CN105518174B - 搪瓷用冷轧钢板和搪瓷制品 - Google Patents

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Abstract

一种搪瓷用冷轧钢板，包含2×102个/mm2以上、1×104个/mm2以下的具有规定的化学成分且直径为0.2μm以上、10μm以下的Fe‑Mn‑Nb系复合氧化物；施予了10％的拉伸应变且实施了加热温度为830℃、保持时间为5分钟的热处理后的疲劳极限比超过0.42；在组织与所述Fe‑Mn‑Nb系复合氧化物之间形成有空隙，所述空隙的当量圆直径为0.1～0.6μm；在将所述空隙近似为三角形，将所述三角形的长边作为底边时，所述底边的长度除以高度所得到的值为1.0～15。

Description

搪瓷用冷轧钢板和搪瓷制品
技术领域
本发明涉及可加工性、搪瓷特性(耐泡·黑点性、密着性、耐鱼鳞爆性)和疲劳特性优异的高强度搪瓷用钢板及其制造方法，尤其涉及耐鱼鳞爆性和搪瓷处理后的疲劳特性显著优异的高强度搪瓷用冷轧钢板及其制造方法。另外，本发明涉及使用了该搪瓷用钢板的搪瓷制品。
本申请基于在2013年9月10日在日本提出的专利申请2013-187473号要求优先权，在此引用其内容。
背景技术
以往，搪瓷用钢板，通过在钢板表面上烧熔粘附玻璃质的搪瓷处理而被赋予了耐热性、耐气候性、耐化学药品性以及耐水性的功能后，以搪瓷制品的形式被使用。另外，有效利用这样的特性，搪瓷用钢板作为锅类、洗菜池等厨房用品、建材等的材料而被广泛地利用。作为对这样的搪瓷用钢板所要求的特性，有耐烧成应变性、耐鱼鳞爆性、密着性、耐泡·黑点缺陷性等。另外，在将搪瓷用钢板制成搪瓷制品的制造过程中，为了得到制品形状，通常实施冲压加工。因此，对于搪瓷用钢板，除了上述特性之外，还要求良好的成形性(可加工性)。
另外，通过实施搪瓷处理，在含有硫酸等的苛刻的腐蚀环境下的耐腐蚀性提高。因此，搪瓷用钢板近年来在发电设备等(例如发电机用热交换器)的能量领域中应用范围扩大。在这样的领域中，以针对长年使用下的疲劳等实现可靠性的提高、进而使部件轻量化为目的，要求所使用的钢板高强度化。
关于具有搪瓷特性的钢板的高强度化，例如在专利文献1中有记载。专利文献1所记载的钢板，通过在钢中添加Ti，在搪瓷烧成(搪瓷处理中 的烧成工序)中使钢板中微细析出TiC来谋求高强度化。另外，在专利文献2中记载了通过将钢板中的成分Ni和P的添加量之比控制在特定的范围而在确保高强度化的同时确保了搪瓷特性的钢板。
但是，采用专利文献1的技术得到的钢板，在实施了搪瓷处理的情况下，容易产生被称为泡或黑点的表面缺陷。另外，烧成中的短时间的热处理，难以充分地生成TiC，容易产生鱼鳞爆缺陷。
专利文献2的技术，为了确保搪瓷特性，必须添加高价格的Ni。因此，虽然能够确保特性，但是从制造成本的观点来看留有课题。
对于汽车用钢板等，以往就要求疲劳特性提高，曾进行了各种研究。但是，关于使搪瓷用钢板的搪瓷处理后的疲劳特性(即，搪瓷制品的疲劳特性)提高的技术，尚未有报道。例如，在非专利文献1中记载了通过提高P含量来谋求汽车用钢板的疲劳特性提高的技术。
但是，搪瓷用钢板与汽车用钢板等不同，为了确保搪瓷特性、尤其是耐鱼鳞爆性，需要有意地使组织中分散成为使疲劳特性下降的原因的许多的析出物(特别是氧化物)。另外，与汽车用钢板等不同，搪瓷用钢板在加工后进行加热到800℃以上的搪瓷处理，因此通过热过程，组织会变化。因此，如图1所示，搪瓷用钢板与汽车用钢板相比，疲劳特性变低。
其结果是，即使将针对汽车用钢板实施的疲劳特性提高技术应用于搪瓷用钢板，也不能相应地得到具有充分的疲劳特性的搪瓷用钢板。
这样，尚未提供充分满足搪瓷用钢板的重要特性即耐鱼鳞爆性、可加工性、进一步成为钢板可靠性的指针的制品的疲劳特性的高强度钢板。
在先技术文献
专利文献
专利文献1:日本国特开昭61-117246号公报
专利文献2:日本国专利第1456199号公报
非专利文献
非专利文献1:“高强度薄钢板的疲劳强度”，长江等，铁和钢，第68年(1982)第9号，p.1430～1436(“高強度薄鋼板の疲労強度”，長江ら， 鉄と鋼，第68年(1982)第9号，p.1430～1436)。
发明内容
本发明的目的是，使与前述的搪瓷用钢板相关的技术发展，提供可加工性、耐鱼鳞爆性以及疲劳特性优异的便宜的高强度搪瓷用钢板、特别是可加工性、耐鱼鳞爆性优异、即使搪瓷处理后也具有优异的疲劳特性的便宜的高强度搪瓷用冷轧钢板及其制造方法。另外，本发明的目的是得到使用了可加工性、耐鱼鳞爆性以及疲劳特性优异的便宜的高强度搪瓷用冷轧钢板的搪瓷制品。
本发明为了解决以往的搪瓷用钢板的课题而反复进行了各种研究。本发明人等针对搪瓷用冷轧钢板的耐鱼鳞爆性、可加工性以及疲劳特性，研究成分组成、制造条件的影响，得到了以下(a)～(f)的见解。
(a)如果将钢的成分组成适当化，对捕捉成为鳞爆的主要因素的钢板中的氢的、钢板中的析出物进行控制，则耐鱼鳞爆性提高。特别是，当使钢板中存在氧化物时，耐鱼鳞爆性提高。
(b)当钢板的强度变高时，可加工性发生劣化。但是，通过将存在于钢板中的析出物(在搪瓷用钢板的情况下，特别是氧化物)的直径、个数适当化，即使钢板进行高强度化，也能够减小可加工性的劣化量。
(c)搪瓷用钢板如上所述，在钢中存在大量的氧化物。当对这样的搪瓷用钢板进行冷轧、冲压成形等加工时，由于存在于钢板中的氧化物与钢板的变形阻力差，会在存在于钢中的氧化物与钢板组织之间形成空隙。该空隙，根据形状由于缺口效应而造成应力集中，有可能成为疲劳破坏的起点。因此，通过适当地控制空隙的形状，能够谋求疲劳特性的提高。
(d)搪瓷用钢板通过加工在析出物的周围和空隙的周围容易蓄积应变。特别是在冲压成形中产生弯曲变形的情况下，该倾向在表层部(例如从表层起到小于或等于20μm的深度)是显著的。由于该蓄积的应变，在搪瓷处理时引起晶粒生长。
搪瓷处理后的疲劳特性，由于受到表层部的搪瓷处理后的结晶粒径(晶 体粒径)的影响，因此减小平均结晶粒径对疲劳特性的提高是有效的。但是，当即使平均结晶粒径小，通过晶粒生长也部分地存在粗大化了的晶粒时，会成为疲劳破坏的起点，因此疲劳特性下降。特别是，当在空隙的附近发生晶粒生长时，容易成为疲劳的起点。这样的晶粒生长在没有施予如搪瓷处理那样的热过程的汽车用钢板等中观察不到，因此可以认为是搪瓷用钢板特有的现象。
(e)通过适当地控制热轧、酸洗以及冷轧条件，能够控制结晶粒径。另外，能够将氧化物的直径控制为优选的范围，能够控制最终制品中的析出物形态。
进而，在冷轧中，通过选择冷轧油等，使辊(roll)与钢板的摩擦系数在适当的范围，由此能够使在表层部蓄积的应变降低。
