CN103476955A - 适合上釉的钢板及此类钢板的制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及适合上釉的轧制钢板，所述钢板具有通过从所述钢板的至少一个表面的C表面水平至所述钢板本体中的C本体水平的C-水平梯度定义的碳曲线，C本体高于C表面，且I-C本体大于0而小于或等于0.08wt%，-C表面为0～0.015wt%，-A1为0.012wt%～0.07wt%，Mn为0.12wt%～0.45wt%，O小于0.01wt%，并可选地：-Cu为0.025wt%～0.1wt%，-S为0.008wt%～0.04wt%，-Ca为0.0005wt%～0.005wt%，余量为Fe和附带杂质，且其中当所述C-水平达到（C本体+C表面）/2时深度大于75μm。本发明同样涉及用于生产所述钢板的方法。

Description

适合上釉的钢板及此类钢板的制造方法
技术领域
本发明涉及适合上釉的钢板，并涉及用于钢板表面脱碳的方法，作为上釉钢板的制备方法。
背景技术
钢板的碳水平在施加于钢板表面上的釉层表面质量方面对许多结果具有重要影响。钢表面的高碳水平可能导致CO气体气泡形成，这显示为釉表面中的黑点和凹坑。另一方面，当本体内最初存在足够高的碳水平时，这种碳会在热轧期间形成粗渗碳体，当冷轧时其会开裂。这些裂纹能够捕获在上釉过程期间进入钢内的氢。当氢捕获不足时，在钢/釉表面处压力会上升，这产生所谓的釉“鱼鳞（fish-scale）”变形。
因此，仅仅在钢表面处的层中对钢脱碳，即进行表面脱碳是有利的。文档JP-A-2282421描述了这样一种方法，其中生产了用于上釉的连续浇铸和退火的非老化钢板，其特征在于含有C为0.0025wt%～0.0050wt%，Si最大为0.03wt％，Mn为0.1wt%～0.6wt％，P为0.005wt％～0.03wt％，S为0.005wt%～0.03wt％，Al最大为0.01wt％，N最大为0.004wt％，Cu为0.01wt%～0.06wt％，O为0.02wt%～0.06wt％，V为0.01wt%～0.06wt％，余量为Fe和不可避免的杂质的连续浇铸钢坯，是采用大于或等于800℃的精加工温度和600～800℃的卷曲温度进行热轧，采用减少比率高于或等于60％进行冷轧并在700～900℃下进行脱碳退火持续30s～3min，在连续退火炉中实施，所述连续退火炉具有由1%～20%水蒸气，大于或等于2倍水蒸气量的量的气态氢组成的脱碳气氛，而余量主要是气态氮，从而将C-水平降低至小于或等于0.002wt％。JP-A-6116634描述了一种类似的方法，但其中所述起始原料不含钒且初始C水平高达0.015wt％并且加入B代替V进行H-捕获。
这两种现有技术方法产生完全地或表面地脱碳钢板，其适合通过直接白釉法（Direct White Enamelling）（DWE）进行上釉，其中将一种白釉涂料施加于表面上，然后实施一个烧制步骤。由于初始碳水平相当低，由于渗碳体形成不会产生耐鱼鳞性。为了弥补这一点，现有技术中将使用具有高氧水平和有限Al水平的钢连同特定合金元素如B、V一起。由于有限的Al含量，在所述钢本体内形成了Si和Mn的氧化物和B和V的氮化物，这有利地对抗鱼鳞化作用。然而，这种合金作用涉及额外成本，并导致一些技术困难，例如涉及用V浇铸。
而且，现有技术的脱碳钢板具有相当低的可成形性，如通过兰克福特（Lankford）系数（rm）的值进行检验的。这些值不超过1.8，当预测深冲时这成为一个问题。具体而言，JP6116634的图1表明，在脱碳退火之前对于非常窄范围的碳水平仅达到1.6～1.8的rm值。低于0.0050wt％的C和高于0.0150wt％的C，所述rm值就变差。
本发明的目的
本发明的目的在于提供适合上釉的部分脱碳钢板，其并不会遭受以上引述的现有技术的缺点。
发明内容
本发明涉及随附权利要求中公开的钢板和产品并且涉及生产方法。因此本发明涉及适合上釉的轧制钢板，所述钢板具有通过从所述钢板的至少一个表面上的水平C表面至所述钢板本体中的水平C本体的C-水平梯度定义的碳曲线，C本体高于C表面，且还有：
