参考文献中，使用装箱退火作为退火方法，以致形成的钢板由于其机械性能，特别是 γ值相当差而不适用于要求强烈压力成形的用途。

为此目的，日本专利申请公开No.63-54049公开了一种改进硼钢中 γ值的方法。在该方法中，将退火的加热速度限制到不超过150℃/小时的特定范围。这样的加热速度显然指的是装箱退火。这样一种退火步骤不仅要耗相当多的日子并使生产成本增加，而且也易于造成板卷在纵横方向上温度的不均匀性。特别是在退火中的温度不均匀性大大影响能有效防止对搪瓷粘结性能及板卷质量和搪瓷性能发生影响的鳞状表皮缺陷或表面偏析的沉淀物的沉淀形式，并在搪瓷制造厂使用时易于造成不良粘结和鳞状表皮的缺点。

因而，本发明的一个目的是为了提供搪瓷用钢板，所述钢板具有良好的压力成形性和抗鳞状表皮缺陷性能以及改进的搪瓷性能，如抗气泡和针孔缺陷性能、搪瓷粘结性能等等，以及方便地制造该钢板的方法。

发明人进行了研究并发现甚至当使用在常规技术中很难提供具有良好压力成形性能钢板的硼钢可以制得搪瓷用钢板，这些钢板具有良好搪瓷性能，在板卷整个纵横方向上质量均匀以及有与常规脱碳沸腾钢相等或更高的压力成形性能。

按照本发明的第一方面，提供了一种搪瓷用钢板，所述钢板具有改进的抗鳞状表皮缺陷性能和压力成形性能，含有不大于0.0025%C，不大于0.50%Mn，0.007-0.020%B，0.01-0.07%Cu，不大于0.010%Al，0.008-0.020%O，0.005-0.020%N，不大于0.020%P，余量为Fe和不可避免的杂质。

按照本发明的第二方面，提供了一种搪瓷用钢板，所述钢板具有改进的抗鳞状表皮缺陷性能和压力成形性能，含有不大于0.0050%C，不大于0.50%Mn，0.007-0.020%B，0.01-0.07%Cu，不大于0.010%Al，0.008-0.020%O，0.005-0.020%N，不大于0.020%P，至少一种不大于0.050%的Ti和不大于0.050%的Nb，条件是Ti和Nb的总量为0.001-0.050%，以及余量是Fe和不可避免的杂质。

按照本发明的第三方面，本发明第一和第二方面所规定的钢板还含有0.0001-0.100%Se。

按照本发明的第四方面，提供了制造搪瓷用钢板的一种方法，所述钢板具有改进的抗鳞状表皮缺陷性能和压力成形性能，该方法包括热轧具有如第一、第二或第三方面所规定的化学组成的钢作为原料的板坯，在压缩比不小于70%下冷轧所得到的热轧板，然后将得到的冷轧板在温度不低于800℃但不高于Ac₃转变点下进行连续退火。

现在参照附图描述本发明，其中：

图1是表示C量对 γ值影响的曲线图;

图2是表示退火温度对具有不同组成并在不同条件下制得的硼钢和常规钛钢以及脱碳沸腾钢中 γ值影响的曲线图，以及

图3是表示冷轧压缩比对具有不同组成并在不同条件下制得的硼钢和常规钛钢以及脱碳沸腾钢中 γ值影响的曲线图。

在本发明中，将钢板的化学组成限制在特定的范围并且还特别使用高的加热温度的连续退火，从而可以制得具有良好的搪瓷性能和优良压力成形性的搪瓷用钢板。

下面将描述使本发明获得成功的试验结果

试验1

将具有Si：0.01%，Mn：0.25%;B：0.013%;Cu：0.03%，Al：0.001%，P：0.01%，O：0.014%，N：0.008%和S：0.01%普通组分以及含有5-40ppm不定量C的真空熔炼钢水在熔炼室中放出并轧制以得到厚度为30mm的板条。然后，将该板条在加热炉中于1200℃保温3小时并以3道次热轧成厚度为4.0mm的板。热轧时的结束温度为870℃。然后将热轧过的板在空气中冷却至室温（平均冷却速度：约3℃/分钟）。

将热轧过的板酸洗并冷轧，以得到厚度为0.8mm的冷轧板（冷轧压缩比：80%）。然后，将冷轧板去油并在以10℃/秒加热速度加热→在830℃温度下保温5秒→以15℃/秒冷却速度冷却的加热周期下进行再结晶退火。