(f)通过将钢板成分、特别是C、Mn、P、Nb的含量控制在规定的范围，能够防止搪瓷处理(搪瓷烧成)时的晶粒生长。因此，通过减小加工前的结晶粒径，并且将C、Mn、P、Nb的含量适当化，能够在搪瓷处理后也使晶粒较小，能够使疲劳特性提高。
本发明是基于以上的见解完成的，其要旨如下。
(1)本发明的一个技术方案涉及的搪瓷用冷轧钢板，
以质量％计，含有C：0.0005～0.0050％、Mn：0.05～1.50％、Si：0.001～0.015％、Al：0.001～0.01％、N：0.0010～0.0045％、O：0.0150～0.0550％、P：0.04～0.10％、S：0.0050～0.050％、Nb：0.020～0.080％、Cu：0.015～0.045％，余量为Fe和杂质，
在用C(％)表示C含量、用Mn(％)表示Mn含量、用P(％)表示P含量、用Nb(％)表示Nb含量时，满足下述式(i)，
组织含有铁素体，从表面起沿板厚方向在板厚的1/4位置处的所述铁素体的平均结晶粒径为12.0μm以下，
包含2×102个/mm2以上且1×104个/mm2以下的含有Fe、Mn、Nb且直径为0.2μm以上且10μm以下的Fe-Mn-Nb系复合氧化物，
施予了10％的拉伸应变且实施了加热温度为830℃、保持时间为5分 钟的热处理后的疲劳极限比超过0.42，所述疲劳极限比用107次循环下的应力即疲劳强度除以抗拉强度所得到的值来表示，
在所述组织与所述Fe-Mn-Nb系复合氧化物之间形成有空隙，所述空隙的当量圆直径为0.1～0.6μm，
在将所述空隙近似为三角形，将所述三角形的长边作为底边时，所述底边的长度除以高度所得到的值为1.0～15。
2.20≤8×C(％)+1.3×Mn(％)+18×P(％)+5.1×(Nb(％))0.5≤4.00……(i)
(2)本发明的另一技术方案涉及的搪瓷用冷轧钢板，
以质量％计，含有C：0.0005～0.0050％、Mn：0.05～1.50％、Si：0.001～0.015％、Al：0.001～0.01％、N：0.0010～0.0045％、O：0.0150～0.0550％、P：0.04～0.10％、S：0.0050～0.050％、Nb：0.020～0.080％、Cu：0.015～0.045％、B：0.0005～0.0050％，余量为Fe和杂质，
在用C(％)表示C含量、用Mn(％)表示Mn含量、用P(％)表示P含量、用Nb(％)表示Nb含量时，满足下述式(ii)，
组织含有铁素体，从表面起沿板厚方向在板厚的1/4位置处的所述铁素体的平均结晶粒径为12.0μm以下，
包含2×102个/mm2以上且1×104个/mm2以下的含有Fe、Mn、Nb、B且直径为0.2μm以上且10μm以下的Fe-Mn-Nb-B系复合氧化物，
施予了10％的拉伸应变且实施了加热温度为830℃、保持时间为5分钟的热处理后的疲劳极限比超过0.42，所述疲劳极限比用107次循环下的应力即疲劳强度除以抗拉强度所得到的值来表示，
在所述组织与所述Fe-Mn-Nb-B系复合氧化物之间形成有空隙，所述空隙的当量圆直径为0.1～0.6μm，
在将所述空隙近似为三角形，将所述三角形的长边作为底边时，所述底边的长度除以高度所得到的值为1.0～15。
2.50≤8×C(％)+1.3×Mn(％)+18×P(％)+5.1×(Nb(％))0.5≤4.00……(ii)
(3)根据上述(1)或(2)所述的搪瓷用冷轧钢板，以质量％计，也可以进一步含有合计为0.1％以下的选自Cr、V、Zr、Ni、As、Ti、Se、Ta、W、Mo、Sn、Sb、La、Ce、Ca、Mg之中的一种以上的元素。
(4)本发明的另一技术方案涉及的搪瓷制品，是使用上述(1)或(2)所述的搪瓷用冷轧钢板制造的。
(5)本发明的另一技术方案涉及的搪瓷制品，是使用上述(3)所述的搪瓷用冷轧钢板制造的。
根据本发明，能够提供可加工性和耐鱼鳞爆性优异、即使在搪瓷处理后也具有优异的疲劳特性的高强度搪瓷用钢板、和使用该冷轧钢板制造出的搪瓷制品。本发明的高强度搪瓷用冷轧钢板，在除了应用于厨房用品、建材用途以外还应用于能量领域的情况下，能够针对长年使用下的疲劳等实现可靠性的提高，能够实现制品的轻量化。
附图说明
图1是表示各种钢板的抗拉强度和疲劳强度的关系的图。
图2是表示8×C(％)+1.3×Mn(％)+18×P(％)+5.1×(Nb(％))0.5的值和疲劳强度比的关系的图。
图3是在本实施方式涉及的搪瓷用钢板中存在的空隙的一例。
具体实施方式
以下，说明本实施方式涉及的可加工性和耐鱼鳞爆性优异、在搪瓷处理后具有优异的疲劳特性的高强度搪瓷用冷轧钢板(以下有时称为“本实施方式涉及的搪瓷用钢板”)及其制造方法(以下有时称为“本实施方式涉及的搪瓷用钢板的制造方法”)、以及使用本实施方式涉及的可加工性和耐鱼鳞爆性优异的高强度搪瓷用冷轧钢板制造出的搪瓷制品(以下有时称为“本实施方式涉及的搪瓷制品”)。
首先，对限定本实施方式涉及的搪瓷用钢板的成分组成(化学成分)的理由进行说明。在此，与成分组成相关的％意指质量％。
本实施方式涉及的搪瓷制品，是使用本实施方式涉及的搪瓷用钢板制造的，因此，本实施方式涉及的搪瓷制品的成分组成，与本实施方式涉及的搪瓷用钢板相同。
C：0.0005～0.0050％
C，其含量越低，可加工性越好。因此，将C含量的上限设定为0.0050％。为了使作为可加工性的指标的伸长率和r值进一步提高，优选将C含量的上限设定为0.0025％。更优选为0.0015％。C含量的下限，从确保钢板特性的观点出发，不需要特别限定。但是，若过度地降低C含量的话，则不仅炼钢成本变高，而且为了确保作为制品的强度需要使其他的合金元素的含量增加，制造成本变高。因此，优选将C含量的下限设定为0.0005％。更优选的C含量的下限为0.0010％。
Mn：0.05～1.50％
Mn与O含量、Nb含量、B含量相关联地影响到有助于搪瓷用钢板的耐鱼鳞爆性提高的氧化物的组成。另外，也影响到钢板的高强度化。因此，Mn在搪瓷用钢板中是重要的元素。另外，Mn是在热轧时防止由S的存在引起的热脆性的元素。为了得到这些效果，在包含O的本实施方式涉及的搪瓷用钢板中，Mn含量的下限设定为0.05％。
通常，当Mn含量变高时，搪瓷密着性变差，容易产生泡和/或黑点，但在Mn以氧化物形式存在于钢中的情况下，搪瓷密着性、耐泡·黑点性的劣化小。因此，在本实施方式涉及的搪瓷用钢板中，为了控制氧化物、确保钢板强度而积极地有效利用Mn。但是，当Mn含量超过1.50％时，变得容易发生凝固偏析，有可能韧性、机械特性劣化。因此，将Mn含量的上限设定为1.50％。优选的Mn含量的上限为1.20％。
Si：0.001～0.015％