-C本体大于0而小于或等于0.08wt%，
-C表面为0～0.015wt%，
-Al为0.012wt%～0.07wt%，
-Mn为0.12wt%～0.45wt%，
-O小于0.01wt%
并可选地：
-Cu为0.025wt%～0.1wt%，
-S为0.008wt%～0.04wt%，
-Ca为0.0005wt%～0.005wt%
余量为Fe和附带杂质，且其中当所述C-水平达到（C本体+C表面）/2时深度大于75μm。
根据优选的实施方式，本发明的钢板具有1.8～2.1的rm值。
根据具体的实施方式，C表面为0.005wt%～0.015wt%，或为0～0.005wt%。
根据其他具体的实施方式，C本体为0.02wt%～0.08wt%，或为0.025wt%～0.08wt%或0.025wt%～0.06wt%。
根据其他实施方式，所述Al-水平为0.02wt%～0.06wt%。
根据进一步的实施方式，所述深度为130～200μm。
本发明同样涉及由提供有釉层的根据任何上述段落所述的钢板构成的上釉钢板。
本发明进一步涉及由根据本发明的钢板生产的钢产品，并涉及由提供有釉层的这种产品构成的上釉钢产品。
本发明还涉及生产用于上釉的轧制钢板的方法，包括以下步骤：
-使钢坯经受热辊轧接着卷曲，并冷辊轧，从而获得冷轧钢板，所述钢坯包含以下初始组成：
-C为0.02wt%～0.08wt%，
-Al为0.012wt%～0.07wt%，
-Mn为0.12wt%～0.45wt%，
-O小于0.01wt%
并可选地：
-Cu为0.025wt%～0.1wt%，
-S为0.008wt%～0.04wt%，
-Ca为0.0005wt%～0.005wt%，
-余量为Fe和附带杂质，
-使所述冷轧钢板经历连续退火步骤，其中在脱碳时间期间内使所述钢板暴露于包含水蒸气和氢气的脱碳气氛，其中所述H2含量为1vol%～95vol%，所述H2O含量为0.04vol%～33vol%，余量主要是氮气，所述比率pH2O/pH2为0.04～0.5。
根据优选的实施方式，所述连续退火发生于760～850℃的退火温度下和45s～300s的脱碳时间期间内。
根据具体的实施方式，所述退火温度为800～850℃。
根据本发明方法的具体实施方式，所述初始C-水平为0.025wt%～0.08wt%或0.025wt%～0.06wt%。
根据进一步的实施方式，所述初始Al-水平为0.02wt%～0.06wt%。
根据具体的实施方式，所述比率pH2O/pH2为0.04～0.25。
本发明的方法可以进一步包括在350～450℃的温度下在100s～500s时间跨度期间的过老化步骤。所述方法可以进一步包括减少0.3%～1.5%的表皮光轧（skinpass）步骤。
附图说明
图1说明了根据本发明的钢板中的碳曲线。
图2说明了本发明方法中可使用的退火步骤的实例。
具体实施方式
本发明的钢板具有通过从表面的较低值C表面到本体中的较高值C本体的C-水平梯度定义的C曲线。这种钢板可以通过包括连续脱碳步骤的方法获得，这将在本文中进行进一步描述。图1说明了横跨根据本发明的两个钢板厚度的碳分布，厚度为0.7mm。曲线10说明了包含其中C水平C本体基本恒定的本体部分11和每个表面部分显示C-曲线的两个表面部分12（钢板的每一侧上一个）的钢板。所述表面水平定义为通过合适的测定技术测定的（例如，辉光放电发射光谱法（GD-OES），其允许组分测量作为深度分析）C-曲线的最小值。在根据本发明的钢板中，表面上的C-水平为最大值0.015wt％，而C本体大于零而小于或等于0.08wt％。同时，C本体大于C表面。根据一个实施方式，C表面为0.005wt％～0.015wt％。根据另一个实施方式，C表面为0～0.005wt％。