而后，对这样得到的钢板测量 γ值。在对JISN0.5拉伸试样测量与轧制方向成0°、45°和90°方向上的γ值（Lankford值）后，以 γ＝（γ0°+2×γ45°+γ90°）/4计算 γ值。结果示于图1。

如图1可见，当C量不大于25ppm时，甚至在担心对拉延性有坏影响的硼钢中不添加碳化物生成元素，如Ti、Nb等也能得到良好的 γ值

下面将描述退火温度对 γ值影响的试验，

试验2

提供了具有如下表1所示化学组成的钢（钢A至钢H）。钢G和钢H为不含硼的钛钢，而不含硼的脱碳沸腾钢作为比较例。

将这些钢中的每一种钢在熔炼室中放出并轧制以得到厚度30mm的板条。然后将板条在加热炉中于1250℃保温4小时并以3道次热轧成厚度4.0mm的板。热轧时的结束温度为870℃。而后，将热轧过的板在空气中冷却至室温（冷却速度：约3℃/分钟）。

将热轧过的板酸洗并冷轧，得到厚度为0.8mm的冷轧板（冷轧压缩比：约80%）。然后将冷轧板去油并在加热速度约为10℃/秒加热→在720-930℃保温4秒→在冷却速度约10℃/秒下冷却的加热周期中进行再结晶退火。

测量退火钢板的 γ值，结果示于图2。

如图2可见，当退火温度不低于800℃时，本发明钢中的 γ值得到改善。

此外，当冷轧压缩比变高时， γ值趋于增加。然而，在常规硼钢（C＞0.0025）的场合中，甚至退火温度提高时也不会引起 γ值的改善。

另外，按照下表2所示的步骤使退火后的每种钢板经受搪瓷的预处理〔酸洗时间：20分钟，浸Ni时间：20分钟（镍粘结量：20毫克/分米²）〕、

表2

步骤内容

1 去油碱去油

2 热洗

3 水洗

4 酸洗在75℃时浸在10%H₂SO₄中

5 水洗

6 涂Ni 在65℃浸在2%NiSO₄中

7 水洗

8 中和于65℃浸在2%Na₂CO₃中5分钟

9 干燥

10 上釉即时直接上釉

11 干燥 160℃ 10分钟

12 烧制 820℃ 3分钟

即时直接釉搪瓷并在820℃烧制3分钟。

然后，对试验钢板目视测量产生气泡和针孔缺陷的趋势（无或小、中、大），其中，将无或小评为良好。进而，通过PEI粘结试验（美国搪瓷研究所推荐的粘结试验方法（ASTMC313-59））测量搪瓷的粘结性能。结果示于下表3。

此外，目视观察产生气孔缺陷和收缩的程度作为一种焊接性能，并以下列符号表示：

◎：不存在;○：少量存在，×：大量存在。

表3

加热温度气泡和 PEI

钢（℃）针孔缺陷粘结性能焊接性能附注

（%）

A 830 无 100 ○ ◎

B 870 无 95 ○ ☆

C 840 无 100 ○ ◎

D 850 无 100 ○ ◎

E 860 无 100 ○ ◎

F 860 无 100 ◎ ◎

G 820 有 90 × ☆

H 750 无 100 ◎ ☆

下面划线部分：在本发明范围之外

◎：本发明的钢;☆：比较钢

在钢G中，产生气泡和针孔，并在焊接区也造成收缩。在除钢G外的其它钢中，PEI粘结性能和抗气泡及针孔缺陷性能良好。此外，含Se钢F与其它钢（不包括钢H）比较，焊接性能良好。

试验3

下面检验了冷轧压缩比对 γ值的影响。将厚度为30mm，具有如试验2中钢A-H相同化学组成的板条在加热炉中于1250℃保温4小时并以3道次热轧成厚度为2-6mm。热轧时的结束温度为870℃。而后，将板在空气中冷却。

将热轧过的板酸洗并冷轧，得到厚度为0.7mm的冷轧板（冷轧压缩比：约65-88%）。然后将冷轧板除油并在加热速度约 15℃/秒加热→在温度860℃时保温1秒→在冷却速度约15℃/秒下冷却的加热周期中进行再结晶退火。