Si是具有控制氧化物的组成的效果的元素。为了得到该效果，需要将Si含量的下限设定为0.001％。优选的Si含量的下限为0.005％。另一方面，当Si含量为过量时，搪瓷特性劣化。特别是存在在热轧中大量地形成Si氧化物从而耐鱼鳞爆性劣化的情况。因此，将Si含量的上限设定为0.015％。 在要使耐泡、耐黑点性等提高，得到更良好的表面性状的情况下，优选将Si含量的上限设定为0.008％。
Al：0.001～0.010％
Al是对钢的脱氧有效的元素。但是，由于其是强脱氧元素，因此关于含量需要慎重地控制。当Al含量超过0.010％时，难以在钢中留有本实施方式涉及的搪瓷用钢板所需要的O含量。在该情况下，难以形成所希望的复合氧化物，对耐鱼鳞爆性有效的复合氧化物的数密度下降。另外，形成在热轧中的延展性缺乏的Al氧化物，成为使耐鱼鳞爆性下降的主要因素。在该情况下，对耐鱼鳞爆性的提高有效的氧化物的控制变得困难。因此，将Al含量的上限设定为0.010％。另一方面，在要使Al含量小于0.001％的情况下，将给炼钢工序带来极大的负担。因此，将Al含量的下限设定为0.001％。优选的Al含量的下限为0.003％。
N：0.0010～0.0045％
N是间隙固溶元素。当大量地含有N时，不仅存在即使添加Nb、B等氮化物形成元素可加工性也劣化的倾向，而且难以制造非时效性钢板。因此，将N含量的上限设定为0.0045％。N含量的下限不需要特别限定。但是，在现状的技术下，要将N含量降低到0.0010％以下会显著花费成本，因此可以将N含量的下限设定为0.0010％。更优选的N含量的下限为0.0020％。
O：0.0150～0.0550％
O是形成复合氧化物所需要的元素，直接影响到耐鱼鳞爆性、可加工性。另外，O含量与Mn含量、Nb含量、B含量相关联地影响到耐鱼鳞爆性、即影响到复合氧化物的数密度以及存在于钢中的空隙的尺寸。因此，O在本实施方式涉及的搪瓷用钢板中是必需的元素。为了得到这些效果，将O含量的下限设定为0.0150％。优选的O含量的下限为0.0200％。当O含量过低时，存在于钢板中的复合氧化物的数密度变少，同时在制造工序中形成的空隙尺寸也变小，耐鱼鳞爆性劣化。另一方面，当O含量过高时，会导致所形成的复合氧化物的数密度的增加、尺寸的增大。在该情况下， 在轧制工序中所形成的空隙的尺寸变大，作为结果，招致可加工性的劣化。因此，将O含量的上限设定为0.0550％。优选的O含量的上限为0.0450％。
P：0.040～0.100％
P是使钢板的结晶粒径微细化从而对谋求高强度化有效的元素。为了得到该效果，将P含量的下限设定为0.040％。优选的P含量的下限为0.050％。另一方面，当P含量为过量时，存在以下情况：在搪瓷烧成时，P高浓度地偏析于钢板的晶界，成为产生泡和黑点等的原因。因此，将P含量的上限设定为0.100％。优选的P含量的上限为0.075％。
S：0.0050～0.0500％
S是与Mn一起形成Mn硫化物的元素。通过使该Mn硫化物复合析出成为氧化物，能够使耐鱼鳞爆性大大提高。为了得到该效果，将S含量的下限设定为0.0050％。优选的S含量的下限为0.0100％，更优选的S含量的下限为0.0150％。但是，当S含量为过量时，存在使氧化物的控制所需要的Mn的效果下降的情况。因此，将S含量的上限设定为0.0500％。优选的S含量的上限为0.0300％。
Nb：0.020～0.080％
Nb在本实施方式涉及的搪瓷用钢板中是必需的元素。Nb与O含量、Mn含量、B含量相关联地影响到有助于搪瓷用钢板的耐鱼鳞爆性提高的氧化物的组成。另外，Nb是通过将晶粒微细化也有助于钢板的高强度化的元素。为了得到这些效果，将Nb含量的下限设定为0.020％。优选的Nb含量的下限为0.040％。另一方面，当Nb含量为过量时，在添加Nb时发生脱氧，变得难以使钢中形成氧化物。因此，将Nb含量的上限设定为0.080％。Nb含量的优选的上限为0.060％，更优选的上限为0.055％。
Cu：0.015～0.045％
Cu是具有在搪瓷烧成时控制玻璃质与钢板的反应的效果的元素。为了得到该效果，将Cu含量的下限设定为0.015％。优选的Cu含量的下限为0.020％。另一方面，当Cu含量为过量时，存在不仅阻碍玻璃质与钢板的反应，而且使钢板的可加工性劣化的情况。因此，将Cu含量的上限设定 为0.045％。优选的Cu含量的上限为0.040％，更优选的上限为0.030％。
B：0.0005～0.0050％
在使必需Mn、Nb、O的本实施方式涉及的搪瓷用钢板中含有B的情况下，氧化物的控制范围变为更宽的范围，对耐鱼鳞爆性的提高有利。虽然即使是不含有B的情况也能够得到耐鱼鳞爆性优异的搪瓷用钢板，但是通过含有B，能容易地实现耐鱼鳞爆性的提高。在要得到上述效果的情况下，需要将B含量设定为0.0005％以上。另外，B是具有使搪瓷的密着性提高的效果的元素。从密着性的观点出发，B含量的下限优选为0.0010％，更优选为0.0015％。
另一方面，当B含量为过量时，制钢工序中的铸造性恶化。因此，将B含量的上限设定为0.0050％。另外，在较多地含有Nb的情况下，当B含量为过量时，再结晶温度显著上升，冷轧-退火后的可加工性下降。另外，在B含量为过量的情况下，为了得到充分的可加工性，需要非常高的温度下的退火，会使退火的生产率下降。因此，从这一点出发，也将B含量的上限设定为0.0050％。优选的B含量的上限为0.0035％。
本实施方式涉及的搪瓷用钢板，将含有上述的元素、余量为Fe和杂质作为基础，但也可以根据需要而进一步含有合计为1.0％以下的选自Cr、V、Zr、Ni、As、Ti、Se、Ta、W、Mo、Sn、Sb、La、Ce、Ca、Mg之中的一种以上的元素。
选自Cr、V、Zr、Ni、As、Ti、Se、Ta、W、Mo、Sn、Sb、La、Ce、Ca、Mg之中的一种以上的元素：合计为1.0％以下
Cr、V、Zr、Ni、As、Ti、Se、Ta、W、Mo、Sn、Sb、La、Ce、Ca、Mg，是从矿石、废料等钢原料不可避免地混入的，因此不需要主动地添加。但是，由于是形成氧化物、与Nb同样地形成对防止鱼鳞爆有效的作用的元素，因此也可以含有合计为1.0％以下的其中的一种或两种以上的元素。这些元素的合计含量优选为0.5％以下，更优选为0.1％以下。当这些元素的合计含量为过量时，与氧化物形成元素的反应不能忽视，变得难以实现所希望的氧化物控制。其结果是，导致耐鱼鳞爆性的劣化。另外，当这些 元素的合计含量为过量时，在钢板中会形成不希望的氧化物，可加工性劣化。
进而，在本实施方式涉及的搪瓷用钢板中不含有B的情况下，上述元素之中、除了可加工性和耐鱼鳞爆性以外还对搪瓷处理后的疲劳特性以及搪瓷密着性造成影响的C、Mn、P、和Nb的含量需要满足下述式(1)。
2.20≤8×C(％)+1.3×Mn(％)+18×P(％)+5.1×(Nb(％))0.5≤4.00……(1)
在此，C(％)、Mn(％)、P(％)、Nb(％)分别表示C、Mn、P、Nb的以质量％计的含量。