曲线10是钢板的一个实例，其中所述脱碳并未发生于钢板的整个厚度上。这意味着，水平C本体等于生产方法中使用的初始C-水平（更详细地进一步描述）。根据对应于本发明方法的实施方式的实施方式（参见其他），则C本体为0.02wt％～0.08wt％，或0.025wt％～0.08wt%，或0.025wt％～0.06wt％或0.025wt％～0.05wt％。曲线13说明了其中继续进行脱碳直至所述钢板中间平面的情况。在这种情况下，C本体小于所述方法的初始C-水平，而C分布延伸超过所述钢板的每个半宽度。
根据本发明的脱碳钢板进一步包含Al，Mn和可能的S，Cu和Ca。与现有技术参考文献相反，氧水平将保持小于0.01wt％。根据本发明钢板的优选实施方式，并未故意地向所述组合物中加入氧，但只允许处于杂质水平。通过较高的初始C水平确保耐鱼鳞化作用，因此为此目的不需要形成氧化物。这意味着，并不包括特殊的合金元素，如V。且，N也保持尽可能低。
在本发明钢板中的铝水平为0.012wt％～0.07wt％，这大于以上引述的现有技术参考文献中允许的铝水平。在所引用的现有技术文献中需要限制铝以避免脱氧，从而确保形成将发挥抗鱼鳞化作用的氧化物。在本发明的方法（参见其他）中，Al是强制用于脱氧以及结合游离N，以避免机械性能的老化。当所述Al水平小于0.012wt％时，发生脱氧不足，并需要通过其他手段来结合N。以大于0.07wt％的水平加入Al意味着增加工艺过程的成本，以及上釉质量变差。Al水平的更优选的范围，涉及在脱氧和成本/上釉质量方面更优化的条件，为0.02wt％～0.06wt％。
Mn存在0.12wt％～0.45wt％。加入这种元素用于控制钢的强度性质，以及避免形成游离硫。
铜、硫和钙可选地可以加入超过杂质水平，更精确地分别在0.025wt％～0.1wt％，0.008wt％～0.04wt％和0.0005wt％～0.005wt％的范围内。这些元素改善了上釉质量。
根据本发明的钢板的组成的余量部分由Fe和附带杂质组成。下列元素可以作为杂质以优选地小于表1中给出值（以wt％计）的水平存在：
Si ＜0.1
P ＜0.03
Ti 0.01
Cr ＜0.2
Ni ＜0.2
As ＜0.02
Sn ＜0.02
Nb ＜0.01
V ＜0.01
Sb ＜0.02
Mb ＜0.03
B ＜0.0005
N ＜0.007
表1：杂质水平
在本发明的钢板中，C曲线的深度（定义为当所述C-水平达到（C本 体+C表面）/2的深度）大于75μm，以确保良好的上釉能力。根据一个实施方式，所述深度为130μm至200μm。
根据本发明的钢板，即表面C-水平为0～0.015wt％，适合用于2C/1F上釉，即通过施加底釉来上釉，然后上外釉涂层来上釉，两种涂层都经历一个烧制步骤，并且用于1C/1F上釉，即通过施加经历一个烧制步骤的一个釉层来上釉。在表面具有低C-水平（即0.005wt％和更低）的钢板还可以适用于直接白釉法（Direct White Enamelling）（DWE）。
根据优选的实施方式，根据本发明的钢板的rm值为1.8～2.1。这意味着，这种钢板比以上提及的现有技术钢板具有更好的成形性。在本说明书中，所述“r”值是指塑性应变率（也称为各向异性因子），是当钢板材料在单轴拉伸中拉伸超过其弹性限度时在宽度方向上的实际应变与厚度方向上的实际应变之比。所述“rm”值定义为：1/4（r90+2*r45+r0），其中r90，r45和r0的值是如上述定义的r值，分别在相对于轧制方向90°，45°和0°取向的样品上进行测定。在根据本发明的钢板中，通过在所述方法（参见其他）中应用的较高的初始C-水平来确保耐鱼鳞化作用。