测量所得钢板的 γ值。结果示于图3。

由图3可见，当冷轧压缩比不小于70%时， γ值趋于增加且与钛钢和脱碳沸腾钢相等或更高。

为什么会得到上述结果，其原因认为是由于钢的组成中C量限制在不超过25ppm，冷轧压缩比提高和连续退火温度高作为生产条件以及使用BN作为核心，由上述组成及条件的协同效应发展了再结晶织构，特别是织构（111）。

下面将描述按照本发明对钢的组成及生产条件限制的原因。

C：C是一种间隙溶质元素。当其量超过0.0025%时，钢变得相当硬且还由所产生的CO₂气体造成气泡和针孔缺陷，大大降低搪瓷外观质量。从而，当不添加碳化物和氮化物形成元素，如Ti、Nb等时，就必须尽可能地降低固溶C。为此目的，在不添加Ti和Nb的本发明的第一方面，C量的上限为0.0025%。在添加Ti和Nb的本发明的第二方面，固溶C沉积为TiC和NbC，以至甚至当C量大时也不会引起机械性能的恶化。然而，当C量超过0.0050%时，TiC和NbC的沉淀变细并大大恶化机械性能，因此尽管添加Ti和Nb时，C量超过0.0050%仍是不利的。从而，在添加Ti和Nb的本发明第二方面中，C量的上限为0.0050%。

Mn：Mn是将造成热轧时热脆性的S化合为MnS的一种有效元素，并在搪瓷预处理步骤的酸洗中使钢板形成不光滑表面，从而改善搪瓷的粘结性能。因此，Mn量不少于约0.05%是合乎要求的。然而当Mn量超过0.50%时，钢变硬使延展性和压力成形性恶化。因而，在本发明中，Mn量的上限为0.50%。

B：B是一种改善抗鳞状表皮缺陷性能的添加元素。当B量小于0.007%时，防止鳞状表皮缺陷的沉淀物如Bn、B₂O₃等减少，因此其低限为0.007%。此外，当其量超过0.020%时，性能的恶化受固溶B的影响变得很明显，因此其上限为0.020%。

Cu：Cu是一种在搪瓷预处理步骤的酸洗中控制酸洗速度的有效元素。特别是，因为酸洗速度比常规脱碳沸腾钢高2-3倍，所以本发明的硼钢含有铜是重要的。既是这样，Cu量为显示出添加效果必需至少为0.01%。然而，当Cu量超过0.07%时，酸洗速度变得太慢并使短时间酸洗时的搪瓷粘结性能恶化。因而，本发明的Cu量为0.01-0.07%。

Al：Al通常是在炼钢阶段用做脱氧剂并是控制本发明的O量的一种有效元素。当Al量超过0.010%时，防止鳞状表皮的有效氧量降低，因此，本发明中Al量的上限为0.010%。

O：在本发明中，O与B及N一起是一种改善抗鳞状表皮缺陷性能的有效元素。为了显示出添加效果，O量必需至少为0.008%。然而，当其量超过0.02%时，在连铸中易于引起作为表面缺陷原因的气孔，因此其上限为0.020%。

N：通常，N与C一样是一种进入钢中恶化机械性能的间隙原子。在本发明中，N因硼钢而沉淀并化合成BN，因此特别在机械性能方面无任何问题。此外，这样的沉淀对造成鳞状表皮缺陷的氢形成阱位，因此N量大是有利的。就此而论，为完全防止鳞状表皮缺陷，N量必需不小于0.005%，然而，当N量超过0.020%时，添加B 的量应该增加并且使机械性能恶化的危险变大，因此，本发明的N量在0.005-0.020%范围内。

P：当P量超过0.020%时，不仅钢变硬，使压力成形性恶化，而且也提高搪瓷预处理时的酸洗速度，使造成气泡和针孔缺陷的粗面层（smat）增加，因此本发明P量的上限为0.020%。

Ti和Nb：在本发明的第二方面中，添加至少一种不大于0.05%Ti和不大于0.050%Nb（如加两种元素，总量为0.001-0.050%）。添加这些元素是为了将C沉淀为TiC或NbC，C在固溶态时会使钢板的机械性能和搪瓷外观恶化。为了发挥这一效果，最好以至少0.001%的量分别添加这些元素。然而，当单个或总量超过0.05%时，连续退火时再结晶温度显著提高，因此其上限为0.050%。

Se：Se是一种改善焊接性能和搪瓷外观（抗气泡和针孔缺陷性能）的元素，并对减小钢水粘度以改善焊接区等处的收缩以及对抑制在搪瓷预处理步骤中用硫酸酸洗时粘结到钢板表面的粗面层（smat）的发生具有特别的效果，因此在本发明的第三方面中添加不小于0.0001%Se。然而，当Se量超过0.100%时，搪瓷粘结性能恶化，因此其上限为0.100%。