另外，在本实施方式涉及的搪瓷用钢板中含有B的情况下，C、Mn、P、和Nb的含量需要满足下述式(2)。
2.50≤8×C(％)+1.3×Mn(％)+18×P(％)+5.1×(Nb(％))0.5≤4.00……(2)
通常，当钢板的抗拉强度变高时，钢板的疲劳特性提高。但是，在搪瓷用钢板的情况下，为了要作为搪瓷制品来使用，在加工成为所希望的形状后，为了搪瓷处理而接受经过超过800℃的加热(烧成)的热过程。由于该加工和搪瓷处理使钢板的组织变化，因此搪瓷处理后的钢板的抗拉强度与搪瓷处理前的状态不同。
本发明人等着眼于搪瓷处理前后的组织形态的变化，发现钢板中所含有的C、Mn、P以及Nb大大影响到搪瓷处理前后的组织的变化。另外，还发现在钢板中的C、Mn、P以及Nb的含量满足了规定的关系式的情况下，组织形态的变化被抑制，这些元素的效果分别叠加。
本发明人等在含有Mn、Si、Al、N、O、P、S、Nb、Cu、进而根据需要含有Cr、V、Zr、Ni、As、Ti、Se、Ta、W、Mo、Sn、Sb、La、Ce、Ca、Mg之中的一种或两种以上的元素的钢板中，使C、Mn、P以及Nb的含量变化来制作了各种成分组成的钢板。然后，对该钢板赋予了10％的拉伸应变后，实施了与搪瓷处理相当的830℃×5min的热处理。然后，使用该钢板实施疲劳试验，调查了上述式(1)的“8×C(％)+1.3×Mn(％) +18×P(％)+5.1×(Nb(％))0.5”(以下称为“式(1x)”)和疲劳极限比的关系。
其结果可知，如果式(1x)为2.20以上，则疲劳强度表示实施了加工和搪瓷处理的钢板的与抗拉强度对应的疲劳强度(即，表示充分的疲劳极限比)，但当小于2.20时，相对于钢板的抗拉强度，疲劳强度变低(即，疲劳极限比变低)。优选式(1x)为2.40以上。
另外，本发明人等在含有Mn、Si、Al、N、O、P、S、Nb、Cu以及B、进而根据需要含有Cr、V、Zr、Ni、As、Ti、Se、Ta、W、Mo、Sn、Sb、La、Ce、Ca、Mg之中的一种或两种以上的元素的钢板中，使C、Mn、P以及Nb的含量变化来制作了各种成分组成的钢板。然后，对该钢板赋予了10％的拉伸应变后，实施了与搪瓷处理相当的830℃×5min的热处理。然后，使用该钢板实施疲劳试验，调查了上述式(2)的“8×C(％)+1.3×Mn(％)+18×P(％)+5.1×(Nb(％))0.5”(以下称为“式(2x)”)和疲劳极限比的关系。
其结果可知，如果式(2x)为2.50以上，则表示加工并实施了搪瓷处理的钢板的与抗拉强度对应的疲劳强度，但当小于2.50时，相对于上述钢板的抗拉强度，疲劳强度变低。优选式(2x)为2.70以上。
观察了上述的疲劳试验后的钢板的组织，确认到不论在哪种钢板中结晶粒径都粗大化了。然而，确认到以下情况：在不含有B的钢板之中的式(1x)为2.20以上的钢板、和含有B的钢板之中的式(2x)为2.50以上的钢板中，虽然产生了晶粒的粗大化，但是粗大化的程度小。
搪瓷处理后的疲劳特性根据钢板的成分组成而变化的原因不一定明确。但是，可以推测通过在满足上述式(1)或式(2)的范围内含有一定量的C、Mn、P、以及Nb，能够抑制搪瓷处理时的晶粒生长，能够防止钢板的疲劳强度与抗拉强度之比(疲劳极限比)的下降。
另一方面，当式(1x)和式(2x)超过4.00时，搪瓷处理时的钢板与玻璃质的密着性劣化。因此，将式(1x)和式(2x)的上限都设定为4.00。优选的上限为3.50。
接着，对包含Fe、Mn、以及Nb的复合氧化物、和包含Fe、Mn、Nb、以及B的复合氧化物进行说明。
在本实施方式涉及的搪瓷用钢板中，在钢板不含有B的情况下，存在包含Fe、Mn、Nb的复合氧化物、特别是由Fe、Mn、Nb形成的氧化物成为一体的Fe-Mn-Nb系复合氧化物。另外，在钢板含有B的情况下，存在包含Fe、Mn、Nb、B的复合氧化物、特别是由Fe、Mn、Nb、B形成的氧化物成为一体的Fe-Mn-Nb-B系复合氧化物。复合氧化物之中的直径为0.2μm以上且10μm以下的复合氧化物，优选在钢板中存在2×102个/mm2以上且1×104个/mm2以下。再者，上述的Fe-Mn-Nb系复合氧化物和上述的Fe-Mn-Nb-B系复合氧化物具有同样的效果，因此有时都称为本实施方式涉及的复合氧化物。
直径小于0.2μm的复合氧化物，有助于耐鱼鳞爆性的提高的程度小。因此，本实施方式涉及的复合氧化物的直径设定为0.2μm以上。优选为0.5μm以上，更优选为1.0μm以上。再者，对于本实施方式涉及的复合氧化物的直径的定义以及测定方法，将在后面叙述。
本实施方式涉及的复合氧化物的直径的上限，从提高耐鱼鳞爆性这一点出发，不需要特别限定。但是，当粗大的复合氧化物变多时，复合氧化物的数密度减少，阻碍氢透过的效果变小，因此不能得到提高耐鱼鳞爆性的效果。另外，粗大的复合氧化物容易成为加工时的开裂的起点，因此，当粗大的复合氧化物变多时，可加工性下降。即使不至于发生开裂，在加工时由于复合氧化物的可加工性与钢板组织的可加工性的差异，也会在复合氧化物与钢板组织的界面附近产生粗大的空隙，作为结果，搪瓷制品的疲劳特性下降，可靠性受损。
因此，本实施方式涉及的复合氧化物的直径设定为10μm以下。优选为5μm以下。
当钢板中的本实施方式涉及的复合氧化物的数密度小于2×102个/mm2时，不能确保优异的耐鱼鳞爆性。因此，本实施方式涉及的复合氧化物需要存在2×102个/mm2以上。优选为5×102个/mm2以上。
另一方面，当本实施方式涉及的复合氧化物超过1×104个/mm2而存在于钢板中时，加工时在复合氧化物与钢板组织的界面过度地生成空隙，搪瓷制品的疲劳特性下降。因此，钢板中的本实施方式涉及的复合氧化物的数密度设定为1×104个/mm2以下。优选为5×103个/mm2以下。
鉴定本实施方式涉及的复合氧化物的方法并不特别限定，例如，将(a)同时检测到Fe、Mn、Nb以及O的氧化物、或(b)同时检测到Fe、Mn、Nb、O以及B的氧化物作为本实施方式涉及的复合氧化物即可。在氧化物的鉴定中，使用例如扫描型电子显微镜(FE-SEM)和能量色散型X射线能谱分析装置(EDAX)即可。
在鉴定复合氧化物时，测定方法采用通常的方法即可，但由于需要确定微小区域的浓度，因此需要注意电子射线的束直径要充分小等。
复合氧化物的直径以及密度使用以下的方法来规定。即，使用SEM，倍率设为5000倍，视场数设为10个以上，在钢板的任意位置计测视场内的复合氧化物的尺寸和个数，将复合氧化物的长径作为氧化物的直径。密度是算出视场内的氧化物之中的、长径为0.2μm以上的复合氧化物的个数，由个数算出每单位面积(mm2)的密度(数密度)。
接着，对于本实施方式涉及的搪瓷用钢板的组织(金属组织)进行说明。