本发明的钢板可以通过使具有特定初始钢组成的钢坯经历热轧，卷曲和冷轧，以及通过使冷轧钢板经历连续表面脱碳来生产。初始组成主要特征在于相比于现有技术更高的C-水平，以及特征在于更高的Al水平和更低的氧水平。并未刻意添加元素如V，Nb或B，同时仍然允许生产具有高鱼鳞耐受性和良好釉表面质量的上釉钢板。初始C-水平为0.02wt％～0.08wt％，更优选0.025wt％～0.08wt％。这大于以上提及的现有技术参考文献中公开的初始C-水平。尽管这种较高的初始C-水平，但是本发明的方法允许获得与现有技术相比较具有改进的可成形特性的钢板。尽管JP6116634指出超过0.015wt％的初始碳，不可能获得可接受的脱碳和良好的可成形性，但本发明的初始组成并未遇到这些问题。脱碳可能下降到可接受的水平，同时可成形性仍然优异。当初始C-水平小于0.02wt％时，会出现渗碳体形成不足，这会导致鱼鳞耐受性变差。超过0.08wt％的C-水平会导致过高的强度水平，并由此降低可成形性。初始C-水平的特定范围，涉及鱼鳞耐受性和强度/可成形性方面的更优化的特性，为0.025wt％～0.06wt％和0.025wt％～0.05wt％。
根据本发明方法的初始钢组成进一步包含与如上所述的脱碳钢板相同范围的Al，Mn和可能地O，S，Cu，和Ca，余量为Fe和表1中列出的附带杂质。初始Al水平更优选的范围，涉及脱氧和成本/上釉质量方面更优化的条件，为0.02wt％～0.06wt％。根据本发明方法的优选实施方式，并未刻意地向所述组合物中加入氧，但只允许处于杂质水平。
本发明的方法包括上述组合物的钢坯进行热轧和冷轧的标准步骤。根据优选实施方式，所述钢坯在温度高于1050℃下（再）加热，经历采用精加工温度850～950℃的热轧，以及在卷曲温度620～770℃下进行卷曲。还根据优选的实施方式，采用最低50％的减少来进行冷轧。冷轧钢板的最终厚度优选为0.2～2mm。
脱碳退火在用于连续退火的退火炉中进行（即，退火同时冷轧钢板以给定速度移动通过炉子，所述速度决定退火时间，即在所述退火温度下所花费的时间），如本领域中已知的，可能配备有蒸汽注射设备用于施加给定的退火气氛。
图2显示本发明方法中可以使用的退火炉的布置实例，从加热阶段1开始，其中所述温度上升到退火温度的。阶段2代表实际退火（均热）阶段。阶段3是过老化步骤。阶段2可以由在每个周期中具有不同的（恒定或平均）退火温度和不同的退火气氛的一个或多个周期组成。实际而言，在不同条件下的不同周期可以通过将所述退火区分割成子部分并通过在沿着退火线的不同点处向包含H2的气氛中注入H2O蒸气（进一步参见本说明书中的实施例）而获得。
根据本发明，表面脱碳在脱碳气氛下完成，这种脱碳气氛包含水蒸气和氢气，余量基本上为氮气，其中H2含量为1vol%～95vol％，H2O含量为0.04vol％～33vol％，分压比pH2O/pH2为0.04～0.5，更优选0.04～0.25。上述组成描述了在脱碳时间开始时的气氛。很显然，在脱碳期间，所述气氛组成会发生变化，主要是由于发生了脱碳反应（生成H2和CO）。而且在脱碳时间开始时，少量其他气体可能已经生成或可能在气氛中作为杂质存在。发生表面脱碳退火的总压力可以是大气压力，或不同于大气压的压力，但处于这种类型的退火工艺过程所施加的众所周知的界限内。
根据一个实施方式，所述脱碳气氛可以采用H2为1.5%～5%的H2和N2混合物来制备，其中注入H2O蒸气使得pH2O/pH2为0.04～0.5。这个比率的最低值确保存在足够的H2O以获得根据方程式C+H2O→CO+H2的脱碳作用。所述范围的最大值确保避免Fe和炉的氧化作用。对于pH2O/pH2更优选的范围，涉及充分脱碳和避免发生Fe氧化方面更优化的条件，为0.04～0.25。
在本发明的方法中，在每个周期内具有不同（恒定或平均）退火温度和不同退火气氛的所述周期的至少一个期间内，优选在整个阶段2期间内施加所述脱碳气氛。
在下面，所述“脱碳时间”是指在脱碳气氛的条件下所花费的时间。
脱碳时间和退火温度经过选择以获得根据本发明的钢板。在技术人员的知识范围内，基于本说明书中另外给出的实施例会找到脱碳时间和退火温度的合适组合。根据优选的实施方式，所述脱碳时间为45s～300s而退火温度为760～850℃。当所述比率pH2O/pH2小于约0.1时，所述脱碳时间优选大于70s。适用于与45s～300s的任何脱碳时间组合的更优选的退火温度范围，为800～850℃。在脱碳时间期间内温度没必要恒定不变。例如，由于线速度变化可以引起温度波动。过老化步骤可以在350～450℃的温度下在时间跨度100～500s期间内应用。能够以0.3％～1.5％的减少进一步应用表皮光轧。