此外，不可避免的杂质严重地影响机械性能和搪瓷性能，因此最好尽可能地减少这些杂质。这就是说，Si不大于0.03%，S不大于0.03%是合乎要求的。

本发明的钢板坯可以通过轧制法或连铸法制得。

在本发明中，板坯的加热温度不特别限制。就钢的化学组成来说，在本发明的限定范围内，甚至当加热是于通常的1250℃温度下进行时，如果后续步骤满足本发明规定的冷轧压缩比和生产条件，就能获得良好的拉延性能。此外，为了得到较高的 γ值，在不高于1200℃（如1050℃）温度下进行加热并使保温时间更短就已足够。

热轧条件：在本发明中，热轧条件不特别限制。当热轧在温度不低于通常的Ar₃转变点时结束或在不大于Ar₃转变点的低温时结束对搪瓷性能没有太大影响。然而，如果想要认真考虑钢板的机械性能，则热轧的结束温度不低于Ar₃转变点是合乎要求的。此外，如果是想要保证良好的机械性能，则绕卷温度高，特别是不低于500℃较好。

冷轧条件：在本发明的第四方面，冷轧压缩比不小于70%。当冷轧压缩比小于70%时，难于制得具有良好拉延性（ γ值）和平面各向异性小的冷轧钢板。在本发明中，冷轧压缩比的上限不特别限制，但合乎要求的是95%，因为当压缩比超过95%时，平面各向异性变大。

连续退火条件：在发明的第四方面中，采用连续退火方法作为再结晶退火，因为可以在短时间内完成退火步骤并还可以控制严重破坏搪瓷性能的钢中组分的表面偏析和晶界偏析，使板卷的性能均匀。此外，退火温度在不小于800℃至不大于Ac₃转变点（大约900-950℃）的范围内。当退火温度低于800℃时， γ值不能得到改善并且在加压期间还引起开裂，而当退火温度超过Ac₃转变点时，再结晶织构无序化并且拉延性（ γ值）降低。

此外，甚至当本发明的第一至第三方面中的钢进行连续退火以外的装箱退火时，也能得到具有高 γ值的钢板。在这一场合，较好的退火条件是650℃-Ac₃和1小时至一周。因为，本发明的第一方面中C量减少到不大于25ppm，而在本发明的第二方面中含有碳化物和氮化物形成元素，如Ti和Nb。在本发明的第三个方面中，添加了不会严重影响性能的Se。

具有上述化学组成并在上述生产条件下制得的钢板，甚至在使用连铸方法情况下也具有等于或高于常规脱碳沸腾钢的压力成形性，并且甚至在即时进行搪瓷时也几乎不产生气泡和针孔缺陷，因此可由其制备适用于搪瓷的钢板。而且，既使在非直接搪瓷的应用中，其搪瓷性能也不可改变。

提出以下实施例以说明本发明而不作为对本发明的限制。

提供了各具有示于下表4组成的连铸板坯。（只有钢板18表示的是冷轧和退火后的化学组成，因为沸腾钢是在松卷退火炉中脱碳和脱氮的）。

这些连铸板坯中的每种都是在示于下表5的热轧条件、冷轧压缩、退火条件和表皮光轧压缩下处理过的。这就是，板坯在1000-1250℃板坯再加热温度（S.R.T.）下加热，以3道次粗轧，在6机座精轧机上于830-900℃结束供给温度（F.D.T.）下热轧至2.4-5.5mm厚度然后在520-700℃绕卷温度（C.T.）下绕卷以得到热轧板卷。将该板卷酸洗并在4机座冷轧机上冷轧得到厚度0.8mm的冷轧板，然后该冷轧板通过连续退火线，在该处于加热速度，10℃/秒，保温温度：760-900℃，保温时间：1-120秒和冷却速度：15℃/秒的加热周期中进行再结晶退火。此外，将一部分冷轧板（表5中符号☆）进行装箱退火（加热速度：30-100℃/小时，保温温度：680-720℃）。然后，将该板在压缩比为0.3-2.0%下进行表皮光轧。