本实施方式涉及的搪瓷用钢板的组织，以铁素体为主体。因此，除了高强度化以外还要使疲劳特性提高的话，减小结晶粒径是有效的。搪瓷用钢板在作为搪瓷制品使用的情况下，如后述那样，通过冲压等加工成为所希望的制品形状后，涂布搪瓷釉药(釉子)，加热到约超过800℃的温度。通过该加热，能谋求搪瓷釉药的玻璃质与钢板的密着。通过该热处理(搪瓷处理)，产生晶粒生长，结晶粒径变化，作为结果，疲劳强度也变化。减小搪瓷处理后的结晶粒径对搪瓷处理后的钢板的疲劳强度的提高是有效的。为了减小搪瓷处理后的结晶粒径，减小热处理前的粒径、且抑制伴随搪瓷处理的晶粒生长很重要。
热处理(搪瓷处理)前的钢板组织中的铁素体的平均结晶粒径，从表 面起沿板厚方向在板厚的1/4位置(1/4t)处需要为12.0μm以下。当平均结晶粒径超过12.0μm时，难以谋求钢板的高强度化。在谋求高强度化上，优选平均结晶粒径小，但随着平均结晶粒径变小，可加工性劣化。因此，需要针对所希望的制品形状确定最合适的结晶粒径。
进而，通常，疲劳破坏是由于裂纹的发生以及裂纹的发展而以至于断裂的。关于裂纹的发生，容易从钢板的表面产生，因此，为了疲劳特性的提高，优选钢板表层的结晶粒径小。搪瓷用钢板的结晶粒径受到钢中元素、特别是P的浓度的影响，当P浓度变高时，存在结晶粒径变小的倾向。钢板中的P的浓度分布在热轧、酸洗工序中变化。
在本实施方式涉及的搪瓷用钢板中，与测定了平均结晶粒径的1/4t的位置相比，从表层起沿板厚方向到20μm的位置(表层部)的P浓度变高。其结果是，在表层部，与1/4t相比，结晶粒径变小。本实施方式涉及的搪瓷用钢板，如果钢中的P含量(平均浓度)为约0.04％以上，则钢板表层的结晶粒径进一步变小，有助于疲劳特性的提高。元素的浓度分布能够通过辉光放电发光分析等进行测定。铁素体的平均结晶粒径按照JIS G0552所记载的切割法等进行测定即可。
进而，为了抑制伴随搪瓷处理的晶粒生长，上述各成分之中，C、Mn、P、Nb的各自含量，在钢板不含有B的情况下满足下述式(1)、在钢板含有B的情况下满足下述式(2)变得很重要。
2.20≤8×C(％)+1.3×Mn(％)+18×P(％)+5.1×(Nb(％))0.5≤4.00……(1)
2.50≤8×C(％)+1.3×Mn(％)+18×P(％)+5.1×(Nb(％))0.5≤4.00……(2)
当式(1)的值小于2.20、或式(2)的值小于2.50时，在对搪瓷用钢板实施了加工和搪瓷处理而得到的搪瓷制品中发生疲劳特性的下降。
本发明人等在实验室中制成了以下的钢板，即：在作为钢中成分，含有C、Mn、Si、Al、N、O、P、S、Nb、Cu、进而根据需要部分含有Cr、V、Zr、Ni、As、Ti、Se、Ta、W、Mo、Sn、Sb、La、Ce、Ca、Mg的 钢板，以及，含有C、Mn、Si、Al、N、O、P、S、Nb、Cu、B、进而根据需要部分含有Cr、V、Zr、Ni、As、Ti、Se、Ta、W、Mo、Sn、Sb、La、Ce、Ca、Mg的钢板中，使C、Mn、P、Nb的含量变化了的具有各种成分组成的钢板。另外，对于使用这些钢板，赋予10％的拉伸应变后实施了830℃×5min的热处理的钢板，实施疲劳试验，调查了上述式(1)、式(2)的8×C(％)+1.3×Mn(％)+18×P(％)+5.1×(Nb(％))0.5与疲劳极限比的关系。
在图2中示出其结果。图中的横轴为式(1)、式(2)的8×C(％)+1.3×Mn(％)+18×P(％)+5.1×(Nb(％))0.5的值，纵轴为疲劳极限比，即，107次循环下的应力即疲劳强度(σw)除以由拉伸试验测定出的抗拉强度(TS)所得到的值(σw/TS)。
当式(1)的8×C(％)+1.3×Mn(％)+18×P(％)+5.1×(Nb(％)) 0.5的值为2.20以上时，确认到疲劳极限比相对于式(1)的8×C(％)+1.3×Mn(％)+18×P(％)+5.1×(Nb(％))0.5的值存在一定的关系，当其值变大时，疲劳极限比也提高。与此相对，判明了：当8×C(％)+1.3×Mn(％)+18×P(％)+5.1×(Nb(％))0.5的值小于2.20时，背离上述关系，疲劳极限比的下降量变大。观察了疲劳试验后的钢板组织，确认到：在8×C(％)+1.3×Mn(％)+18×P(％)+5.1×(Nb(％))0.5的值小于2.20的钢板中，结晶粒径粗大化了。在8×C(％)+1.3×Mn(％)+18×P(％)+5.1×(Nb(％))0.5的值为2.20以上的钢板中，虽然发生了钢板的晶粒的粗大化，但是粗大化的程度小。
另外，当式(2)的8×C(％)+1.3×Mn(％)+18×P(％)+5.1×(Nb(％))0.5的值为2.20以上时，确认到疲劳极限比相对于式(1)的8×C(％)+1.3×Mn(％)+18×P(％)+5.1×(Nb(％))0.5的值存在一定的关系，当该值变大时，疲劳极限比也提高。另外，观察了疲劳试验后的钢板组织，确认到：在8×C(％)+1.3×Mn(％)+18×P(％)+5.1×(Nb(％)) 0.5的值小于2.50的钢板中，结晶粒径粗大化了。在8×C(％)+1.3×Mn(％)+18×P(％)+5.1×(Nb(％))0.5的值为2.50以上的钢板中，虽然发生 了钢板的晶粒的粗大化，但是粗大化的程度小。
另一方面，当式(1)、式(2)的8×C(％)+1.3×Mn(％)+18×P(％)+5.1×(Nb(％))0.5的值超过4.00时，搪瓷处理中的钢板与玻璃质的密着性劣化。因此，将8×C(％)+1.3×Mn(％)+18×P(％)+5.1×(Nb(％))0.5的上限设定为4.00。
接着，对在本实施方式涉及的搪瓷用钢板中存在的空隙进行说明。空隙是由于钢板和复合氧化物具有变形阻力差、复合氧化物与钢板相比难以变形而引起的，在加工时形成于钢板和复合氧化物的界面。由于该空隙在热轧和/或冷轧时形成，因此，在钢板通过轧制而延伸的方向(轧制方向截面)上，呈现准三角形的形状(大致三角形形状)。图3表示空隙的一例。这样的空隙成为钢中氢的陷阱点(trap site)，因此为了抑制鱼鳞爆缺陷，优选其存在。但是，当空隙的尺寸变大时，存在如下情况：在进行用于形成制品的冲压成形等加工时，应变集中而成为开裂发生的起点。另外，在加工后进行了搪瓷处理的情况下，应变集中部容易进行晶粒生长，因此，当存在大的空隙时，会招致搪瓷处理后的晶粒的粗大化，使疲劳特性下降。进而，在作为搪瓷制品来使用的情况下，也由于应变集中于空隙而招致疲劳特性的下降。
为了抑制由空隙引起的疲劳特性的下降，缓和向空隙的应变集中很重要。本发明人等发现了以下情况：在本实施方式涉及的搪瓷用钢板中，通过使空隙的大小按当量圆直径(等效圆直径)计为0.6μm以下，能缓和向空隙的应变集中，即使进行加工和搪瓷处理，也能抑制疲劳特性的下降。但是，当空隙的大小过小时，变得不能发挥作为钢中氢的陷阱点的功能。因此，将空隙的大小的下限设定为按当量圆直径计为0.1μm。