实施例
以下将描述由申请人进行的工业化试验的结果，以及许多实验室试验。所有测试的样品都是由根据本发明的初始组合物生产的。卷曲温度为725℃。进行了两次工业化试验。在工业化试验1中进行脱碳退火的冷轧钢板的厚度为0.6mm；在第二工业化试验中厚度为1mm。
其中进行工业化试验的连续退火线由以下组成：加热部分，两个均热区，冷却和过老化部分。退火气氛主要由H2和N2的混合物组成，将H2O蒸气注入第一和/或第二均热区。在第一试验中，H2O蒸气仅注入第二均热区中。在第二试验中，将H2O注入第一和第二均热区。在两个试验中在400℃下进行过老化。过老化时间取决于线速度，例如180m/min的线速度，过老化时间为232s。表2显示了两个试验（编号试验1和试验2）的退火条件。对于许多表1所示的样品表3显示了除了C之外的组成。
在工业化试验1中，在第一均热区内pH2O/pH2比率低于0.04～0.5的范围（由于没有进行H2O注入的事实）。在本试验中的脱碳时间是在第二均热区内所花费的时间，其中所述pH2O/pH2在所述范围内。因此，这是一种工艺方法的实例，其中如图1中所示的阶段2包含其中本发明的条件不能满足的第一周期，和其中这些条件被满足的第二周期。这种工艺方法落在本发明的范围内。
在工业化试验2中，在两个均热区内都进行H2O注入。在此指示的脱碳时间是在均热区1和2中所花费的时间。退火温度是均热区1和2内的平均温度。表1中指示的pH2O/pH2值是其中注入更多H2O的均热区1中的平均值。然而，在均热区2中的pH2O/pH2据估计也处于0.04～0.5的范围内。在工业化试验2中，相比于第一试验，对于类似的线速度，可能达到更长的脱碳时间，从而导致脱碳更强。
在表2中所示的条件下在经历了连续退火步骤的模拟的样品上进行实验室试验（在表2中标记为“试验3”）。这些试验在含5%的H2的NHx气氛中进行，加入H2O以获得范围[0.04-0.5]的pH2O/pH2。
所有三个试验的样品都经历上釉的工艺过程，其中沉积了底釉，这种釉经过特别设计以确定C在釉特性中的作用。据发现，对于所有测试样品上釉层的粘附性良好。所述上釉方面对于表面处C水平的最大值0.015wt％，以及对于75μm至高达250μm的曲线深度（如表1所示），都是良好的。然而，由这些结果没有任何理由推断出所述上釉质量在高于250μm的深度值下会变差。因此这种较高的深度值并未从本发明的范围中排除。所有测试的样品表现出良好的鱼鳞耐受性。
表2总结了在脱碳之后在该表面处的C水平（即，C-曲线的最低水平，通过GD-OES测定），C-曲线的深度和样品表面上产生的釉层质量方面的结果。样品25～35产生了较差的上釉方面，这可以归因于C-曲线的深度不足（如当所述C-水平达到（C表面+C本体/2）时通过深度测定，和/或在该表面上的C-水平太高。这些阴性结果的原因可以归因于测试条件，或者退火温度太低，脱碳时间过短，或者所述pH2O/pH2比率太低，或这些因素的组合。
表4显示了取自工业化试验1和2的钢板的许多样品的机械性能。重要的是，在rm值方面可成形性极好，尽管初始C-水平高于现有技术：rm为1.8～2.1。这些结果证明，本发明的方法可以生产适合上釉的钢板，从大于0.02wt％的初始C-水平开始，得到的钢板容许良好的上釉质量和鱼鳞耐受性，并具有非常良好的可成形性特性。
表2：实验条件和结果的综述
Figure BDA0000392559540000121
Figure BDA0000392559540000141
1：lwt%=104ppm
表1中所给出的深度-值是当所述C-水平达到（C表面+C本体）/2时深度的值。以“*”指示的深度测量值表示可以用所应用的设备测定的最大深度。因此实际值大于该值。
表3：样品的组成（表1中的C-水平，余量元素低于杂质水平，余量是Fe）
样品n° Al(wt%） Mn(wt%） Cu（wt%） S（wt%）
1 0.024 0.18 0.022 0.0049