表5

钢热轧条件冷轧退火条件表皮光轧附注

S.R.T. F.D.T. C.T. 板厚度压缩比温度时间压缩比

（℃）（℃）（℃）（mm）（%）（℃）（S）（%）

1 1200 860 550 3.5 77 880 5 0.8 -

2 1170 880 530 3.9 79 850 1 0.5 -

3 1210 830 600 4.5 82 870 20 0.8 -

4 1205 840 640 5.0 84 830 4 1.0 -

5 1250 870 500 2.6 69 850 30 1.5 -

6 1050 900 540 3.8 79 900 3 2.0 -

7 1000 890 580 5.5 85 820 1 1.0 -

8 1190 830 520 4.0 80 850 6 0.5 -

9 1130 850 580 3.7 78 760 3 0.5 -

10 1230 840 520 2.4 67 820 9 1.0 -

11 1130 870 570 3.7 78 840 3 0.8 -

12 1150 880 590 4.2 81 820 6 1.0 -

13 1200 830 620 4.0 80 840 60 0.5 -

14 1100 830 620 5.0 84 860 5 1.5 -

15 1190 860 560 3.8 79 830 120 0.5 -

16 1230 840 590 4.7 83 830 30 1.0 -

17 1270 900 640 3.3 76 880 3 0.8 -

18 1200 860 530 3.5 78 720 10h 0.8 ★

19 1230 840 600 3.3 76 680 5h 0.8 ★

20 1230 840 600 3.3 76 680 5h 0.8 ★

21 1230 840 600 3.3 76 680 5h 0.8 ★

22 1100 850 650 4.0 80 900 60 0.8 -

23 1050 860 700 3.6 78 880 30 0.5 -

24 1200 830 630 4.3 81 850 120 0.6 -

25 1100 870 600 4.0 80 800 180 0.4 -

26 1250 850 550 3.8 79 880 10 1.0 -

27 1200 830 600 3.2 75 900 5 0.5 -

28 1200 840 580 4.5 82 840 30 0.7 -

29 1140 870 630 4.0 80 860 60 0.5 -

30 1100 880 680 3.0 73 830 120 0.3 -

31 1250 900 700 2.8 71 870 40 0.6 -

32 1070 830 620 3.5 77 890 35 0.4 -

33 1100 850 650 5.0 84 860 20 0.5 -

34 1250 880 640 4.7 83 840 50 0.7 -

35 1170 860 600 3.5 77 850 3 0.5 -

36 1200 900 520 3.84 79 860 10 0.5 -

37 1060 830 550 4.0 80 860 15 0.5 -

38 1200 840 600 3.3 76 680 5h 0.8 ★

★：装箱退火。

然后，将这些钢板按表2所示的步骤进行预处理（酸洗时间：1-50分钟，浸Ni时间：5分钟），上釉和加热。

对这些板的机械性能和搪瓷性能进行测量得到结果示于下表6。

至于机械性能，将退火后的钢板加工成JIS No.5拉伸试样，然后测量与轧制方向成0°、45°和90°方向上的屈服点（δs）、抗拉强度（δb）、延伸率（δ）、屈服延伸率（Y.E1）和γ值（Lankford）。用下面等式将这些值中的每一种计算成平均值：

X＝（X_0°+2×X_45°+X_90°）/4

此外，表6还示出了以△γ＝（γ_0°-2×γ_45°+γ_90°）/2所表示的γ值的各向异性以及时效指数（A.I.）（在7.5%预应变和100℃经30分钟下时效后的应力-在7.5%预应变下的应力）。

对于搪瓷性能，目视观察搪瓷后钢板的产生气泡和针孔缺陷的趋势（大、中、小或无），然后通过显示出中或大的酸洗时间计算抗气泡和针孔的性能。

此外，按照PEI粘结试剂〔ASTM（313-59）〕测量搪瓷粘结性能。

通过将相同三块钢板各进行预处理，经不浸Ni酸洗20秒，用商业上可购得的碱性釉上釉、干燥，在露点为40℃的加热炉中于850℃加热3分钟并进行加速鳞状表皮出现的处理（160℃，16小时）以观察产生鳞状表皮钢板的数目来计算抗鳞状表皮缺陷性能（例如，当产生鳞状表皮的钢板数目为0时，以0/3表示）。