进而，本发明人等还发现：即使空隙的大小按当量圆直径计为0.6μm以下，也有时疲劳特性下降。即，本发明人等发现：疲劳特性不仅受到空隙的大小的影响，而且也受到其形状的影响。如上述那样，通过热轧和/或冷轧而在钢板与复合氧化物的界面形成的空隙呈现出准三角形的形状。空隙的形状根据热轧、冷轧的条件而变化，当三角形的尖端的角度为锐角 时，在应力负载时应变容易集中，招致搪瓷处理后的晶粒的粗大化。另外，在作为制品使用的情况下，也由于应变的集中而导致疲劳特性下降。
空隙的三角形形状的尖端角度越是锐角，疲劳特性的下降就越大，在将三角形形状的长边作为底边的情况下，若底边的长度除以高度所得到的值超过15，则变得特别显著。因此，在本实施方式涉及的搪瓷用钢板中，在将空隙的形状近似地视为三角形，将长边作为底边的情况下，将底边的长度除以三角形的高度所得到的值设定为15以下。另外，在将空隙的形状视为三角形，将长边作为底边的情况下，当底边的长度除以高度所得到的值小于1.0时，空隙的三角形的顶角也变小，发生应变集中。因此，将底边的长度除以高度所得到的值的下限设定为1.0。
空隙的当量圆直径和视为三角形时的形状，使用以下方法来规定。即，使用SEM，倍率设为5000倍，视场数设为10个以上，测定了视场内的形成空隙的三角形形状的长边和高度。另外，由三角形形状的面积换算出当量圆直径。
对于本实施方式涉及的搪瓷用钢板的制造方法和本实施方式涉及的搪瓷制品的制造方法进行说明。
本实施方式涉及的搪瓷用钢板，基于常规方法对具有上述的化学成分的钢液进行精炼、铸造、热轧、酸洗、冷轧、连续退火、调质轧制等来制造。
在热轧时，钢片(钢坯)的加热温度优选为1150～1250℃，轧制率(累积压下率)优选为30～90％，终轧温度优选为900℃以上。
在精炼、铸造工序中所生成的包含Fe、Mn以及Nb的复合氧化物、或者包含Fe、Mn、Nb以及B的复合氧化物，在热轧中被延伸。在该热轧中，通过轧制将该复合氧化物延伸、破碎，使其变化为对目标特性来说更理想的形态，为了使其在钢板中均匀地分散，以某种程度的轧制率进行轧制是有效的。即，通过将热轧制率设为30％以上，能够使钢中的复合氧化物充分延伸，能够容易地使在冷轧、连续退火后得到的复合氧化物的尺寸和数密度成为所希望的范围。但是，当热轧轧制率超过90％时，存在钢中 的复合氧化物变得过细、不能得到良好的耐鱼鳞爆性的情况。
另外，在热轧后的酸洗中，除去在表面生成的氧化皮(scale)。在酸洗工序中，以下述条件进行酸洗很重要，所述条件是不会因氧化皮残留等而导致阻碍接下来的工序即冷轧下的制造的条件。例如，在采用盐酸的酸洗中，以浓度8％左右、液温90℃左右且浸渍时间60秒左右为基础进行酸洗即可。不优选采用硫酸的酸洗。其原因是，在采用硫酸的酸洗中，会实施过度的酸洗，元素浓化了的表层会被过度地除去。
在酸洗后，采用冷轧，使钢板进一步被延伸，但由于为最大150℃左右下的加工，因此硬质的上述复合氧化物在冷轧中难以延伸。
冷轧中的冷轧率(累积压下率)，由于决定制品的特性因此很重要，优选为65～85％。作为氢陷阱点发挥作用的硬质的复合氧化物，在该冷轧工序中被破碎。因此，存在于最终制品中的复合氧化物的尺寸和数密度根据冷轧率而变化。同样地，通过在冷轧工序中破碎硬质的复合氧化物，也形成了作为氢陷阱点发挥作用的空隙。为了通过破碎硬质的复合氧化物来使复合氧化物的尺寸和数密度最佳化，另外为了使空隙形成，进而为了在退火后确保良好的成形性，优选以65％以上的冷轧率来进行。空隙对耐鱼鳞爆性有效地发挥作用，但对可加工性产生不利的作用。因此，空隙过量地存在会使可加工性下降，成为损害加工、搪瓷处理后的制品的疲劳特性的原因。因此，优选冷轧率的上限设定为85％。当冷轧率超过85％时，复合氧化物被过度地破碎，其尺寸过于变小，因此对耐鱼鳞爆性有效的复合氧化物的数密度变少。另外，可观察到所形成的空隙已崩溃消失了的组织。通过冷轧而形成的空隙的形状、即将空隙视为三角形的情况下的三角形的长边作为底边的情况下的底边的长度除以高度所得到的值变大，因此提高耐鱼鳞爆性的效果变小。而且，空隙并不是组织性地结合而消失的，因由加工引起的应变的引入，空隙成为开裂的起点，可加工性劣化。
一般地，在冷轧中，与钢板的内部相比，在钢板的表层部会引入大的应变。但是，通过选择冷轧油等来减小辊与钢板的摩擦系数，由此能够减小引入到表层部和内部的应变的差异，能够抑制向表层部过度地引入应变。 其结果是，能够很理想地控制空隙形状。
在本实施方式涉及的搪瓷用钢板中要得到理想的空隙形状的情况下，优选将轧辊与钢板的摩擦系数设定为0.015～0.060，更优选设定为0.015～0.040。但是，摩擦系数与空隙形状的关系根据轧机的设定而存在偏差。对于摩擦系数，能够使用轧制中的一般方法、即二维的主应力法(slab method)的轧制理论，以使得前滑率和轧制载荷的计算值与实测值相等的方式经反复计算而算出。
再者，以往没有进行在轧制时控制了轧辊与钢板的摩擦系数的轧制。
在冷轧后，对冷轧钢板进行退火。该退火从生产率的观点出发优选采用连续退火生产线进行的连续退火。退火温度优选为700～850℃，出于在机械性质上具有特征的目的，也可以设为小于700℃，也可以设为超过850℃。
在连续退火之后，也可以将形状控制作为主要目的来实施调质轧制。使用该调质轧制，能够得到具有所希望的特性的搪瓷用钢板。
本实施方式涉及的搪瓷制品，是通过对本实施方式涉及的搪瓷用钢板进行用于得到所希望的形状的冲压、辊轧成形等加工、和搪瓷处理而得到的。对于冲压、辊轧成形等加工、搪瓷处理，根据常规方法进行即可。例如，对于搪瓷处理，通过将涂布了釉药的钢板加热到例如800～850℃并保持1～10分钟，使釉药的玻璃质和钢板密着即可。
实施例
接着，对于本发明的实施例进行说明，但实施例中的条件是为了确认本发明的实施可能性以及效果而采用的一个条件例，本发明并不被该一个条件例限定。本发明在不脱离本发明的要旨而能实现本发明的目的的范围内能够采用各种条件。
使用转炉熔炼表1所示的成分组成的钢，按照常规方法，采用连铸来制成板坯(钢片)。采用加热炉将这些板坯加热到1150～1250℃，供热轧用，在900℃以上的终轧温度下结束热轧，在700～750℃的温度下卷取了热轧后的热轧钢板。
然后，将热轧钢板酸洗后，以表2所示的冷轧率进行冷轧而制成冷轧钢板，进而在780℃的温度下实施了连续退火。其后，实施1.2％的调质轧制，制作出板厚为0.8mm的搪瓷用钢板。再者，为了使调质轧制后的板厚恒定，相对于冷轧的轧制率使热轧钢板的板厚变化了。
再者，轧辊与钢板的摩擦系数为0.025。
使用上述搪瓷用钢板，实施了各种评价。机械特性，使用JIS 5号试验片实施依照JIS Z2241的拉伸试验，测定了抗拉强度(TS)和断裂伸长率。钢板的平均结晶粒径，按照JISG0552对板厚1/4位置附近实施了测定。