5 0.03 0.18 0.028 0.0046
6 0.028 0.19 0.041 0.0052
9 0.035 0.18 0.029 0.0088
11 0.034 0.17 0.028 0.0077
表4：机械性质

Claims (21)

1.一种适合上釉的轧制钢板，所述钢板具有通过从所述钢板的至少一个表面的C表面水平至所述钢板的本体中的C本体水平的C-水平梯度定义的碳曲线，C本体高于C表面，且具有：
-C本体大于0而小于或等于0.08wt%，
-C表面为0～0.015wt%，
-Al为0.012wt%～0.07wt%，
-Mn为0.12wt%～0.45wt%，
-O小于0.01wt%，
并可选地：
-Cu为0.025wt%～0.1wt%，
-S为0.008wt%～0.04wt%，
-Ca为0.0005wt%～0.005wt%，
余量为Fe和附带杂质，
且其中当所述C-水平达到（C本体+C表面）/2时，深度大于75μm。
2.根据权利要求1所述的钢板，具有1.8～2.1的rm值。
3.根据权利要求1或2所述的钢板，其中C表面为0.005wt%～0.015wt%。
4.根据权利要求1或2所述的钢板，其中C表面为0～0.005wt%。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的钢板，其中C本体为0.02wt%～0.08wt%。
6.根据权利要求5所述的钢板，其中C本体为0.025wt%～0.08wt%。
7.根据权利要求5所述的钢板，其中C本体为0.025wt%～0.06wt%。
8.根据权利要求1～7中任一项所述的钢板，其中所述Al-水平为0.02wt%～0.06wt%。
9.根据权利要求1～8中任一项所述的钢板，其中所述深度为130μm～200μm。
10.一种上釉钢板，由提供有釉层的根据权利要求1～9中任一项所述的钢板构成。
11.一种钢产品，由根据权利要求1～9中任一项所述的钢板制造。
12.一种上釉钢产品，由提供有釉层的根据权利要求11所述的产品构成。
13.一种用于生产用于上釉的轧制钢板的方法，包括以下步骤：
-使钢坯经受热轧接着卷曲，和冷轧，从而获得冷轧钢板，所述钢坯包含以下初始组成：
-C为0.02wt%～0.08wt%，
-Al为0.012wt%～0.07wt%，
-Mn为0.12wt%～0.45wt%，
-O小于0.01wt%，
并可选地：
-Cu为0.025wt%～0.1wt%，
-S为0.008wt%～0.04wt%，
-Ca为0.0005wt%～0.005wt%，
-余量为Fe和附带杂质，
-使所述冷轧钢板经历连续退火步骤，其中在脱碳时间期间内使所述钢板暴露于包含水蒸气和氢气的脱碳气氛，其中所述H2含量为1vol%～95vol%，所述H2O含量为0.04vol%～33vol%，余量主要是氮气，比率pH2O/pH2为0.04～0.5。
14.根据权利要求13所述的方法，其中所述连续退火发生于760～850℃的退火温度下，并且在45s～300s的脱碳时间期间内。
15.根据权利要求14所述的方法，其中所述退火温度为800～850℃。
16.根据权利要求13～15中任一项所述的方法，其中所述初始C-水平为0.025wt%～0.08wt%。
17.根据权利要求16所述的方法，其中所述初始C-水平为0.025wt%～0.06wt%。
18.根据权利要求13～17中任一项所述的方法，其中所述初始Al-水平为0.02wt%～0.06wt%。
19.根据权利要求13～18中任一项所述的方法，其中所述比率pH2O/pΗ2为0.04～0.25。
20.根据权利要求13～19中任一项所述的方法，进一步包括在350～450℃的温度下在时间跨度100s～500s期间的过老化步骤。
21.根据权利要求20所述的方法，进一步包含减少0.3%～1.5%的表皮光轧步骤。
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