至于焊接性能，目视观察气孔缺陷和收缩程度，其中符号◎为不存在，符号○为少量存在，符号×为大量存在。

由表6可见，具有本发明规定的化学组成和在本发明规定的条件下制得的冷轧钢板（钢1-4、6、7、20-22、25-37）具有与由钢18所示的那些常规脱碳沸腾钢相同或更高的压力成形性能和搪瓷性能（抗鳞状表皮缺陷的性能、抗气泡和针孔缺陷性能、搪瓷粘结性能等等）。另一方面，在钢12中，P量在本发明的范围以外，因此在5分钟酸洗时间下产生气泡和针孔缺陷。在钢17中，Mn量在本发明的范围以外，因此酸洗失重变大且在酸洗时间约为10分钟时产生气泡和针孔缺陷。在钢9中，由于退火温度过低， γ值变低。在钢5、8、11、19和24中，C量在本发明的范围以外，机械性能恶化。此外，在钢5、10中，冷轧压缩比小于70%，因此 γ值相当差。在钢13-16和38中，氮、氧和硼量较少，因此产生鳞状表皮缺陷。在钢15中，Cu量小于0.001%，因此粗面层（smat）量大，短时间酸洗即产生气泡和针孔缺陷，在钢23中，Cu量超过本发明的上限，因此搪瓷的粘结性能相当差。

如上所述，按照本发明的搪瓷用硼钢板具有与有良好压力成形性的那些常规脱碳沸腾钢和钛钢相同或更高的深拉延性能并满足搪瓷用钢板所要求的全部抗鳞状表皮缺陷性能、搪瓷粘结性能和表面性能。特别是，按照本发明，防止了在钛钢中为严重问题的气泡和针孔缺陷的出现，因此甚至在按照连铸方法生产时，比那些脱碳沸腾钢更能保证表面性能。

此外，通过连铸方法可以制得搪瓷用高级钢板，这些钢板迄今是用脱碳沸腾钢通过制锭方法制得的，因此本发明考虑到成本和节能，具有突出的优点。

Claims

1、一种搪瓷用钢板，所述钢板具有改进的抗鳞状表皮缺陷性能和压力成形性，含有不大于0.0025重量%，C，不大于0.50重量%Mn，0.007-0.020重量%B，0.01-0.07重量%Cu，不大于0.010重量%Al，0.008-0.020重量%，O，0.005-0.020重量%N，不大于0.020重量%P以及余量是Fe和不可避免的杂质。

2、一种搪瓷用钢板，所述钢板具有改进的抗鳞状表皮缺陷的性能和压力成形性，含有不大于0.0050重量%C，不大于0.50重量%Mn，0.007-0.020重量%B，0.01-0.07重量%Cu，不大于0.010重量%Al，0.008-0.020重量%O，0.005-0.020重量%N，不大于0.020重量%P，至少一种不大于0.050重量%Ti和不大于0.050重量%Nb，条件是Ti和Nb的总量为0.001-0.050重量%，余量是铁和不可避免的杂质。

3、如权利要求1的钢板，其中所述的钢还含有0.0001-0.100重量%Se。

4、如权利要求2的钢板，其中所述的钢还含有0.0001-0.100重量%Se。

5、一种制造搪瓷用钢板的方法，所述钢板具有改进的抗鳞状表面缺陷性能和压力成型性，该方法包括热轧作为原料的钢板坯，所述的钢含有不大于0.0025重量%C，不大于0.50重量%Mn，0.007-0.020重量%B，0.01-0.07重量%Cu，不大于0.010重量%Al，0.008-0.020重量%O，0.005-0.020重量%N，不大于0.020重量%P，以及余量为Fe和不可避免的杂质，在压缩比不小于70%下冷轧所得到的热轧钢板，然后将所得到的冷轧钢板在加热温度不低于800℃，但不高于Ac₃转变点下进行连续退火。

6、一种制造搪瓷用钢板的方法，所述钢板具有改进的抗鳞状表皮缺陷性能和压力成形性，该方法包括热轧作为原料的钢板坯，所述的钢含有不大于0.0050重量%C，不大于0.50重量%Mn，0.007-0.020重量%B，0.01-0.07重量%Cu，不大于0.010重量%Al，0.008-0.020重量%O，0.005-0.020重量%N，不大于0.020重量%P₀至少一种不大于0.050重量%Ti和不大于0.050重量%Nb，条件是Ti和Nb的总量是0.001-0.050重量%，以及余量是Fe和不可避免的杂质，在压缩比不小于70%下冷轧所得到的热轧钢板，将得到的冷轧钢板在加热温度不低于800℃，但不高于Ac₃转变点下进行连续退火。

7、如权利要求5或6的方法，其中所述的钢还含有0.0001-0.100重量%Se。