钢板中的氧化物，使用SEM观察与冷轧的方向平行的截面，使用上述的方法测定了氧化物的直径和数密度。
可加工性的评价，采用依照JIS Z2248的V型块法实施90°弯曲试验来进行。使弯曲内半径变化来进行90°弯曲后，目视观察弯曲部的外侧，以有无开裂来进行评价。用以下3个级段来判定开裂的发生状况：A：在内半径为0.5mm以下时没有开裂；B：在内半径超过0.5mm且为2.5mm以下时没有开裂；C：即使内半径超过2.5mm也发生了开裂，如果是A和B，则判为合格。
疲劳特性的评价如以下那样进行：对于赋予了10％的拉伸应变后实施了相当于搪瓷处理的加热温度830℃、保持时间5min的热处理的钢板，实施对称循环疲劳试验。关于疲劳特性，将107次循环下的应力作为疲劳强度(σw)，将该疲劳强度除以采用对热处理后的钢板进行的拉伸试验得到的抗拉强度(TS)所得到的值(σw/TS)作为疲劳极限比。关于疲劳特性，将疲劳极限比的值超过0.42的钢板判为合格。
搪瓷特性，通过对采用粉体静电涂装法干式涂布100μm厚的釉药、在大气中进行了830℃×5min的烧成的钢板，实施耐鱼鳞爆性和密着性的评价来判断。关于耐鱼鳞爆性，是对搪瓷处理后的钢板进行在160℃的恒温槽中放置10小时的鱼鳞爆促进试验，对进行了该鱼鳞爆促进试验的钢板，通过目视用以下4个级段来判定鱼鳞爆发生状况：A：优异；B：稍优异； C：通常；D：存在问题，将A～C判为合格。
另外，对于搪瓷密着性，是使2kg的球形头的秤砣从1m的高度落下，使用169根的触诊针计测变形部的搪瓷剥离状态，用未剥离部分的面积率进行了评价。未剥离部分的面积率按以下4个级段进行评价：A：95％以上；B：超过85％且小于95％；C：超过70％且小于85％；D：70％以下，将A～C判为合格。
将评价结果示于表2。
再者，制造No.1～33的发明例，在钢中，在Fe-Mn-Nb系复合氧化物或Fe-Mn-Nb-B系复合氧化物中，没有观察到直径超过10μm的复合氧化物。
另外，每单位面积的Fe-Mn-Nb系复合氧化物或Fe-Mn-Nb-B系复合氧化物之中的直径为0.2μm以上且10μm以下的复合氧化物的个数在本发明的范围(2×102个/mm2以上且1×104个/mm2以下)内的钢板，能够确认出维持了耐鱼鳞爆性、并且满足可加工性。
进而，式(1)的“8×C(％)+1.3×Mn(％)+18×P(％)+5.1×(Nb(％))0.5”(式(1x))在本发明的范围内的钢板，能够确认出疲劳特性和密着性优异。在成分量和/或式(1x)不满足本发明的范围的情况下，不能同时满足可加工性、搪瓷特性、疲劳特性。
从表1、表2所示的结果可知，作为发明例的制造No.1～33，相对于以往的搪瓷用钢板，是维持了可加工性、耐鱼鳞爆性并且疲劳特性优异的高强度搪瓷用钢板。另一方面，作为比较例的制造No.34～48，在可加工性、疲劳特性、耐鱼鳞爆性、密着性之中的某项上不能得到充分的特性。
表1
表2
产业上的利用可能性
根据本发明，能够提供可加工性和耐鱼鳞爆性优异的高强度搪瓷用钢板和使用该搪瓷用钢板制造的搪瓷制品。而且，本发明的高强度搪瓷用钢板，在除了应用于厨房用品、建材以外还应用于能量领域的情况下，能够针对长年使用下的疲劳等实现可靠性的提高，能够实现制品的轻量化。因此，本发明在搪瓷用钢板制造以及应用产业中可利用性很高。
附图标记说明
1：空隙；2：Fe-Mn-Nb系复合氧化物。

Claims (5)

1.一种搪瓷用冷轧钢板，其特征在于，
以质量％计，其组成为C：0.0005～0.0050％、Mn：0.05～1.50％、Si：0.001～0.015％、Al：0.001～0.01％、N：0.0010～0.0045％、O：0.0150～0.0550％、P：0.04～0.10％、S：0.0050～0.050％、Nb：0.020～0.080％、Cu：0.015～0.045％以及余量的Fe和杂质，
在用C(％)表示C含量、用Mn(％)表示Mn含量、用P(％)表示P含量、用Nb(％)表示Nb含量时，满足下述式(1)，2.20≤8×C(％)+1.3×Mn(％)+18×P(％)+5.1×(Nb(％))0.5≤4.00…(1)
组织含有铁素体，从表面起沿板厚方向在板厚的1/4位置处的所述铁素体的平均结晶粒径为12.0μm以下，
包含2×102个/mm2以上且1×104个/mm2以下的含有Fe、Mn、Nb且直径为0.2μm以上且10μm以下的Fe-Mn-Nb系复合氧化物，
施予了10％的拉伸应变且实施了加热温度为830℃、保持时间为5分钟的热处理后的疲劳极限比超过0.42，所述疲劳极限比用107次循环下的应力即疲劳强度除以抗拉强度所得到的值来表示，
在所述组织与所述Fe-Mn-Nb系复合氧化物之间形成有空隙，所述空隙的当量圆直径为0.1～0.6μm，
在将所述空隙近似为三角形，将所述三角形的长边作为底边时，所述底边的长度除以高度所得到的值为1.0～15。
2.一种搪瓷用冷轧钢板，其特征在于，
以质量％计，其组成为C：0.0005～0.0050％、Mn：0.05～1.50％、Si：0.001～0.015％、Al：0.001～0.01％、N：0.0010～0.0045％、O：0.0150～0.0550％、P：0.04～0.10％、S：0.0050～0.050％、Nb：0.020～0.080％、Cu：0.015～0.045％、B：0.0005～0.0050％以及余量的Fe和杂质，
在用C(％)表示C含量、用Mn(％)表示Mn含量、用P(％)表示P含量、用Nb(％)表示Nb含量时，满足下述式(2)，2.50≤8×C(％)+1.3×Mn(％)+18×P(％)+5.1×(Nb(％))0.5≤4.00…(2)
组织含有铁素体，从表面起沿板厚方向在板厚的1/4位置处的所述铁素体的平均结晶粒径为12.0μm以下，
包含2×102个/mm2以上且1×104个/mm2以下的含有Fe、Mn、Nb、B且直径为0.2μm以上且10μm以下的Fe-Mn-Nb-B系复合氧化物，
施予了10％的拉伸应变且实施了加热温度为830℃、保持时间为5分钟的热处理后的疲劳极限比超过0.42，所述疲劳极限比用107次循环下的应力即疲劳强度除以抗拉强度所得到的值来表示，
在所述组织与所述Fe-Mn-Nb-B系复合氧化物之间形成有空隙，所述空隙的当量圆直径为0.1～0.6μm，
在将所述空隙近似为三角形，将所述三角形的长边作为底边时，所述底边的长度除以高度所得到的值为1.0～15。
3.根据权利要求1或2所述的搪瓷用冷轧钢板，其特征在于，以质量％计，还含有合计为0.1％以下的选自Cr、V、Zr、Ni、As、Ti、Se、Ta、W、Mo、Sn、Sb、La、Ce、Ca、Mg之中的一种以上的元素。
4.一种搪瓷制品，其特征在于，是使用权利要求1或2所述的搪瓷用冷轧钢板制造的。
5.一种搪瓷制品，其特征在于，是使用权利要求3所述的搪瓷用冷轧钢板制造的。
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Families Citing this family (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101657787B1 (ko) * 2014-12-04 2016-09-20 주식회사 포스코 황산 내식성 및 법랑 밀착성이 우수한 강판 및 그 제조방법
MX2018002854A (es) * 2015-09-11 2018-06-15 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Lamina de acero y producto esmaltado.
CN106811705A (zh) * 2015-12-02 2017-06-09 鞍钢股份有限公司 一种抗鳞爆性能优良的搪玻璃用钢板及其制造方法
CN106180187B (zh) * 2016-07-22 2019-04-23 武汉钢铁有限公司 一种复合钢板及其制备方法
KR101853767B1 (ko) * 2016-12-05 2018-05-02 주식회사 포스코 강의 제조 방법 및 이를 이용하여 제조된 강
KR102259136B1 (ko) * 2017-01-16 2021-06-01 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 무방향성 전자 강판 및 무방향성 전자 강판의 제조 방법
CN108796380B (zh) * 2017-04-26 2020-06-23 宝山钢铁股份有限公司 烧成后屈服强度在210MPa以上的极低碳冷轧搪瓷用钢板及其制造方法
KR101969109B1 (ko) 2017-08-21 2019-04-15 주식회사 포스코 법랑용 냉연강판 및 그 제조방법
CN107574375B (zh) * 2017-08-31 2019-06-07 武汉钢铁有限公司 具有优异涂搪性能的双面搪瓷用热轧酸洗钢板及其制造方法
US11236427B2 (en) 2017-12-06 2022-02-01 Polyvision Corporation Systems and methods for in-line thermal flattening and enameling of steel sheets
KR102504491B1 (ko) * 2018-05-17 2023-02-28 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 강판 및 법랑 제품
WO2021193953A1 (ja) * 2020-03-27 2021-09-30 日本製鉄株式会社 鋼板およびほうろう製品
CN111647814B (zh) * 2020-06-08 2022-06-07 首钢集团有限公司 一种搪瓷用冷轧钢板及其制备方法
KR102501947B1 (ko) * 2020-12-21 2023-02-20 주식회사 포스코 법랑용 강판 및 그 제조방법
TWI789985B (zh) * 2021-11-09 2023-01-11 中國鋼鐵股份有限公司 搪瓷鋼片及其製造方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101535517A (zh) * 2006-09-27 2009-09-16 新日本制铁株式会社 耐鳞爆性显著优良的搪瓷用钢板及其制造方法
CN102899565A (zh) * 2011-07-25 2013-01-30 宝山钢铁股份有限公司 一种冷轧搪瓷用钢及其制造方法

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5831063A (ja) 1981-08-18 1983-02-23 Kawasaki Steel Corp ほうろう用高張力冷延鋼板
JPS61117246A (ja) 1984-11-13 1986-06-04 Nippon Kokan Kk <Nkk> 焼成後の強度が高く且つ耐爪とび性に優れたほうろう用熱延鋼板の製造方法
JPH0762211B2 (ja) * 1989-11-24 1995-07-05 新日本製鐵株式会社 深絞り性の極めて優れたほうろう用鋼板
JP3247152B2 (ja) * 1992-07-20 2002-01-15 川崎製鉄株式会社 ほうろう焼成後高強度化するほうろう用冷延鋼板およびその製造方法
JPH0762211A (ja) 1993-08-23 1995-03-07 Teijin Ltd ポリエステル水分散体及び易接着性ポリエステルフイルム
JPH0978190A (ja) * 1995-09-14 1997-03-25 Sumitomo Metal Ind Ltd ほうろう用冷延鋼板と製造方法
JPH11229087A (ja) * 1998-02-18 1999-08-24 Nkk Corp 成形性に優れたほうろう用冷延鋼板およびその製造方法
KR20050068250A (ko) * 2003-12-29 2005-07-05 주식회사 포스코 법랑용 강판 및 그 제조 방법
US8236111B2 (en) 2006-09-19 2012-08-07 Nippon Steel Corporation Product for enameling and enameled product
KR101289415B1 (ko) 2009-12-18 2013-07-24 주식회사 포스코 표면 결함이 없는 법랑용 강판 및 그 제조방법

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101535517A (zh) * 2006-09-27 2009-09-16 新日本制铁株式会社 耐鳞爆性显著优良的搪瓷用钢板及其制造方法
CN102899565A (zh) * 2011-07-25 2013-01-30 宝山钢铁股份有限公司 一种冷轧搪瓷用钢及其制造方法

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Publication number Publication date
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